Содержание к диссертации
Введение
1. Современное состояние проблемы синтеза и модификации материалов кремниевой онтоэлсктропики 17
1.1. Структура и оптические свойства кристаллического кремния 17
1.2. Основные подходы к решению задач кремниевой оптоэлектроники 20
1.3. Основные методы синтеза полупроводниковых соединений на основе кремния 28
1.4. Импульсно-лучевые методы модификации кремниевых структур 35
2. Объекты и методы эксперимента 40
2.1. Ионная имплантация и термическая обработка кремниевых етруктур 40
2.2. Импульсные методы обработки имплантированных структур 41
2.3. Методы исследования структуры, фазового состава и морфологии поверхности синтезированных слоев 44
2.4. Методы исследования оптических свойств синтезированных слоев...46
3. Формирование тонконленочных структур на основе кубического карбида кремнии на кремнии 49
3.1. Компьютерное моделирование процессов нагрева, плавления и кристаллизации кремния импульсными энергетическими воздействиями 49
3.2. Особенности импульсного синтеза слоев карбида кремния на кремнии 51
3.3. Оптические свойства пористых структур на основе карбида кремния 60
4. Формирование тонкоплспочных структур на основе полупроводникового дисилнцида железа на кремнии 66
4.1. Особенности импульсного синтеза слоев дисилнцида железа на кремнии 66
4.1.1. Термическая обработка имплантированного кремния 66
4.1.2. Импульсная ионная обработка имплантированного кремния 69
4.1.3. Импульсная лазерная обработка имплантированного кремния 79
4.2. Оптические свойства имиульсно-синтезированных слоев дисилнцида железа 88
4.2.1. Оптическое поглощение синтезированных слоев дисилнцида железа 88
4.2.2. Фотолюминесценция синтезированных слоев дисилнцида железа 90
4.3. Особенности перераспределения атомов железа в кремнии при импульсных воздействиях. Эксперимент и компьютерное моделирование 96
Заключение 106
- Основные подходы к решению задач кремниевой оптоэлектроники
- Импульсные методы обработки имплантированных структур
- Оптические свойства пористых структур на основе карбида кремния
- Оптические свойства имиульсно-синтезированных слоев дисилнцида железа
Введение к работе
Предмет исследований и актуальность темы
Монокристаллический кремний (Si) является основным материалом в микроэлектронике при изготовлении интегральных микросхем (ИМС) благодаря его невысокой стоимости, высокой термостабильности, простоте получения заданного типа проводимости и изолирующих (диэлектрических) пленок на его основе (S1O2). В тоже премя, светоизлучающие свойства кремния ограничены его непрямой зонной структурой с шириной запрещенной зоны Es = 1.1 эП, что определяет низкую вероятность излучателыюй рекомбинации электрон-дырочных пар, и, как следствие, низкую интенсивность люминесценции при комнатной температуре (Т = 300 К) в ближней инфракрасной (ИК) области (к 1.1 мкм).
Данное обстоятельство препятствует созданию эффективных излучателей света на основе кремния (светодиоды, лазеры) и их интеграции с микроэлектрониыми приборами на одном кристалле кремния. Интеграция микро- и оитоэлсктрониых приборов в пределах одного кристалла позволит создать монолитные ИМС на основе кремния, снимающие проблемы гибридизации излучателей света на основе соединений А3В5 с кремниевой микроэлектроникой, а также существенно повысить вычислительные мощности микропроцессоров.
С целью преодоления указанного выше ограничения, в последние 15 лет получило бурное развитие новое направление исследований - кремниевая оптоэлектроника. Термин «кремниевая оитоэлектроника» включает в себя цикл работ, связанных с созданием новых типов светоизлучаюших структур на основе монокристаллического кремния путем его модификации различными методами. К настоящему времени основные подходы к созданию кремниевых структур, излучающих в видимой (0.4 - 0.7 мкм) и
ближней ИК области (1.2 - 1.6 мкм) можно условно разделить на 4 направления: нанокристаллы, твердые растворы, соединения и дефекты.
Анодное травление в спиртовом растворе плавиковой кислоты кристаллов кремния и карбида кремния (SiC), а также имплантация термически выращенных пленок SiC 2 ионами кремния (Si+) и углерода (С+) с последующим термическим отжигом (ТО) позволяют получать нанокристаллические слои Si и SiC, которые вследствие малости размеров нанокристаллов (обычно менее 10 им) обнаруживают ряд уникальных свойств, из которых световая эмиссия с энергией фотона большей чем у объемного кристалла, представляет наибольший практический интерес. Таким образом, становится возможным получение световой эмиссии при комнатной температуре от Si в видимой области (X 0.7 мкм) и от SiC в ультрафиолетовой (УФ) области (X 0.4 мкм).
Отметим также, что помимо усиления уровня люминесценции SiC в нанокристаллическом состоянии, сплошные пленки SiC представляют интерес при создании приборов, работающих в экстремальных условиях окружающей среды, таких как высокие температуры, агрессивные химические среды, потоки радиации и т.д., что связано с повышенной твердостью, высокой термостабильностыо, химической инертностью и радиационной стойкостью SiC.
Вторым подходом к созданию светоизлучаюших кремниевых структур является формирование твердых растворов редкоземельных (РЗ) элементов (прежде всего эрбия) в кремнии, люминесценция которых происходит по внутрицентровому механизму между определенными уровнями РЗ атома ( Лз/2 — /j5/2 для ионами Hr ) и спектральное положение которой не зависит от матрицы, в которую введен РЗ атом (X = 1.54 мкм для иона Ег3+). Однако, поскольку равновесная растворимость РЗ атомов в Si мала, то увеличение их концентрации до 1020 см"3 приводит к преципитации атомов с
соответствующим изменением их валентного состояния, что обуславливает сравнительно малый внешний квантовый выход (// — 0.1 %) при повышенных температурах (до 300 К).
