Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние проблемы 21
1.1. Молекулярно-лучевая эпитаксия кремния 21
1.1.1. Основы метода МЛЭ Si 21
1.1.2. Легирование слоев кремния в процессе МЛЭ 27
1.1.3. Обзор современных моделей легирования слоев кремния в методе МЛЭ 43
1.2. Выращивание легированных слоев кремния методом сублимационной МЛЭ 49
1.2.1. Основы метода. Рост нелегированных слоев 50
1.2.2. Испарение примеси из кремниевого источника 55
1.2.3. Легирование в методе сублимационной МЛЭ Si 61
1.3. Выращивание на кремниевых подложках гетероэпитаксиаль-ных структур, содержащих слои твердого раствора кремний-германий 66
1.4. Методы активации вхождения примеси в слои кремния при молекулярно-лучевой эпитаксии 71
1.4.1. Низкоэнергетическая ионная имплантация 71
1.4.2. Твердофазная эпитаксия (ТФЭ) 72
1.4.3. Легирование, усиленное приложением потенциала к подложке „... 73
1.5. Постановка задачи исследования 82
Глава 2. Методика эксперимента 87
2.1. Вакуумное оборудование для выращивания слоев Si и Sii.xGex методом сублимационной МЛЭ 87
2.1.1. Высоковакуумные установки для выращивания структур 87
2.1.2. Источники паров кремния и легирующей примеси 97
2.1.3. Нагреватели подложки 104
2.2. Выращивание легированных эпитаксиальных слоев кремния 107
2.3. Выращивание слоев твердого раствора Sii xGex на Si(100) методом сублимационной МЛЭ Si в среде германа 114
2.4. Методы исследования структуры, электрофизических параметров эпитаксиальных слоев и распределения примесей в них 117
2.4.1. Метод изготовления косого шлифа 119
2.4.2. Методики приготовления электронно-прозрачных образцов и исследования структуры слоев 123
2.4.3. Методы измерения электрических параметров слоев 130
2.4.4. Методы исследования распределения примесей в слоях SinSii.xGex 134
Глава 3. Выращивание нелегированных слоев Si с приложением потенциала к подложке 137
3.1. Выявление ионной составляющей в потоке атомов Si из сублимирующего источника 138
3.2. Влияние бомбардировки низкоэнергетическими ионами Si+ на травление слоя диоксида и последующий рост эпитаксиального слоя кремния 142
3.3 Захват атомов фоновых примесей слоем кремния при выращивании его с приложением и без приложения отрицательного потенциала к подложке 153
3.4 Распределение легирующих и фоновых примесей в эпитаксиальных слоях кремния, выращенных на пористом кремнии методом сублимационной МЛЭ без приложения и с приложением потенциала к подложке 164
Глава 4. Закономерности переноса примесей из сублимирующего источ ника и из расплава кремния в слой 175
4.1. Перенос традиционных легирующих примесей из сублимирующего кремниевого источника в слой 175
4.2. Перенос галлия из кремниевого источника в эпитаксиальный слой 179
4.3. Испарение легирующей примеси из расплава кремния 189
Глава 5. Вхождение традиционных легирующих примесей в слои кремния при выращивании их методом сублимационной МЛЭ с приложением потенциала к подложке 197
5.1. Влияние приложения потенциала к подложке на внедрение атомов галлия в эпитаксиальные слои Si 198
5.2. Профили распределения других примесей в слоях Si, выращенных с приложением потенциала к подложке 205
5.3. Структурное совершенство легированных галлием слоев кремния, выращенных с приложением потенциала 209
5.4. Сопоставление экспериментальных данных и современных моделей PED слоев Si 213
Глава 6. Закономерности вхождения эрбия в эпитаксиальные слои крем ния в процессе сублимационной МЛЭ 221
6.1. Перенос эрбия из сублимирующего кремниевого источника в растущий слой 222
6.2. Поверхностная сегрегация атомов эрбия при выращивании эпитаксиальных слоев кремния 227
6.3. Влияние солегирования слоев кремния кислородом на подавление поверхностной сегрегации эрбия 233
6.4. Структура эпитаксиальных слоев кремния, легированных эрбием 240
6.5. Влияние бомбардировки поверхности роста низкоэнергетиче скими ионами Si+ на захват атомов эрбия слоем кремния 242
Глава 7. Выращивание слоев твердого раствора кремний-германий методом сублимационной МЛЭ Si в среде германа с приложением потенциала к подложке 248
7.1. Встраивание Ge и традиционных легирующих примесей в слои твердого раствора кремний-германий при выращивании слоев с приложением потенциала к подложке 248
7.2. Встраивание атомов эрбия и сопутствующих примесей в растущий эпитаксиальный слой твердого раствора Sii.xGex 253
7.3. Формирование самоорганизующихся трехмерных островков GeSiHaSi(OOl) 259
Глава 8. Выращивание методом сублимационной МЛЭ кремниевых эпитаксиальных диодных структур 264
8.1. Диодные эпитаксиальные кремниевые структуры с легированным эрбием базовым слоем 265
8.2. Дельта-легированные слои, выращенные методом сублимационной МЛЭ с приложением потенциала к подложке 275
Заключение 284
писок литературы 292
- Выращивание легированных слоев кремния методом сублимационной МЛЭ
- Выращивание легированных эпитаксиальных слоев кремния
- Влияние бомбардировки низкоэнергетическими ионами Si+ на травление слоя диоксида и последующий рост эпитаксиального слоя кремния
- Перенос галлия из кремниевого источника в эпитаксиальный слой
Введение к работе
Актуальность темы. В последние десятилетия внимание исследователей в нашей стране и за рубежом привлечено к проблеме перехода линейных размеров активных областей приборов микроэлектроники с единиц микрометров на субмикронный уровень. Это привело к возникновению нового направления в физике, технологии и электронной технике - нано-электроники. Нанометровая шкала диктует необходимость создания таких многослойных структур, в которых граница раздела между однородными слоями имеет атомный масштаб. В настоящее время имеются достаточно развитые технологии, основанные на эпитаксиальном наращивании полупроводниковых структур, среди которых метод молекулярно-лучевой эпи-таксии (МЛЭ) является наиболее перспективным. Этот метод был успешно использован при выращивании многослойных структур с резкими границами Между СЛОЯМИ СубмИКрОННОЙ ТОЛЩИНЫ СОеДИНеНИЙ АщВу.
В то же время выращивание таких структур на основе кремния - материала "номер один" твердотельной электроники - еще не достигло таких успехов. В методе МЛЭ Si большинство легирующих примесей имеют низкий коэффициент прилипания и достаточно высокий коэффициент десорбции при относительно низких температурах роста. Из-за поверхностной сегрегации примеси происходит размытие концентрационного профиля на границе слоев. В связи с этим ведутся поиски методов легирования, которые являются альтернативными по отношению к термическому спонтанному легированию. Среди них наиболее широко используется метод низкоэнергетической (единицы килоэлектронвольт) ионной имплантации легирующей примеси в процессе роста слоев кремния. Пионерские работы в этом направлении велись в НИФТИ ННГУ под руководством д.ф.м.н. В.А. Толомасова.
Однако в этом методе применяется сложное, дорогостоящее оборудование, а сам процесс ионной имплантации приводит к значительному дефектообразованию в слоях, поэтому рост слоев необходимо проводить при повышенных температурах. Более перспективным является использование облучения поверхности роста низкоэнергетическими ионами (сотни электронвольт), например, ионами Si+, которые присутствуют в молекулярном потоке при электронно-лучевом испарении кремния и которые могут быть ускорены приложением потенциала к подложке.
Поскольку в первых экспериментах по легированию слоев кремния в процессе МЛЭ путем приложения потенциала к подложке существенно увеличить эффективность легирования удалось лишь для одной примеси (сурьмы), в то время, как эффективность легирования другими примесями была либо незначительной, либо нулевой, как в случае легирования галлием, то требовалось проведение исследований на более качественном уровне за счет создания идентичных условий при легировании широким спектром примесей. Кроме того, необходимо было также исследовать и захват растущим слоем твердого раствора кремний-германий одной из его компонент (германий) в условиях роста с приложением потенциала к подложке. Неясным оставался и сам механизм легирования слоев кремния приложением потенциала к подложке.
В связи с вышеизложенным изучение возможности легирования слоев кремния широким спектром примесей путем облучения поверхности роста низкоэнергетическими ионами Si+ в процессе МЛЭ и исследование протекающих при этом физических процессов является актуальной задачей полупроводниковой электроники.
Целью данной работы являлось исследование физических процессов, имеющих место при ионном облучении поверхности роста легированных широким спектром примесей слоев кремния в методе МЛЭ, а также разработка физических основ примесного легирования слоев кремния и слоев твердого раствора кремний-германий в условиях низкоэнергетического ионного облучения. Для создания идентичных условий для легирования слоев кремния широким спектром примесей наиболее подходит метод сублимационной МЛЭ Si. І
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
- выявить наличие ионов Si+ в потоке атомов кремния из сублимирующего источника;
- изучить влияние бомбардировки низкоэнергетическими ионами Si+ поверхности подложки кремния (в том числе и покрытой слоем S1O2 или слоем пористого кремния) и поверхности растущего слоя Si на процесс десорбции слоя SiC 2, на изменение структуры растущего слоя и его структурное совершенство, на уровень фонового легирования;
- провести детальные исследования процессов захвата широкого спектра легирующих примесей растущим слоем кремния и атомов германия слоем твердого раствора кремний-германий в условиях облучения поверхности роста низкоэнергетическими ионами Si+ и влияния на эти процессы условий облучения (энергия, температура);
- установить механизм воздействия низкоэнергетических ионов Si+ на захват легирующих примесей растущими слоями Si и Si/.xGex при МЛЭ;
- экспериментально и теоретически исследовать кинетику испарения ряда примесей из кремниевого источника, в том числе и из частично расплавленного;
- апробировать метод легирования, усиленного приложением потенциала к подложке, на примере выращивания многослойных эпитаксиаль-ных структур для ряда приборов микро- и оптоэлектроники;
разработать основные узлы ростовой камеры установки сублимационной МЛЭ Si, обеспечивающие подходящие параметры роста эпитак-сиальных слоев, а также разработать новые методы подготовки эпитакси-альных структур к исследованиям. При проведении экспериментов был использован метод сублимационной МЛЭ для выращивания слоев Si, а для выращивания слоев твердого раствора Si-Ge - испарение Si из сублимирующего источника в атмосфере германа (GeH4).
Для исследования выращенных слоев применялись методы вторично-ионной масс-спектрометрии (ВИМС), обратного резерфордовского рассеяния (ОРР), С- F-профилирования, в том числе, и электрохимического, метод измерения эффекта Холла, атомно-силовой микроскопии (АСМ), электронной микроскопии, рентгеновской дифракции и ряд других.
Основная часть работы выполнялась в Научно-исследовательском физико-техническом институте (НИФТИ) Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского. Исследования структуры выращенных слоев проводились на кафедре физики полупроводников и оптоэлектроники ИНГУ, а исследование фото- и электролюминесценции - в институте физики микроструктур (ИФМРАН, г. Н.Новгород).
В итоге проведенных исследований были получены результаты, научная новизна которых состоит в следующем:
1. Впервые показано, что в потоке атомов из сублимирующего кремниевого монокристалла существует ионная составляющая, которая состоит из ионов Si+. Определена степень ионизации потока атомов кремния, которая составляет 10" , а энергия активации ионной компоненты потока равна 4,3±0,15 эВ.
2. Установлено, что под воздействием ионного облучения интенсивнее десорбируется слой SiC 2 с поверхности подложки, снижается температура перехода от роста слоев с одной структурой к росту слоев с другой более совершенной структурой, увеличивается текстура выращиваемых слоев кремния. Предложена связь между снижением температуры роста слоев и увеличением энергии, приносимой падающим на поверхность слоя потоком атомов кремния. 3. Впервые проведено систематическое исследование влияния бомбардировки поверхности роста низкоэнергетическими ионами Si+ на захват растущим слоем кремния широкого спектра легирующих и солегирующих примесей, а также атомов германия при выращивании слоев твердого раствора кремний-германий. Показано, что данный метод позволяет эффективно увеличивать концентрацию и подавлять поверхностную сегрегацию примеси в слоях независимо от ее сорта.
4. Определены коэффициенты внедрения легирующих примесей в слои кремния, выращиваемые с приложением небольшого по величине ( 00 В) потенциала. Установлено, что в отличие от результатов исследования других авторов при выращивании слоев кремния с приложением потенциала атомы галлия также эффективно внедряются, как и атомы других примесей (например, сурьмы) при лимитирующей толщине адслоя галлия (менее одного монослоя).
5. Установлены закономерности захвата примесных атомов слоями кремния при выращивании их с приложением потенциала к подложке в зависимости от концентрации примеси в адслое, от величины прикладываемого потенциала и от температуры роста.