Третий подход, связанный с синтезом соединений кремния с некоторыми переходными металлами (силицидов) с прямой зонной структурой 0#-FeSi2, Ru2Si3), требует значительно более высоких концентраций примеси, вплоть до стехиометрических. При этом люминесценция происходит по межзонному механизму в пределах запрещенной зоны силицида. Среди небольшого числа полупроводниковых силицидов, дисилицид железа (/?-FeSi2) является наиболее перспективным материалом для микро- и оптоэлсктроники, поскольку он обладает прямой зонной структурой с шириной запрещенной зоны Eg 0.85 эВ, соответствующей телекоммуникационной длине волны X 1.5 мкм. Немаловажным фактом является широкая распространенность и нетоксичность железа и кремния (в отличие от соединений А3В5 и А2В6), а также совместимость методов получения /J-FeSi2 с традиционными операциями микроэлектроники.
Четвертый подход к созданию светоизлучающих структур на основе кремния связан с введением в монокристалл Si различных видов дефектов (дислокаций, дефектов упаковки, атомных кластеров), образующих в запрещенной зоне кремния энергетические уровни через которые происходит излучение фотона в ближней ИК области. ОДЕШКО, методы введения дефектов в Si (пластическая деформация, механическая обработка, многоступенчатый и длительный термический отжиг) не совместимы со стандартными технологическими операциями микроэлектроники. Таким образом, большой научный и практический интерес представляет синтез узкозонных и широкозонных полупроводниковых соединений на основе
кремния с целью получения световой эмиссии в широком спектральной диапазоне (от УФ до И К).
Отличительной особенностью формирования тонких пленок кубического карбида кремния (/?-SiC) и орторомбического дисилицида железа (/?-FcSi2) на Si в данной работе является использование сильно неравновесных методов синтеза этих материалов. Данные методы включают в себя имплантацию кремния ионами углерода (С+) или железа (Ре+) с последующим облучением мощными импульсными корпускулярными и световыми пучками (импульсный отжиг), которые воздействуют только на приповерхностные слои Si {сі 1 мкм) в течение сравнительно короткого интервала времени (/ 1 мкс). Использование различных источников импульсных энергетических воздействий (ионный ускоритель и импульсные лазеры) для обработки имплантированных слоев Si позволяет управлять пространственным распределением выделяемой в материале энергии излучения. Отметим, что в литературе имеется лишь ограниченное число публикаций, связанных с импульсными воздействиями с целью синтеза тонких пленок полупроводниковых соединений на основе кремния.
2. Цель работы
Цель данной работы состояла в изучении структуры и оптических свойств тонких пленок полупроводниковых соединений (/7-SiC и /?-FeSi2) на Si, синтезированных в сильно неравновесных условиях, обусловленных воздействием мощными импульсными ионными и лазерными пучками на слои Si, имплантированные высокими дозами ионов С+ и FV.
3. Научная новизна работы
1. Впервые с использованием высокодозной имплантации кремния ионами углерода с последующей импульсной ионной обработкой
синтезированы слои кубического карбида кремния на кремнии. Показано, что полученные слои состоят из крупных зерен карбида кремния (около 0.1 мкм) и образуются в определенном интервале плотности энергии (0.8-1.5 Дж/см2). Превышение плотности энергии импульса приводит к графитизации слоя.
2. Впервые с использованием высокодозной имплантации кремния ионами железа с последующей импульсной ионной или лазерной обработками (в т.ч. при криогенных температурах) синтезированы слои орторомбического дисилицида железа на кремнии. Показано, что полученные слои находятся в напряженном состоянии, для снятия которого необходим непродолжительный термический отжиг.
3. Импульсные воздействия на слои кремния имплантированные ионами железа, сопровождающиеся плавлением кремния, приводят к образованию субмикронных ячеистых структур, обусловленных низкой растворимостью железа в кремнии и высокими скоростями кристаллизации. Показано, что размеры ячеек зависят от дозы имплантации и вида импульсного излучения.
4. Установлено, что в случае высоких концентраций железа в кремнии ( 10 см") коэффициент сегрегации примеси приближается к единице, что приводит к диффузии атомов железа в кремний.
5. Впервые обнаружен сигнал фотолюминесценции в области 1.5-1.6 мкм слоев кремния, имплантированных ионами железа и подвергнутых импульсной ионной обработке.
6. Научная и практическая значимость
Данная работа была мотивирована быстроразвивающимся в последние 10-15 лет направлением исследований (кремниевая оптоэлектроника), нацеленным на создание эффективных кремниевых источников света в
видимой и ближней ИК областях. Существующие в настоящее время методи синтеза пленок /?-SiC и /2-FeSi2 обладают рядом ограничений (прежде всего, необходимостью длительных высокотемпературных обработок всего кристалла Si), которые могут быть преодолены с использованием таких альтернативных методов, как наносекундные импульсные воздействия.
Результаты проведенной работы показывают, что импульсные ионные и лазерные пучки являются эффективным средством кристаллизации слоев кремния, нарушенных высокодозной ионной имплантацией, и синтеза сплошных и мелкодисперсных пленок карбида кремния и силицида железа. В работе оптимизированы режимы импульсных энергетических воздействий на слои Si,, приводящие к синтезу ноли- и монокристаллических пленок кремниевых соединений. Полученные результаты могут быть использованы на предприятиях микро- и оптоэлектронной индустрии с целью изготовления светоизлучающих устройств на основе кремния.
7. Основные положении, выносимые на защиту
1. Синтез поликристаллических пленок кубического карбида кремния в имплантированных углеродом слоях кремния под действием наносекундных импульсных ионных пучков происходит но механизму неориентированной жидкофазной кристаллизации из расплава кремния (1420 °С) сильно переохлажденного относительно точки плавления карбида кремния (2830 °С). Характерной особенностью процесса синтеза является дендритная морфология поверхности кремния.