6. Впервые исследовано воздействие ионного облучения поверхности роста слоя кремния на одновременный захват легирующей (эрбий) и соле-гирующей (кислород) примесей, а также захват одной из компонент (германия) матричного материала (твердый раствор кремний-германий). Показано, что наряду с внедрением легирующей примеси имеет место и захват солегирующей примеси, а захват атомов Ge происходит за счет интенсивной диссоциации на кремниевой подложке германа (GeH4) под воздействием ионов Si+.
Впервые исследован перенос атомов эрбия и галлия из сублимирующего кремниевого источника в растущий слой кремния. Определены скорость испарения эрбия из кремния и коэффициент диффузии этой примеси. 8. Теоретически обоснована и экспериментально подтверждена возможность создания потока летучей легирующей примеси с повышенной плотностью путем перевода части кремниевого источника в состояние расплава.
9. Систематически исследованы закономерности захвата атомов эрбия растущим слоем кремния и слоем твердого раствора кремний-германий в сублимационной молекулярно-лучевой эпитаксии, в том числе, влияние уровня легирования и давления вводимого газа (кислорода или германа) на кинетику внедрения примесей в слой.
10. На основе многослойных эпитаксиальных кремниевых структур, выращенных при ионном облучении, изготовлены диодные структуры, в том числе и с дельта-легированными слоями, которые по совокупности физических свойств пригодны для приборов микро-, нано- и оптоэлектро- ники.
Практическая значимость.
Проведенные автором исследования являются основой технологии легирования, усиленного приложением потенциала в процессе МЛЭ Si и слоев твердого раствора кремний-германий, позволяющей решать задачи по выращиванию многослойных эпитаксиальных структур для микро-, нано- и оптоэлектроники.
К конкретным практически важным результатам относятся следующие:
1. Экспериментально установленные закономерности встраивания легирующей примеси в эпитаксиальные слои Si и Si/.xGex при выращивании их методом МЛЭ с одновременным ионным облучением поверхности роста могут быть использованы для совершенствования технологии выращивания приборных структур с резкими границами между слоями и с -легированными слоями. 2. Проведенные в работе исследования позволили предложить конкретные режимы роста легированных эрбием эпитаксиальных структур кремния, пригодных для изготовления электролюминисцирующих при комнатной температуре на длине волны 1,54 мкм диодов.
3. Разработаны:
- метод создания потока легирующей примеси повышенной интенсивности из сублимирующего кремниевого источника за счет частичного его расплавления, позволяющий выращивать слои кремния с концентрацией примеси выше, чем в источнике;
- метод подготовки кремниевых подложек для низкотемпературного отжига их в вакууме при проведении in situ предэпитаксиального отжига;
- метод выращивания сублимационной МЛЭ слоев кремния на подложках стандартной (круглой) формы;
- метод выращивания сублимационной МЛЭ слоев кремния с расширенным диапазоном концентраций и типом легирующих примесей;
- метод изготовления косого шлифа;
- метод экспрессного определения типа проводимости слоев многослойной кремниевой структуры;
- метод приготовления электронно-прозрачных образцов.
4. Модернизирован ряд основных узлов установки МЛЭ: разработан источник паров кремния с высокой интенсивностью потока при сохранении минимального его загрязнения, разработаны держатели подложек как прямоугольной, так стандартной формы (диск диаметром 0= 60-76 мм). Это позволило выращивать методом сублимационной МЛЭ достаточно однородные по толщине и уровню легирования слои Si и Sij.xGex на всей площади подложки.
На основе полученных результатов предложен ряд новых технических решений, большинство из которых защищено патентами, авторскими свидетельствами. На защиту выносятся следующие положения
1. При сублимации кремния поток состоит не только из нейтральных атомов, но также из ионов St. Степень ионизации потока атомов кремния составляет 10 5, а энергия активации ионной компоненты потока равна Д=4,3±0,15эВ.
2. Экспериментальное доказательство улучшения структуры слоев кремния, увеличения скорости десорбции пленки оксида с поверхности подложки при облучении поверхности роста низкоэнергетическими ( 300 эВ) ионами St в методе МЛЭ.
3. Эффективность легирования слоев кремния при облучении поверхности роста не зависит от типа легирующей примеси, а определяется ее плотностью в адслое и величиной прикладываемого к подложке потенциала. Высокая эффективность захвата атомов галлия растущим слоем кремния при облучении его ионами St обусловлена формированием двумерного адслоя этой примеси, которое легко достигается в процессе сублимационной МЛЭ.
4. При одновременном легировании слоев кремния двумя примесями (эрбий, кислород) в условиях приложения потенциала к подложке более эффективно захватываются атомы той примеси, которая имеет большую склонность к поверхностной сегрегации (кислород).
5. Возможность использования облучения низкоэнергетическими ионами St поверхности роста слоев как метода исследования поверхностной сегрегации примеси.
Результаты исследования процессов захвата легирующих примесей слоями кремния и слоями твердого раствора кремний-германий в методе сублимационной МЛЭ кремния в среде германа при варьировании сорта примеси, давлении германа, температуры роста и величины прикладываемого потенциала дают возможность выращивания многослойные структу ры с сверхтонкими эпитаксиальными слоями и резкими границами между ними.
7. Способ формирования потока с повышенным содержанием легирующей примеси за счет частичного подплавления сублимирующего источника и результаты применения этого способа для выращивания сильнолегированных слоев.
8. Стационарному потоку атомов эрбия их кремниевого сублимирующего источника при переносе их в слой кремния предшествует формирование обогащенной этой примесью приповерхностной области. Немонотонное распределение концентрации атомов эрбия в эпитаксиальном слое кремния является следствием поверхностной сегрегации ее на поверхности роста.
В первой главе дана характеристика современного уровня развития метода МЛЭ Si и Si-Ge.
Наиболее важной проблемой МЛЭ, как и большинства других методов, является введение легирующей примеси в слой Si путем соосаждения примесных элементов. Из всего широкого спектра легирующих примесей, применяемого в технологии Si, в методе МЛЭ используются в основном только две примеси Sb и Ga. Кроме того, легирование в методе МЛЭ Si при температуре роста выше 450°С характеризуется сильной поверхностной сегрегацией примеси, которая затрудняет выращивание слоев с заданным профилем распределения концентрации примеси. Отмечается, что наряду с традиционными примесями поверхностной сегрегации подвержены и атомы редкоземельных элементов (Ег, Рг), которыми в последнее время легируют слои Si для создания светоизлучающих на длине волны 1,54 мкм приборов. Кроме того, эти легированные слои должны быть бездефектными, чтобы обеспечить высокоэффективную фотолюминесценцию.