2. Синтез текстурированных пленок орторомбического дисилицида железа в имплантированных железом слоях кремния иод действием наносекундных импульсных ионных и лазерных пучков происходит по механизму ориентированной жидкофазной кристаллизации из расплава
кремния. Характерной особенностью процесса синтеза является образование субмикронных ячеистых структур, связанных с низкой растворимостью железа в кремнии и высокой скоростью кристаллизации ( 1 м/с).
3. Характер глубинного распределения имплантированных атомов железа в кремнии при импульсных обработках зависит от концентрации внедренной примеси. При низких концентрациях примеси ( 10 см") имеет место преимущественное вытеснение атомов железа к поверхности, а при высоких - диффузия атомов железа вглубь кремния. Глубина диффузии зависит от вида импульсного излучения.
4. Сигнал фотолюминесценции в области 1.5-1.6 мкм слоев кремния, имплантированных ионами железа и подвергнутых импульсной обработке, обусловлен межзонными переходами в запрещенной зоне синтезированного дисилицида железа.
5. Личный вклад автора
Диссертация является обобщением работ, выполненных в лаборатории радиационной физики Казанского физико-технического института КНЦ РАН. Часть измерений проводилась в сотрудничестве с Физико-техническим институтом им. А.Ф. Иоффе РАН (г. Санкт-Петербург), Институтом физики микроструктур РАН (г. Нижний Новгород), Институтом электроники Национальной академии наук Беларуси (г. Минск), Белорусским государственным университетом (г. Минск), Институтом общей физики РАН (г. Москва) и Институтом ядерных исследований (г. Будапешт, Венгрия).
Автор участвовал в планировании экспериментов но ионной имплантации кремния, импульсной ионной и лазерной обработке имплантированных слоев. Непосредственно автором проводился
термический огжиг имплантированных структур, измерения оптического поглощения в ИК области (1-12 мкм) синтезированных слоев /?-SiC n/?-FeSi2, подготовка и препарирование образцов для исследований на просвечивающем электронном микроскопе, а также расчеты глубинных профилей атомов железа в кремнии из спектров Резерфордовского обратного рассеяния. Кроме того, автор участвовал в анализе и интерпретации полученных результатов и подготовке публикаций. По теме диссертационной работы автор являлся одним из основных исполнителей Проектов РФФИ, НИОКР Республики Татарстан, программ Отделения физических наука и Президиума РАН. Автор являлся руководителем молодежных грантов РФФИ и Научно-Образовательного Центра КГУ.
6. Апробации работы
Основные результаты работы опубликованы в 36 источниках, из них 10 статей в отечественных и иностранных журналах. Результаты работы докладывались автором диссертации на одиннадцати Международных конференциях: «Ядерная физика и ее применения» (г. Измир, Турция, октябрь 2000 г.), «Оптика полупроводников» (г. Ульяновск, июнь 2000 и 2001 г.г.), «Вакуумные, электронные и ионные технологии» (г. Варна, Болгария, сентябрь 2001 и 2003 г.г.), «Спектроскопия кристаллов, легированных редкоземельными и переходными металлами» (г. Казань, сентябрь 2001 г.), «Аморфные н микрокристаллические полупроводники» (г. Санкт-Петербург, июль 2002 г.), «Ионно-лучсвая модификация материалов» (г. Кобе, Япония, сентябрь 2002 г.), «Модификация материалов пучками частиц и плазменными потоками» (г. Томск, сентябрь 2002 г.), «Ионная имплантация и другие применения ионов и электронов» (г. Казимиж Дольни, Польша, июнь 2004), «Ускорители в прикладной науке и технологии» (г.
Париж, Франция, сентябрь 2004 г.), на восьми Всероссийских конференциях и Совещаниях: «Микро- и наноэлсктроника» (г. Звенигород, октябрь 2001), «Физические и физико-химические основы ионной имплантации» (г. Нижний Новгород, октябрь 2000, 2002 и 2004 гг.), «Нанофотоника» (г. Нижний Новгород, март 2001 и 2002 гг.), «Кремний-2003» (г. Москва, май 2003 г.), «Уравнения состояния вещества» (Нальчик, март 2004 г.), а также ежегодных сессиях молодых ученых (г. Казань, 2000-2004 гг.).
Результаты работы по импульсному синтезу дисилицида железа включены в Перечень важнейших достижений РАН (2001 г.).
Диссертационная работа выполнялась в рамках следующих Проектов и программ:
1) Проект РФФИ № 01-02-16649 «Структурно-фазовые переходы в полупроводниках в сильно неравновесных условиях воздействия мощными импульсами ионизирующего излучения» (2001-2003 гг.).
2) Проект РФФИ - поддержка молодых ученых, аспирантов и студентов (MAC) № 02-02-06394 (2002 г.) и № 03-02-06394 (2003 г.) в рамках вышеуказанного гранта.
3) Проект РФФИ Кч 02-02-16838 «Исследование структурных и оптических свойств светоизлучающих в области 1.5 мкм преципитатов дисилицида железа в кремнии, синтезированных в сильно неравновесных условиях» (2002-2003 гг.).
4) Проект Фонда НИОКР РТ № 06-6.4-159 «Разработка импульсно-иучковых методов модификации материалов и тонкопленочных покрытий» (2002-2004 гг.).
5) Проект Научно-образовательиого Центра КГУ «Материалы и технологии XXI века» (BRHE REC-007) «Импульсный синтез тонких пленок полупроводникового дисилицида железа, излучающих в области 1.5 мкм» (2001, 2002, 2004 гг.).
6) Программа Отделения Физических наук РАН «Новые материалы и структуры» (2003-2004 гг.)
7) Программа Президиума РАН «Теплофизика и механика интенсивных энергетических воздействий» (2003-2004 гг.)
7. Структура и объем диссертации
Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, заключения, списка публикаций автора и списка цитированной литераіурьі. Первая глава посвящена обзору современного состояния проблемы синтеза и модификации материалов кремниевой оптоэлектроники. Обсуждаются существующие в настоящее время основные подходы по формированию структур на основе кремния, излучающих в видимой и ближней ИК области. Сравниваются импульсно-лучевые методы модификации кремниевых структур (импульсные ионные и лазерные пучки).