В первой главе приведен также обзор современных моделей легирования в процессе МЛЭ Si, которые качественно объясняют эффект поверхностной сегрегации примеси. Однако экспериментальных данных по леги рованию в методе МЛЭ еще недостаточно для того, чтобы отдать предпочтение какой-либо из этих моделей.
Альтернативным по отношению к традиционному методу МЛЭ Si является метод сублимационной МЛЭ, который характеризуется простотой используемого устройства для формирования атомарного потока высокой чистоты, возможностью легирования слоев более широким спектром примесей при высокой стационарности их потоков из источника.
В первой главе приводятся основы этого метода. Большое внимание уделяется процессу легирования, основным способом которого является испарение (сублимация) Si, легированного определенной примесью. К настоящему времени теоретически и экспериментально исследованы закономерности переноса примеси из сублимирующего источника в слой. В то же время оставался неисследованным процесс переноса такой широко распространенной в традиционной МЛЭ Si примеси как Ga, а также перенос атомов Ег из кремниевого источника в слой. Кроме того, верхний предел легирующей примеси в слоях был ограничен концентрацией ее в источнике, т.е. в монокристалле, выпускаемом промышленностью.
Метод сублимационной МЛЭ Si требовал существенных технических доработок для создания с его помощью многослойных эпитаксиаль-ных структур, пригодных для работы с ними на технологической линейке по изготовлению приборов.
Малоизученным оставался вопрос легирования слоев твердого раствора Si-Ge при выращивании их методом сублимационной МЛЭ Si в среде германа. В частности, нерешенной оставалась проблема легирования таких слоев атомами редкоземельных элементов (Ег).
В первой главе рассмотрены также некоторые подходы преодоления трудностей легирования в методе МЛЭ Si: низкоэнергетическая ионная имплантация, твердофазная эпитаксия (ТФЭ) и легирование, усиленное приложением потенциала к подложке (легирование вторичной импланта цией). Отмечается, что последний метод является наиболее подходящим для увеличения эффективности легирования.
В первой главе приведена также постановка задачи исследования.
Во второй главе приведено описание высоковакуумных установок для выращивания слоев кремния и сплава кремний-германий методом сублимационной МЛЭ. Приведено детальное описание разработанных основных узлов ростовой камеры: источников потоков атомов кремния и легирующей примеси, а также нагревателей подложки. Показаны преимущества разработанных устройств по сравнению с существующими.
В этой же главе приведено описание разработанных нами методов подготовки эпитаксиальных структур к исследованию на электронном микроскопе и исследованию их по косому шлифу. Кроме того, перечислены и основные методы, применяемые в работе для исследования выращенных структур.
В третьей главе приведены результаты выявления ионной составляющей в потоке атомов из сублимирующего кремниевого монокристалла. На основе полученных данных о зависимости ионного тока от типа легирующей примеси, температуры источника, длительности испарения и величины прикладываемого к подложке отрицательного потенциала была установлена природа ионной составляющей: она обусловлена потоком ионов St.
Выявлено также влияние облучения низкоэнергетическими нонами Si+ поверхности подложки на ускорение процесса травления слоя оксида, покрывающего поверхность подложки. Рассматривается влияние воздействия ионов Si+ на снижение температуры эпитаксиального роста слоев Si и на изменение структурного совершенства слоев.
В этой главе рассматривается также влияние приложения к подложке потенциала на захват атомов фоновых примесей растущим слоем кремния. Кроме того, приводятся результаты исследования влияния бомбардировки низкоэнергетическими ионами Si+ поверхности роста на распреде ление легирующих и фоновых примесей в слоях кремния, выращенных на пористом кремнии.
Рассмотрено также, как влияет высокотемпературный предэпитакси-альный отжиг кремниевой подложки, легированной бором, на фоновое легирование слоя этой примесью. Предложен механизм введения этой примеси в слой.
Четвертая глава посвящена изучению закономерностей процесса переноса примесей из кремниевого источника в растущий слой. Проведено сравнение переноса галлия из сублимирующего источника с переносом Ga при испарении его из ячейки Кнудсена. Выявлено влияние кинетики отжига источника на перенос галлия из источника в слой.
Проведен также теоретический расчет потока примеси при испарении ее из кремния, подвергнутого частичному расплавлению. Расчет подтверждается приведенными экспериментальными данными об увеличении потока примеси из расплава кремния по сравнению с потоком при сублимации кремния.
Представлены также данные по уточнению переноса легирующих примесей из сублимирующего источника в слой кремния при использовании метода твердофазной эпитаксии и осаждения аморфных слоев.
В пятой главе представлены результаты исследования влияния приложения к подложке отрицательного потенциала на перенос легирующих примесей из источника в слой. Основное внимание уделено влиянию параметров процесса: количества примеси в адслое, величины и знака прикладываемого к подложке потенциала и температуры роста на внедрение атомов галлия в растущий слой.
Кроме того, исследовано влияние внедрения и других примесей (А1; В, Sb) в слой в процессе роста с приложением потенциала к подложке.
Проводится сопоставление полученных экспериментальных данных и современных моделей легирования с приложением потенциала к подложке. В шестой главе рассмотрены особенности захвата растущим эпитак-сиальным слоем кремния атомов эрбия в процессе сублимационной МЛЭ с целью:
- установления закономерностей переноса Ег из источника Si в слой;
- установления общих закономерностей и различий вхождения атомов Ег в слой по сравнению с другими примесями;
- изучения влияния солегирования in situ атомами кислорода на усиление вхождения атомов эрбия в слой Si;
- изучения влияния облучения поверхности роста низкоэнергетическими ионами Si+ на вхождение атомов эрбия и кислорода в слой;
- изучения образования структурных дефектов в слоях Si в зависимости от условий легирования.
Проводились исследования по выявлению поверхностной сегрегации атомов эрбия в слоях кремния в широком интервале плотностей пото-ка примеси, а также при напуске кислорода до давления 5-10" -5-10" Торр в ростовую камеру установки. Определена роль кислорода в захвате атомов Ег растущим слоем.
В седьмой главе изучены особенности встраивания атомов германия, а также легирующих примесей (эрбий, бор, галлий) в слои твердого раствора кремний-германий при выращивании их методом сублимационной МЛЭ Si в среде германа в зависимости от условий роста (давления герма-на, температуры роста и приложения потенциала к подложке). Особое внимание уделено вхождению в растущий слой сплава атомов эрбия. При этом учитывалась роль находящихся на поверхности роста атомов водорода. Приводятся результаты исследования возможности роста -легированных галлием или бором слоев в твердом растворе Si-Ge. Изложены результаты исследований влияния условий выращивания на образование островковых пленок сплава Si-Ge с высоким совершенством кристаллической структуры. В восьмой главе представлены результаты по выявлению возможности контролируемого управления профилем легирующих примесей в эпи-таксиальных структурах с целью создания приборных структур. При этом основное внимание уделялось выращиванию структур с качественным р-п-переходом между пленкой и подложкой. Такие структуры в случае легирования их эрбием в дальнейшем были использованы для создания светоиз-лучающих диодов.
Уделяется внимание и особенностям создания методом сублимационной МЛЭ диодных кремниевых структур со сверхрезким /7-«-переходом. Было проведено исследование возможности выращивания структур с импульсным приложением потенциала к подложке с целью создания дельта-легированных слоев и-ир-типа проводимости.
Апробация работы
Результаты работы докладывались и обсуждались на VII Всесоюзной конференции по процессам роста и синтеза полупроводниковых кристаллов и пленок и на семинаре по МЛЭ {Новосибирск, 1986 г.); I Всесоюзном семинаре "Низкотемпературное легирование полупроводников и многослойных структур микроэлектроники" {Устинов, 1987 г.); Республиканском семинаре "Новые материалы и технологические процессы микроэлектроники и прециссионной металлургии" (Ижевск, 1988 г.); I Всесоюзной конференции "Физические основы твердотельной электроники" {Ленинград, 1989 г.); VII Международной конференции по микроэлектронике {Минск, 1990 г.); IV All-Union Conf. Interaction of Radiation with Solids {Elbrus, Kabardino-Balkarian, 1990 г.); International conf. Ion implantation and ion beam equipment {Elenite, Bulgaria, 1990r.); X, XI, XII Всесоюзной конференции "Взаимодействие ионов с поверхностью" {Звенигород, 1991, 1993, 1997 г.г.); Всесоюзной конференции "Ионно-лучевая модификация полупроводников и других материалов микроэлектроники" {Новосибирск, 1991 г.); 8 Всесоюзной конференции по росту кристаллов (Харьков, 1992 г.); XXII Конференции по эмиссионной электронике (Москва, 1994 г.); X, XI Конференции по химии высокочистых веществ (Н.Новгород, 1995, 2000 г.г.); E-MRS (Strasbourg, France, 1996 г.); IV, V Всероссийском семинаре "Физические и физико-химические основы ионной имплантации" (Н.Новгород, 1998, 2000 г.г.); Конференции "Структура и свойства кри-сталлических и аморфных материалов" (Н.Новгород, 1996 г.); совещании "Нанофотоника" (Н.Новгород, 1998, 1999, 2000, 2001, 2002 г.г.); Конференции "Кремний-96" (Москва, 1996 г.); 4 Всероссийской конференции по физике полупроводников (Новосибирск, 1999 г.); 3 Международной конференции "Рост монокристаллов, проблемы прочности и тепломассопе-ренос" (Обнинск, 1999 г.). Совещание по росту кристаллов, пленок и дефектам структуры кремния "Кремний-2002" (Новосибирск, 2002 г.)
Основные результаты диссертации опубликованы в 96 работах, включенных в список литературы, из которых 46 статей в центральных ф отечественных и зарубежных журналах, а также 9 патентов и авторских
свидетельств на изобретение.
Выращивание легированных слоев кремния методом сублимационной МЛЭ
Высокая химическая активность кремния и необходимость достижения высоких температур (выше 1400С) для формирования его молекулярных потоков с высокой интенсивностью заставляют проводить поиск альтернативных методов по отношению испарения Si с помощью электроннолучевого нагрева. Перспективное направление для решения проблем, связанных с выращиванием многослойных легированных структур, открывает метод сублимационной МЛЭ Si. Высокое давление паров кремния вблизи его температуры плавления позволяет использовать сублимацию кремния для получения молекулярных потоков, а также для подготовки подложки к эпитак-сиальному росту. Данный метод характеризуется простотой используемого устройства для формирования потока атомов кремния высокой чистоты. Кроме того, испарение кремния, легированного заданной донорной или акцепторной примесью, позволяет легировать слои широким спектром примесей, молекулярные потоки которых имеют высокую стационарность. Изучение основных физических процессов, определяющих рост эпи-таксиальных слоев кремния из сублимирующих источников, было начато в нашем институте в первой половине шестидесятых годов прошлого столетия. Для этого потребовалось решение ряда научных, технических и методических задач, которое способствовало бы успешной реализации метода сублимационной МЛЭ Si [50]. Группа исследователей во главе с Толомасо-вым В.А. одна из первых использовала сублимацию Si при температурах, близких к температуре плавления, для получения молекулярных потоков кремния [49]. Простейшим источником паров кремния, получаемых его сублимацией, служил тонкий брусочек, разогреваемый пропусканием тока [51, 52]. Этот метод не требует сложной аппаратуры и значительной мощности, а потому может быть использован в вакуумной установке с небольшой ростовой камерой. В некоторых случаях для нагрева источников использовали электронную бомбардировку [53] или токи высокой частоты [54]. Нагрев подложки мог осуществляться также прямым пропусканием через них тока [55].