Но второй главе описана экспериментальная техника, использующаяся для синтеза тонких пленок кремниевых структур: ионная имплантация, термический отжиг, источники импульсных излучений (ускоритель ионов и импульсные лазеры) и экспериментальные методы исследования структуры и оптических свойств синтезированных пленок (рентгеновская дифракция, электронная микроскопия, фотолюминесценция и др.). Описана методика компьютерного моделирования процессов тепло- и массоиереноса при импульсных воздействиях.
В третьей главе приводятся результаты воздействия импульсных ионных и лазерных пучков на слои кремния имплантированные высокими дозами ионов углерода с целью синтеза пленок карбида кремния. Исследована фотолюминесценция пористых структур, приготовленных анодным травлением имиульсно-синтезированных слоев карбида кремния.
В четвертой главе исследованы процессы син іеза сплошных и мелкодисперсных пленок дисилицнда железа путем воздействия импульсных ионных и лазерных пучков на слои кремния имплантированные ионами железа в широком диапазоне доз. Изучено оптическое поглощение и фотолюминесценция в ближней ИК области синтезированных пленок дисилипида железа. Исследованы экспериментально и теоретически процессы диффузии и сегрегации атомов железа в кремнии при импульсных обработках.
Объем диссертации составляет 127 страниц, включая 53 рисунка и 3 таблицы, списки публикации автора и цитированной литературы состоят из 36 и 119 источников, соответственно.
Основные подходы к решению задач кремниевой оптоэлектроники
Непрямая зонная структура кремния является серьезным препятствием к созданию эффективных излучателей на основе кремния (светодноды, лазеры) и их интеграции с микроэлектронными приборами (диоды, транзисторы) на одном кристалле кремния. Такая монолитная интеграция кремниевых микро-и оитоэлектрониых компонент позволит существенно повысить вычислительные мощности современных микропроцессоров за счет замены металлических проводящих дорожек (межсоединении), задержка сигнала в которых растет с уменьшением размеров транзисторов до 100 им и ниже, на оптические межсоединения [5]. Кроме того, внедрение излучателей на основе кремния позволит частично отказаться от традиционных источников света на основе А3В5 соединений и перейти к системе «излучатель-передаюшая среда-детектор» целиком состоящей из кремния и его соединений. С этой целью последние 10-15 лет ведутся интенсивные исследования, направленные на получение световой эмиссии от кремния при комнатной температуре (300 К) путем его модификации различными способами. Этими способами являются анодное травление, ионно-лучевая и механическая обработка, легирование особыми примесями и т.д. Данное направление исследований получило устойчивый термин - кремниевая оитоэлектроника. Основные подходы к созданию кремниевых структур, излучающих в видимом (0.4 - 0.7 мкм) и ближнем ИК диапазоне (0.8 - 1.6 мкм), а также области их возможного применения, приведены схематически на Рис. 3. Очевидно, что кремниевые структуры, излучающие в видимой области, интересны, прежде всего, в качестве источников света в индикаторах и системах отображения визуальной информации (экраны телевизоров, мониторы компьютеров и т.д.). Структуры, излучающие в ближней ИК области, особенно на телекоммуникационных длинах волн (1.3 и 1.55 мкм), соответствующих областям прозрачности кремния и кварца, могут быть использованы в телекоммуникационных системах (оптическая связь). Основные подходы можно условно разделить на четыре направления: формирование нанокристаллических слоев кремния и карбида кремния (SiC), твердых растворов редкоземельных элементов и германия в кремнии, соединений кремния с некоторыми иереходнЕлми металлами (железо, рутений) и введение в кремний точечных, линейных и объемных дефекюи (атомные кластеры, дислокации, дефекты упаковки, преципитаты).
Первый подход к формированию светоизлучаюишх структур на основе кремния берет свое начало с пионерской работы Кэнхема (1990 г.), в которой было впервые продемонстрировано, что анодное травление монокристаллического кремния в спиртовом растворе плавиковой кислоты (HF) приводит к появлению сигнала фотолюминесценции (ФЛ) с максимумом вблизи верхней границы видимого диапазона (? 750 нм)[6]. Формирование пористых слоев кремния проводилось и ранее различными способами (имплантация ионов инертных газов, лазерная обработка), однако именно в данной работе был впервые обнаружен сигнал ФЛ при комнатной температуре с энергией фотона (Jiv 1.6 эВ) превышающей ширину запрещенной зоны объемного кристалла (Eg 1.1 э!3). Данное излучение связывалось с проявлением квантово-размерных эффектов, наблюдающихся в нанокристаллах Si с размерами менее 10 нм, которые были сформированы в процессе анодного травления. Спустя четыре года был предложен другой способ формирования напокристаллов кремния, хороню совместимый с традиції о шил ми операциями микроэлектроники (окисление, имплантация, термический отжиг). Суть его состояла в окислении пластины кремния с последующей имплантацией окисиой пленки ускоренными ионами кремния (Si+) с целью формирования в имплантированном слое избыточной концентрации кремния. Формирование напокристаллов кремния наблюдалось только после высокотемпературного отжига (Г 1000 С). Синтезированные нанокристаллы излучали в схожем спектральном диапазоне, как и в случае пористого кремния [7]. Указанные работы послужили отправной точкой для последующих интенсивных исследований структурных, оптических и электрических свойств кремниевых наноструктур [8]. Отметим, что оба указанных метода формирования нанокристаллических слоев кремния имеют и свои недостатки. Было замечено, что ФЛ пористого кремния термически нестабильна и деградирует со временем ввиду высокой химической активности материала. Кроме того, методика влажного химического травления не является пригодной для формирования светоизлучающих гетероструктур. Методика ионно-лучевого синтеза (ИЛС) напокристаллов кремния в SiC»2 матрице также обладает тем недостатком, что она мало пригодна для изготовления электролюминесцентных (ЭЛ) структур ввиду диэлектрической природы SiC 2 матрицы. Одной из основных проблем онтоэлектроники последних 20-30 лет являлось получение световой эмиссии в коротковолновой сине-голубой области (?- 0.45 мкм). Очевидно, что для этого требуются широкозонные полупроводниковые материалы (Eg 2 эВ). Однако существующие полупроводники обладают непрямой зонной структурой, что отражалось в низкой вероятности излучательных переходов и низкой интенсивности люминесценции при 300 К. Одним из наиболее хорошо изученных полупроводниковых соединений кремния является карбид кремния (SiC) в сто многочисленных политинах (2Н, 411, 611, ЗС, 15R и др.)[3].