Поскольку интенсивность молекулярного потока из сублимирующего кристалла Si не высока, то для выращивания слоев могли использовать установки с диффузионными насосами [53, 56, 57] (наряду со сверхвысо-ковакуумными установками). Возможность выращивания методом сублимационной МЛЭ практически бездефектных слоев при рекордно низких, в то время, температурах (520С) на подложках Si(lll) впервые продемонстрировал Видмер [56]. При этом он применил предосаждение слоя при температурах отжига подложки (1200С). Без предосаждения минимальная температура эпитакси-ального наращивания составляла 800 С. Высокотемпературный отжиг подложки Si в вакууме, проводимый одновременно с отжигом источника, и переход к осаждению слоя без перерыва способствовали повышению структурного совершенства осаждаемого слоя [59]. Наиболее эффективной конструкцией источника потока атомов кремния в сублимационной МЛЭ является источник в виде прямоугольного бруска, вырезанного из монокристаллического кремния и нагреваемого прямым пропусканием тока [51]. Размер пластин составлял 30x1x1 мм3 [51] или 50x5x1 мм [50]. Подходящий по интенсивности поток атомов кремния получали при температурах 1360-1380С, т.е близких к температуре плавления кремния. Подложки также имели форму прямоугольных пластин размером 70x5x0,5 мм . К токовводам пластины крепились с помощью молибденовых лент, которые одновременно и выполняли функции тепловых развязок. Источник и подложка устанавливались параллельно друг другу на расстоянии от 1 до 15 мм. Иногда между ними размещался подвижный экран, защищающий источник от попадания паров кремния и примеси во время отжига. Рабочая площадь прямоугольных подложек с однородным по толщи-не слоем обычно не превышала 1 см [50, 72]. На такой площади трудно изготовлять приборы, поэтому целесообразно было разработать устройство для сублимационной МЛЭ с осаждением слоев Si на подложках достаточно большой площади, в том числе, и имеющих стандартную форму (диски). Для выращивания многослойных структур устанавливались несколько источников кремния, легированных разными примесями. Подложка с помощью специального механизма перемещалась от одного источника к другому. Первые совершенные по кристаллической структуре слои кремния были выращены в установке с паромасляным диффузионным насосом [50]. Благодаря простоте конструкции установки такого типа оказались удобными для исследовательских целей. В установках более поздних конструкций высокий вакуум достигался с помощью титановых геттерно-ионных насосов [49]. Однако из-за малых размеров источника интенсивность потока атомов кремния была низкая, а срок службы - невысокий.
Конструкция источника имела принципиальный недостаток: крепление его на токовводах осуществлялось с использованием металлических деталей, что могло привести к загрязнению растущего слоя. Кроме того, в работах [50, 72] не рассматривалось влияние взаимного расположения достаточно протяженного источника относительно подложки. Последнее может существенно определять однородность по площади слоев таких параметров, как их толщина и концентрация легирующей примеси. Поэтому необходимо было разработать сублимационный источник, который бы имел большой срок службы и обеспечивал достаточно высокую интенсивность потока атомов кремния, низкое фоновое легирование слоев и высокую однородность распределения толщины слоев по площади подложки. В ряде исследований в методе сублимационной МЛЭ использовались молекулярные потоки легирующих элементов, создаваемые путем испарения примеси или их соединений из тиглей или вводились в вакуумный
Выращивание легированных эпитаксиальных слоев кремния
После подготовки установки к работе проводился отжиг источников и подложки при закрытом экране между ними. Обычно температура отжига SY-подложки составляла 1250 С, а источника потока атомов Si -1350С. Время отжига составляло 10 минут. По окончанию отжига температура подложки снижалась до заданной (450-Н 050С), а температура источника поднималась до 1380 С, экран между ними отводился в сторону и проводилось вначале осаждение буферного слоя нелегированного кремния в течение 10 минут, а затем и осаждение основного слоя со скоростью роста 1,5 мкм/час. Процесс выращивания эпитаксиальной структуры на установке \— типа проводился при давлении 10"8 Торр. По окончанию роста проводилось выключение блока питания источника и подложки. Вынос структуры на воздух проводился, как правило, на следующий день после роста. Нами также были проведены опыты по выявлению возможности снижения температуры отжига подложки, который выполняли с целью очистки поверхности от оксида. В качестве подложек в этих экспериментах использовались пластины Si(100) /?-типа проводимости с р=12 Ом хм. Подложки помещали в ростовую камеру установки МЛЭ и там подвергали их нагреву до температуры 800-900 С при одновременной выдержке в по-токе атомов Si плотностью -1-10 ат/см -с из сублимирующего источника. О структуре слоев кремния, осажденных на термически окисленные подложки, судили по данным электронографии (с выносом образца на воздух). После выдержки поверхности подложки в потоке атомов Si в течение 10-20 минут и при последующем выращивании слоя Si толщиной 1 мкм на его поверхности методом электронографии были зафиксированы только Кикучи-яинии. Это свидетельствовало о том, что в процессе отжига слой оксида полностью стравливался и вскрывалась поверхность кремниевой подложки. Термическую очистку поверхности подложки от оксида проводили также в потоке атомов кремния и легирующей примеси. Данные электрон-нографических исследований позволили судить об эффективности десорбции оксида потоком атомов кремния и легирующих примесей в зависимости от температуры роста. В случае использования в качестве легирующей примеси Р рост слоев с поликристаллической структурой происходил при температуре, равной 850 С, а рост монокристаллических слоев - при температуре 900 С (рис.2.11, а, б). При использовании потока атомов Si совме стно с потоком Sb или Ga этот переход наблюдался при температуре 650-750С, а в случае использования в качестве легирующих примесей А1 или В - при температуре 750-800С.
Влияние сопутствующих примесей в потоке атомов кремния при его сублимации на температуру очистки поверхности кремниевой подложки от оксида связано, вероятно, с возможным образованием летучих соединений этих примесных элементов с кислородом. Так, при наличии в потоке дополнительно атомов галлия, протекающие при этом реакции могут быть записаны следующим образом [136]: Давление паров SiO и Ga20 в отличие от Si02 достаточно высокое при 800 С для того, чтобы эти соединения испарялись с поверхности подложки. Давление паров Ga при такой температуре также высокое ( 10 5 Торр) для того, чтобы избыток Ga мог испаряться с поверхности подложки. Такой же эффект по очистке поверхности подложки от оксида дает наличие атомов алюминия в потоке атомов кремния [137]: Однако после такого низкотемпературного отжига подложки на границе эпитаксиального слоя с SY-подложкой наблюдалось повышенное содержание легирующей примеси, которая имелась в потоке из источника. Так на рис.2.12, где приведен #//МС-профиль распределения алюминия по толщине эпитаксиального слоя, на границе его с подложкой наблюдается пик концентрации алюминия. Его образование связано, вероятно, с взаимодействием А1 с островками оксида, оставшимися после термического травления оксида. Поскольку удаление углеродных загрязнений при обработке подложек в используемых ранее окислителях и при последующем отжиге их в высоком вакууме при пониженных температурах не гарантируется, то нами была предпринята попытка исследовать влияние предварительной обработки кремниевых подложек в другом окислителе - растворе HN03 различной концентрации (50-60%) [138, 139]. Исследования проводили на пластинах кремния марки КДБ-20 с ориентацией рабочей поверхности (100), обработанных по стандартной методике с использованием химико-механического полирования. Пластины обезжиривали в органических растворителях, погружали в HF для удаления слоя естественного окисла и обрабатывали в растворах различных окислителей для формирования защитной оксидной пленки, промывали бидистилированной водой и сушили.