Однако вследствие непрямозонности SiC, светоизлучаюіцис структуры на его основе обладают пока низкой квантовой эффективностью (r\ 10"5)[9] и не показывают световой эмиссии при 300 К. После открытия ФЛ пористого кремния были сделаны попытки обнаружения ФЛ в пористых слоях SiC. Для этого анодному травлению подвергались как монокристаллы SiC различных модификаций [10], так и слои SiC, синтезированные методом ИЛС, который включал имплантацию кремния ионами углерода (С ) с энергиями до 50 кэВ и дозами выше 10 см" с последующими термическими обработками (Г 800 С)[11-13]. Кроме того, предпринимались попытки синтеза слоев SiC в оптически-прозрачной (диэлектрической) матрице Si02 путем соимилантации термически-выращенных пленок Si02 ионами Si+ и С+ с близкими дозами [14,15]. При этом в спектрах ФЛ анодизированных монокристаллов SiC наблюдался лишь один пик, соответствующий энергетической щели SiC, тогда как спектры ФЛ ионно-сиитезированных слоев SiC в Si и Si02 матрицах обнаруживали вклады в суммарное излучение нанокристаллов SiC и Si. Отметим, что все спектры ФЛ были сняты при комнатной температуре. Второй подход к созданию кремниевых светоизлучающих структур основан на формировании твердых растворов редкоземельных (РЗ) элементов (прежде всего, эрбия) н германия в кремнии. Основными методами являются ионная имплантация (ИИ) и молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ)[16,17]. Интерес к РЗ элементам в кремнии связан с независимостью спектрального положения линии люминесценции РЗ атома от матрицы, в которую он вводится и от температуры измерения (в отличие от нрямозонных соединений А3В5, где Eg уменьшается с ростом температуры). Эги особенности связаны с тем, что внутрицентровая люминесценция происходит между глубокими 4/ уровнями РЗ атома, которые надежно экранированы от внешний воздействий валентными электронами. В случае атома эрбия люминесценция на длине волны X = 1.54 мкм имеет место при переходе между уровнями 41\у2 и 4/i5/2 иона Пг3\ образующего в запрещенной зоне кремния глубокий уровень при ЕС-0Л5 эВ. Поскольку интенсивность ФЛ прямо пропорциональна концентрации оптически активных атомов, то, очевидно, что требуется создать высокую концентрацию РЗ примеси в тонком слое кремния ( 1 мкм). Однако, сильное превышение пределов растворимости эрбия в кремнии приводит к его преципитации и образованию оптически неактивных силицидов эрбия.
Импульсные методы обработки имплантированных структур
Наряду с традиционным термическим отжигом имплантированные образцы были подвергнуты наносекундному импульсному отжигу. В качестве источников импульсных излучений служили импульсный ионный ускоритель ТЕМП (разработка Томского НИИЯФ)[91] и промышленные импульсные лазеры видимого и ближнего ПК диапазона. Импульсный ускоритель генерировал пучки ионов наносекундной длительности (т 50 не) с энергией Е = 300 кэВ, состоящие из углерода ( 80 %) и водорода ( 20 %). Общая доза ионов, вводимых в образец за один импульс, не превышала 1014 см"2, что на 2-3 порядка величины меньше доз ионов внедряемых с целью синтеза тонких пленок соединений. Плотность ионного тока в импульсе варьировалась в области j = 40 -130 Л/см2, эквивалентной плотности энергии W = 0.6 - 2 Дж/см2, что было реализовано путем перемещения образца относительно фокуса пучка, где плотность тока была максимальной. Облучение имплантированных образцов серией импульсов (Лг = 1-5) с частотой следования /= 0.1 Гц проводилось в камере ускорителя при вакууме/; 10 5 Торр. Воспроизводимость мощности импульса от выстрела к выстрелу, а также пространственная однородность потока при обработке пластин диаметром до 30 мм была не менее 20%. Импульсный лазерный отжиг имплантированных слоев кремния проводился как в КФТИ, так и в Минском институте электроники (Беларусь) излучением неодимового (?„ = 1.06 мкм) и рубинового (? = 0.69 мкм) лазеров. Длительности импульсов составляли 20 и 80 не, соответственно. Оптическая схема обеспечивала высокую однородность по сечению лазерного пучка. Неравномерность распределения энергии в лазерном пятне диаметром 6 мм не превышала ± 10 %. Плотность энергии в импульсе варьировалась области W = 0.5 - 3.0 Дж/см2 и изменялась перемещением фокусирующей линзы вдоль оси лазерного пучка. При этом непосредственно перед образцом, удаленным от линзы на расстояние больше фокусного, помещалась тонкая металлическая пластина с отверстием диаметром 0.5 см, определяющим размер облучаемой зоны. Облучение кремния одиночным импульсом рубинового лазера проводилось на воздухе при комнатной температуре, тогда как облучение кремния серией импульсов (N 5) неодимового лазера осуществлялось при температуре жидкого азота (Т = 77 К). Во втором случае длина волны лазерного излучения (?„ = 1.06 мкм или hv = 1.17 эВ) лежит близко к краю фундаментального поглощения монокристаллического кремния (Ея= 1.14 эВ при Т = 77 К), что может быть использовано на практике для управления прозрачностью кремния для данного лазерного излучения путем понижения температуры образца.
В тоже время существует различие в коэффициентах поглощения кристаллического и аморфного кремния (сскр 10 см"1 и осам Ю3 см 1) на указанной длине волны (Л, =1.06 мкм), что позволяет проводить отжиг аморфизованных имплантацией слоев с противоположной (нерабочей) стороны пластины кремния, находящейся при криогенной температуре. При этом лазерное излучение практически не поглощается в кристаллической подложке кремния и доходит до имплантированного слоя на лицевой стороне пластины, где происходит его поглощение вследствие повышенного коэффициента поглощения аморфного кремния. Ранее данный способ отжига демонстрировался в работе [104], где слои кремния, имплантированные ионами фосфора (Р+) и индия (1п+), подвергались лазерному облучению со стороны кристаллической подложки, находящейся при пониженных температурах (4.2-200 К). При этом имела место эффективная рекристаллизация разупорядоченных слоев и электрическая активация внедренной примеси. Вследствие глубинного поглощения лазерного излучения в материале не происходило перегрева и разрушения поверхности кремния, в отличие от традиционного фронтального лазерного отжига. На основе сплошных пленок /?-SiC, синтезированных ионной имплантацией и импульсной ионной обработкой, были сформированы пористые структуры SiC/Si методом анодного травления образцов в спиртовом растворе плавиковой кислоты НРіСгІЬОН = 2:1 при плотности токау = 30 мЛ/см в течение 15 мин. Образцы кремния, имплантированные ионами углерода и железа и подвергнутые импульсным энергетическим воздействиям, исследовались на предмет фазового состава синтезированных соединении (карбиды, силициды), их кристаллической структуры и морфологии поверхности. Кроме того, исследовалось перераспределение внедренных примесей по глубине в кремнии. Фазовый состав имплантированных и имнульсно-отожженных слоев Si:C и Si:Fe был исследован методами рентгеновской дифракции в скользящих лучах (РДСЛ) (угол падения лучей ф варьировался в диапазоне 1 - 5) на дифрактометре ДРОН-ЗМ, используя 1;е Ка излучение ( . = 1,9373 Л). Микроструктура и элементный состав синтезированных слоев кремниевых соединений исследовались методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и электронного микроанализа на микроскопах TESLA и Hitachi при ускоряющих напряжениях от 60 до 200 кВ. Работа в режиме микродифракции (МД) дополнительно позволяла определить фазовый состав синтезированных слоев. Часть ПЭМ измерений проводилась в КФТИ, часть в Белорусском Госуниверситете (Минск). Тонкие фольги для ПЭМ исследований в плане были приготовлены путем механической шлифовки кремниевых пластин алмазными порошками с размером зерна 100 и 20 мкм до толщины пластины около 200 мкм с последующим химическим травлением в растворе СР-4 (HNCV.HFiCIljCOOH = 4:1:0.5) до толщины 0.1 мкм, соответствующей пропусканию электронного пучка. Кроме планарных образцов на микроскопе исследовались поперечные срезы пластин кремния, приготовленные комбинацией механической шлифовки и ионного травления, позволяющие изучить структуру слоев по глубине. Морфология поверхности имплантированного кремния после импульсных воздействий исследовалась методами атомно-силовой микроскопии (АСМ) в нолукоитактиом режиме на микроскопе фирмы NT-MDT (г.Зеленоград) и оптической микроскопии.
Измерения проводились на воздухе и не требовали специальной процедуры подготовки образцов. Распределение имплантированных в кремний атомов углерода по глубине до и после импульсных обработок было исследовано с использованием метода Оже-электронной спектроскопии (ОЭС) па спектрометре ЭСО-3. Ток первичного пучка составлял 0.5 мкА, энергия - 3 кэВ, разрешение анализатора 0.3 %. Для послойного анализа использовались ионы аргона (Аг+) с энергией Е - 3 кэВ и плотностью тока у - 10 мкЛ/см". Скорость распыления составляла 7 нм/мин для кремния. Профили распределения концентрации, полученные из результатов Оже-измерений, калибровались но образцам с известным распределением концентрации примеси. Измерения методом ОЭС проводились в Государственном институте прикладной оптики (ГИПО, г.Казань). Распределение но глубине имплантированных атомов железа до и после импульсных воздействий было исследовано методом Резерфордовского обратного рассеяния (POP), который хорошо применим к тяжелым атомам (металлы) с массой большей массы мишени. Измерения проводились в Институте ядерных исследований (г. Будапешт, Венгрия). Облучение образцов осуществлялось ионами гелия (4Не) с энергией Е = 1-3 МэВ перпендикулярно мишени. Рассеянные кремниевой мишенью частицы регистрировались детектором, расположенным иод углами 165 и 97 по отношению к оси пучка (75 и 7 но отношению к поверхности образца). Глубинное разрешение обоих методов варьировалось от 5 до 25 нм в зависимости от геометрии эксперимента, согласно расчетам по программе DEPTH [105]. Дополнительную информацию о структурном состоянии синтезированных слоев соединений и нижележащих слоев кремния можно получить с использованием метода комбинационного рассеяния света (Романовская спектроскопия). Романовские спектры были получены с использванием романовского комплекса Jobin-Yvon U1000 и записаны в диапазоне 0-600 см"1 с разрешением 3 см"1. Измерения были выполнены в Физико-техническом институте им. А.Ф. Иоффе РАН (Санкт-Петербург). В качестве источника возбуждения использовался аргоновый лазер (Я, = 514.5 им). При этом глубина оптического зондирования составляла около 50 нм в пленке дисилицида железа и около 0.5 мкм в кристаллическом кремнии [106].