При этом часть пластин обрабатыва ли в окислительном растворе NH4OH: Н202: Н20 (раствор 1), а часть - в растворах HNO3 различной концентрации (50-60%) (раствор 2). После химической обработки пластины кремния помещали в качестве подложек в ростовую камеру установки МЛЭ. Подложки имели прямоугольную форму и нагревались пропусканием через них тока. Общее давление остаточных газов в камере не превышало 10 7 Торр, а давление кислорода было Г10 Торр. Для получения чистой поверхности пластины кремния нагревали до 700-1300С в течение 15-30 мин. На очищенных подложках были выращены эпитаксиальные кремневые слои толщиной 3 мкм со скоростью 1,5 мкм/ч при температуре подложки 600-800С. Источником паров атомов кремния и легирующей примеси (бор) были пластины Si марки КДБ-0,1. О влиянии отжига на структуру подложек судили после выноса их на воздух по данным метода электронографии. В случае обработки подложек в окислителе на основе азотной кислоты на электронограммах, снятых от поверхности кремниевых пластин,
Влияние бомбардировки низкоэнергетическими ионами Si+ на травление слоя диоксида и последующий рост эпитаксиального слоя кремния
Как было показано в п.2.2, воздействие потока атомов кремния из сублимирующего источника на слой диоксида кремния при повышенной температуре подложки (750-900С) приводит к десорбции (термическому травлению) пленки S1O2 без образования на ней зародышей кремния. Ниже приводятся результаты экспериментального исследования процесса травления Si02 потоком низкоэнергетических ионов Sf [168]. В экспериментах использовались пластины монокристаллического кремния марки КДБ-12 (100), покрытые слоем термически выращенного оксида толщиной -0,27 мкм. На поверхность оксида в камере установки МЛЭ направляли поток атомов кремния плотностью —10 э ат/см с из сублимирующего источника. При этом к подложке прикладывался отрицательный относительно источника потенциал V= -(100-к300) В. Варьировались длительность экспозиции оксида в потоке, а также температура подложки и величина потенциала. На рис.3.4, а приведены результаты измерения на микроинтерферометре толщины оставшегося после травления слоя Si02 от длительности травления его потоком атомов кремния и ионов Si+ при температуре подложки 800 С. Видно, что по сравнению с процессом травления оксида только потоком нейтральных атомов травление пленки с приложением к подложке потенциала протекает более интенсивно. При повышении энергии ионов скорость травления возрастает. Подробно механизм разложения Si02 при взаимодействии с потоком атомов Si в условиях нагрева в сверхвысоком вакууме были исследованы в [286]. Установлено, что процесс разложения диоксида сильно неоднороден. Разложение и удаление слоя Si02 развивается не путем постепенного и однородного уменьшения толщины оксида, а удалением его с некоторых частей поверхности, в то время как остальная часть ее остается незатронутой. После возникновения пустот их увеличение происходит по трехступенчатому механизму [11, 287]: а) создаются SV-мономеры на Si-поверхности, б) 57-мономеры диффундируют к периметру пустот, в) реагирование Л -мономеров с оксидом для формирования летучего SiO (рис.3.4, б). Разложение оксидной пленки пространственно негомогенно: разложение начинается локально и происходит латерально, т.к. реакция идет по периметру пустот.
Чистая поверхность пустот оказывается ниже границы оксид/кремний из-за расхода объемного кремния за счет травления. Предполагается [288], что в термически выращенных оксидных пленках толщиной 50-500 А пустоты зарождаются на дефектных участках, поскольку наблюдаемая плотность пустот остается постоянной при изменении продолжительности отжига. Объяснение увеличения размера пустот и увеличения их плотности в процессе отжига оксида в [289] дано на основе исследования энергетики этого процесса. Вычисленная энергия активации формирования мономеров Si находится в области 3,6-4,6 эВ. В то же время экспериментальные результаты показывают, что энергия активации формирования SiO составляет 3,5-4,3 эВ. Наблюдаемое увеличение размера пустот и линейное увеличение их плотности совпадает с энергиями активации двух процессов (формирования 57-мономеров и формирования SiO). Поверхность Si в пределах пустот подвергается действию упомянутого выше трехступенчатого процесса. Исходя из реально наблюдаемой картины поверхности Si (которая далека от идеальной) в пустотах, можно предположить наличие некоторых энергетических барьеров для диффузии мономеров. Можно допустить, что диффузия /-мономеров на идеальной Si(\00) поверхности облегчена (энергия активации диффузии 1 эВ [290]). Поэто му рассматриваем только процесс формирования мономеров и SiO в пустотах. Если энергия активации формирования SiO много больше, чем формирования /-мономеров, тогда не ожидается увеличения плотности пустот с продолжительностью отжига, а будет наблюдаться увеличение размера пустот. Наоборот, если энергия активации формирования Si-мономеров много больше, чем формирования SiO, то ожидается увеличение плотности пустот, а размер пустот увеличивается с меньшей скоростью.