Оптические свойства пористых структур на основе карбида кремния
Как указывалось в главе 1, оптические свойства пористых слоев SiC существенно отличаются от оптических свойств сплошных пленок SiC, прежде всего, значительно более высокой интенсивностью фотолюминесценции в сине-голубой области спектра при 300 К, что объясняется проявлением квантово-размерных эффектов на нанокристаллах SiC. Формирование пористых слоев SiC проводилось путем анодного травления сплошных пленок SiC, синтезированных на Si подложке непрерывными и импульсными пучками ионов углерода. Анодизация синтезированных SiC/Si гетероструктур проводилась в спиртовом растворе плавиковой кислоты (HF HsOH = 2:1) при плотности тока 30 мЛ/см" в течение 15 мин. Оценочная глубина протравленного слоя составляла 0.7 - 1.0 мкм, т.е наряду с формированием нанокристаллов SiC на глубине до 0.2 мкм, были также сформированы нанокристаллы Si из нижележащих слоев Si подложки. ФЛ пористых слоев измерялась в видимой области спектра (0.4 -.07 мкм) при 300 К. Сигнал ФЛ возбуждался излучением импульсного азотного лазера (А, = 337 нм, т = 15 не, Р = 1 кВт) и регистрировался висмуто-серебряно-цезиевым фотоумножителем, обладающим временным разрешением около 1 не. Спектральная чувствительность фотоумножителя в области 0.4 - 0.6 мкм изменяется в пределах 30 % и, поэтому полученные спектры ФЛ не корректировались на аппаратурную чувствительность. Спектр ФЛ при 300 К от пористых SiC/Si слоев, приведенный на Рис. 21, показывает четко выраженную трехпиковую структуру с позициями максимумов при 455 нм (2.72 эВ), 510 нм (2.43 эВ) и 605 нм (2.05 эВ). Схожие ФЛ структуры, состоящие из 2-3 пиков, наблюдались ранее от слоев SiC, сформированных либо на Si путем имплантации ионов С+ с дозой 1017 см", термического отжига и последующей анодизации [11], либо в пленках Si02, выращенных на Si подложке, имплантированных ионами Sf и С+ и термически отожженных при 1100 С [14,15]. В первом случае авторы наблюдали в спектре ФЛ два максимума при 460 и 560 нм, которые были связаны с образованием нанокристаллов SiC и Si, соответственно, после формирования пористых слоев. Во втором случае наблюдались три зоны ФЛ при 700 нм (1.78 эВ), 560 нм (2.2 эВ) и 450 нм (2.75 эВ), которые были связаны с нанокристаллами Si, кластерами углерода и нанокристаллами SiC, соответственно, согласно микроструктурным исследованиям.
Свечение кластеров углерода в области 2.0-2.3 эВ наблюдалось ранее от пленок Si02 имплантированных ионами С\ а также от пленок аморфного углерода, осажденных на Si подложки [108,109]. Учитывая данные вышеуказанных работ, а также более высокое содержание атомов углерода в приповерхностном слое Si (за счет большей дозы имплантации 5х 1017 см"2 и меньшей энергии 40 кэВ), мы также можем По мнению автора, уменьшение глубины пористого слоя до толщины имплантированной области ( 0.2 мкм) за счет уменьшения времени анодного травления позволит значительно уменьшить вклад длинноволнового пика при 605 нм, обусловленного нанокристаллами Si, в суммарный спектр ФЛ. Кроме того, использование продолжительного термического отжига после ИИО позволит дополнительно сформировать связи между непрореагировавшими атомами углерода и кремния и увеличить содержание нанокристаллов SiC в имплантированном слое, тем самым, уменьшив вклад кластеров углерода (пик при 510 нм) в спектр ФЛ. содержание нанокриеіаллов SiC в имплантированном слое, і ем самым, уменьшив вклад кластеров углерода (пик при 510 нм) в спектр ФЛ. Измерение кинетики спада сигнала ФЛ при 460 нм, обусловленного SiC напокристаллами, показывает экспоненциальный спад в линейном масштабе интенсивность-время (Рис. 21) согласно выражению: где, /(0) - интенсивность ФЛ в начальный момент времени, г -постоянная спада. Аппроксимация экспериментальных данных выражением (1) дает значение постоянной времени спада сигнала г 40 не, что близко к величинам характерным для ирямозонных полупроводников, тина GaAs и почти на 3 порядка величины короче, чем в пористом Si (г 10 мке) [8]. Существенное различие между временами спада сигналов ФЛ, обусловленных напокристаллами SiC и Si, может быть связано с различными механизмами ФЛ в этих системах. К настоящему времени существуют две основные модели, объясняющие природу ФЛ пористых структур: поверхностные состояния и квантовое ограничение носителей. Известно, что пористый Si химически более активен, по сравнению с объемным материалом. Эго приводит к адсорбции из окружающей среды различных примесей (кислород, водород), которые образуют вокруг нанокристалла Si окисную (SiOx) и/или гидріїдную (Sill) пленку. Оболочка нанокристалла Si обуславливает введение локализованных поверхностных состояний в оптическую щель, через которые происходит излучательпая рекомбинация электрона и дырки [8].