Поскольку в изложенном выше трехступенчатом механизме разложения пленки Si02 энергетически зависимой стадией является диффузия SV-мономеров к периметру пустот, то можно предположить, что бомбардировка поверхности пленки Si02 низкоэнергетическими ионами Si+ приводит к увеличению подвижности этих мономеров и, тем самым, к ускорению процесса десорбции пленки. Наличие в потоке пара ионной составляющей, направленной к подложке за счет приложения отрицательного потенциала, приводит не только к ускорению процесса травления пленки оксида кремния, но и, по-видимому, к более чистой (свободной от островков оксида) поверхности кремния. Это подтверждают опыты по наращиванию слоев кремния при непрерывном переходе от процесса травления толстого слоя оксида к эпи-таксиальному росту Si на вскрытой поверхности подложки [282]. Так, в случае осаждения слоев при Г$=800 С из сублимирующего источника кремния, легированного галлием, при приложении к подложке потенциала V= -250 В после термического травления оксида росли слои с плотностью дефектов упаковки N =5 10 см" и плотностью дислокаций Njf l 105 см"2. Это приблизительно на порядок величины ниже, чем в случае травления оксида и роста слоя кремния в потоке нейтральных атомов. Наличие ионной составляющей в потоке атомов Si способствует ускорению разрушения слоя SiOj и благоприятно действует на эпитаксиаль
Перенос галлия из кремниевого источника в эпитаксиальный слой
Поскольку выращивание легированных галлием слоев Si методом сублимационной МЛЭ осуществлялось нами впервые, то необходимо было первоначально выявить характер переноса Ga из Si сублимирующего источника в осажденный слой. Для этой цели нами было исследовано распределение концентрации галлия в ЭС Si в зависимости от длительности отжига источника, легированного этой примесью. При наращивании ЭС использовались источники размером 70x5x0,5 мм3, вырезанные из монокристаллов кремния с концентрацией галлия, равной 4 10 или 5 101 см-3. В качестве подложки использовали пластины Si марки КДБ-0,005 с ориентацией рабочей поверхности (110). Подложку и источник располагали параллельно друг другу и нагревали пропусканием тока. Между источником и подложкой находился подвижный экран. Перед эпитаксиальным наращиванием слоев подложку отжигали при температуре 1250С в течение 10 мин, а длительность отжига источника при температуре 1370С составляла от нескольких секунд до 30 мин. Температура подложки при осаждении слоев толщиной 1,5 мкм составляла 550С, а скорость роста - 0,8 нм/с. Распределение концентрации галлия и бора (которым легирована подложка) в слоях было исследовано методом ВИМС в режиме послойного анализа. Он проводился по массам: В , Ьа , bi при следующих уело-виях: растр 300x300 мкм или 200x200 мкм , электронная диафрагма 10-12%. Концентрацию галлия в эпитаксиальных слоях определяли по разработанной программе количественного расчета с использованием градуиро-вочной кривой, полученной для монокристалла кремния. На рис.4.2, а, б, в приведен послойный анализ выращенных структур [181]. Для рис.4.2, а и б концентрация галлия в эпитаксиальном слое распределена равномерно по всей толщине слоя за исключением границы раздела, где наблюдалось увеличение ее примерно в 3 раза. Обе структуры были выращены из источника, прошедшего самый короткий предварительный отжиг (5 секунд).
Послойный анализ структуры, перед наращиванием которой источник отжигался в течение 5 мин, приведен на рис.4.2,в. Содержание галлия в эпитаксиальном слое было на уровне фона (5 1016 - 11017 см-3). Аналогичный результат был получен и при более длительном отжиге источника (їотж= 30 минут). Следует отметить, что структуры, послойный анализ которых приведен на рис.4.2, а, в, были выращены из источника с максимальной концентрацией галлия. Профили распределения концентрации галлия, приведенные на рис.4.2,а,б, отличаются наличием более резкого спада после прохождения пика во втором случае. Кинетика внедрения Ga в слои Si при выращивании их методом МЛЭ в температурном интервале от 550 до 850С детально изучена Алленом с соавторами [46] (см. гл.1). Атомы Ga имеют сильную тенденцию к поверхностной сегрегации. В начале роста слоя Si примесь накапливается на поверхности и формируется ад ел ой с определенной концентрацией. Из этого адслоя примесь частично внедряется в слой, а частично десорбируется. В результате на профиле распределения концентрации легирующей примеси образуется протяженная переходная область на границе слоя с подложкой, после которой устанавливается стационарный уровень концентрации. Близкое к описанному выше распределению концентрации Ga наблюдалось нами в слое Si, выращенном после 5 минут отжига источника (рис.4.2, в). В остальных же случаях, т.е. после 5 секунд отжига источника, на профилях наблюдался пик концентрации Ga вблизи подложки. Образование этого пика концентрации Ga свидетельствует о том, что при испарении примеси из /-источника в первый период поток ее достаточно интенсивен. По-видимому, высокий уровень Ga в потоке из Sz-источника вызван повышенным давлением паров Ga в начальный период испарения из Si -источника, а также сегрегацией этой примеси на поверхности источника в начале его отжига. Наиболее вероятными причинами этого эффекта сегрегации авторы работы [182] считают изгиб зон вблизи поверхности из-за большой плотности электронных состояний [183] и минимизацию свободной поверхностной энергии при замене атома кремния на галлий на поверхности кристалла [184]. Эта накопленная на поверхности источника примесь обеспечивает повышенное содержание в начальном потоке галлия при испарении из Si-источника. В результате в начальный момент эпитаксиального наращивания будет быстро формироваться адслой с высоким содержанием примеси. Большая часть атомов примеси перейдет из адслоя в объем слоя практически сразу с момента наращивания слоя и формируется пик концентрации галлия на границе ЭС с подложкой. По мере увеличения длительности испарения наблюдался монотонный спад поверхностной концентрации галлия в источнике. В результате концентрация галлия снижается и в ЭС, что и наблюдалось на рис.4.2, а, б.
В случае использования источника с максимальной концентрацией галлия в формируемом на поверхности эпитаксиальных слоев адслое будет находиться значительный избыток примеси и в процессе наращивания слоя поступление ее в слой из этого "резервуара" будет более продолжительным по сравнению с испарением из источника с меньшей концентрацией галлия. В результате спад концентрации галлия в эпитаксиальных слоях после прохождения пика более медленный (рис.4.2, а). В случае длительного отжига источника поверхностная концентрация галлия на нем значительно уменьшается, что приводит к снижению содержания галлия в потоке. В результате формирование адслоя примеси, необходимого для стационарного встраивания ее в эпитаксиальные слои, затягивается, а уровень концентрации галлия в эпитаксиальном слое становится достаточно низким. Таким образом, при исследовании кинетики переноса галлия из кремниевого сублимирующего источника в эпитаксиальный слой были выявлены следующие закономерности. В зависимости от длительности отжига источника, предшествующего испарению примеси на подложку, могут формироваться разные потоки примеси. Самый короткий отжиг (единицы секунд) способствует образованию высокой плотности потока галлия. Увеличение длительности отжига источника до нескольких минут приводит к обеднению потока галлия из источника. Более детальное исследование переноса галлия из источника в эпитаксиальный слой кремния было проведено после длительного (более часа) отжига источника с различной концентрацией галлия [197]. Источниками потоков атомов кремния и галлия служили пластины кремния марки КДГ-0,02 и КДГ-0,005. В качестве подложек использовали пластины кремния марки КДБ-0,005 и КЭФ-20, вырезанные из монокристаллов с ориентацией рабочей плоскости (ПО). Источники отжигали предварительно в течение 3 часов для установления стационарного потока примеси из источника [49]. Толщина слоев составляла 1-3 мкм. Для определения энергии активации прилипания атомов Ga к поверхности кремния в процессе сублимационной МЛЭ были измерены профили стационарного распределения концентрации дырок в слоях. На рис.4.4 приведены значения концентрации дырок в ЭС в зависимости от температуры роста для двух источников потока примеси. Видно, что