Поскольку стойкость к окислению у SiC значительно выше, чем у Si, то в случае нанокристалла SiC более вероятным механизмом ФЛ является квантовое ограничение носителей в пределах наноразмерной частицы SiC (диаметр менее 5 нм) без окисной оболочки с последующей излучательной рекомбинацией между локализованными уровнями с энергией hv= 2.7 эВ, превышающей ширину запрещенной зоны объемного SiC (Eg 2.3 эВ) (Рис. 22), и характеризующейся быстрым спадом сигнала ФЛ (г 40 не), близким но величине к ирямозонным полупроводникам. 1. Синтез крупнозернистых поликристаллических слоев /7-SiC на Si возможен при использовании импульсной ионной обработки кремния, имплантированного ионами углерода, в режиме умеренной плотности энергии (IV- 1 Дж/см2). 2. Повышение плотности энергии в ионном импульсе (IV 1.5 Дж/см2) сопровождается образованием зерен графита наряду с зернами /?-SiC. 3. Импульсная обработка имплантированного кремния излучением рубинового лазера (X = 0.69 мкм) приводит к образованию зерен //-SiC и графита практически во всем интервале плотности энергии (IV = 0.5 - 1.5 Дж/см2). 4. Основным механизмом формирования слоев J3-SiC на Si является неориентированная кристаллизация из расплава, сильно переохлажденного относительно точки плавления /?-SiC. Характерной особенностью процесса жидкофазной кристаллизации являются дендритная морфология поверхности кремния, вытеснение кислорода к поверхности и малое перераспределение атомов углерода в процессе импульсной ионной обработки. 5. Пористые слои, приготовленные анодизацией имнульсно-синтезированных сплошных пленок SiC на Si, показывают фотолюминесценцию при 300 К в видимой области спектра, обусловленную вкладами нанокристаллов Si, SiC и кластеров аморфного (непрореагировавшего) углерода. Термический отжиг кристаллов кремния, имплантированных ионами Fe+, при температурах в области 800-900 С в течение нескольких часов является традиционным методом синтеза сплошных пленок и иреципитаюв /?-FeSi2 [80-85]. В данной работе для сравнения с результатами импульсного синтеза пленок /?-FeSi2, проводился термический отжиг кремния имплантированного с высокой дозой ионов Fe+ (Ф = 1.8 х 1017 см"2). Исследования отожженного кремния методом РДСЛ свидетельствуют о синтеза поликристаллического слоя/?-І;е8І2 (Рис. 23).
Оптические свойства имиульсно-синтезированных слоев дисилнцида железа
Для исследования зонной структуры синтезированных пленок /M;eSi2 измерялись спектры пропускания (7) и отражения (R) и спектральном диапазоне, соответствующем прозрачности кремниевой подложки (1-2 мкм). На Рис. 39 показаны кривые T-R для кремния имплантированного низкой и высокой дозами ионов Fe+n подвергнутого ИИО и ТО. Для обоих образцов наблюдается схожее поведение кривых T-R, т.е монотонное уменьшение пропускания с ростом энергии фотона и незначительный рост оіражения с увеличением энергии фотона. Различие по абсолютному значению T-R между образцами объясняется различной концентрацией атомов железа и толщиной синтезированных пленок /M:eSi2. Согласно теории оптического поглощения в полупроводниках [113], оптические переходы могут быть как прямыми, так и непрямыми. В нервом случае выражение для коэффициента оптического поглощения (а) имеет корневую зависимость от энергии фотона (), во втором случае -квадратичную: где, С- константа, связанная с особенностями зонной структуры материала, Е - ширина его запрещенной зоны, Е h- энергия фонона. Непрямые переходы сопровождаются испусканием или поглощением фонона: Построив зависимость показателя поглощения (ad) (d - толщина слоя силицида) в степени 2 или 0.5 от энергии фотона, возможно определить тип зонной структуры полупроводника и ширину его запрещенной зоны путем экстраполяции линейного участка зависимости к а = 0. На рис. 40 показана зависимость квадрата показателя поглощения (асі)2 от Е для имплантированного кремния (Ф = 1.8 х 1017 см"2) после ИИО и ТО, полученная но формуле: Наличие прямолинейного участка зависимости в области энергий 0.9-1.1 эВ свидетельствует о том, что импульсно-синтезированный дисилицид железа является прямозонным полупроводником. Экстраполяции прямолинейного участка до пересечения с осью Е дает величину EJ = 0.83 эВ, которая согласуется со значениям Ер опубликованными в литературе для ионно-синтезированных пленок /?-FeSi2 (0.82-0.9 эВ при 300 К)[81-83]. Термический отжиг имплантированного кремния (без ИИО) также приводит к синтезу /?-FeSi2 с близким значением ширины запрещенной зоны (Ее = 0.82 эВ). 4.2.2. Фотолюминесценция синтезированных слоев дисилициди железа На рис. 41 показан спектр ФЛ, записанные при температуре 4.2 К в диапазоне 0.7-1.2 эВ, от слоя y#-FeSi2, синтезированного имплантацией кремния ионами Fe+ с дозой 1016 см"2 с последующей ИИО (0.7 Дж/см2) и ТО (800 С, 20 мин). В спектре присутствуют две линии при 0.79 и 1.1 эВ. Линия в области 1.1 эВ связана с собственным излучением кремния.
В то время как при 4.2 К линия представляет собой узкий пик высокой интенсивности, при температуре 77 К (Рис. 42, кривая 1) линия становится практически неотличимой от фона, вследствие температурного гашения. Линия в области 0.79 эВ представляет собой широкий симметричный пик с полушириной около 70 мэВ, интенсивность которого падает больше чем в два раза с ростом температуры до 77 К при незначительном смещении положения пика в длинноволновую сторону (Рис. 42). Отметим, что положение данного пика (0.79 эВ при 4.2 К) отличается от положения линии D\ (0.81 эВ), наблюдающейся в кристаллах кремния, содержащих дислокации, введенные пластической деформацией или лазерным плавлением [36-38]. Кроме того, в низкотемпературном спектре отсутствуют другие дислокационные линии D2-D4 (0.87, 0.93 и 0.99 эВ), что указывает на недефектную природу световой эмиссии в области 0.79 эВ (1.57 мкм). В тоже время традиционная термообработка (800 С, 60 мин) имплантированного кремния (без ИИО) приводит к появлению в спектре ФЛ слабого пика с максимумом при 0.809 эВ с выраженным выступом при 0.76-0.78 эВ (Рис. 42, кривая 2). Форма сигнала и положение его максимума близки к форме и положению сигнала ФЛ, приведенного в [85], где использовались схожие режимы синтеза фазы /?-FeSi2 и где природа световой эмиссии была связана с дислокационными структурами в имплантированном слое. Природа световой эмиссии в области 1.5 мкм является нредмеюм бурных дискуссий с момента обнаружения сигнала ФЛ от пленок /?-FeSi2 на кремнии [24]. С начала 90-х г.г. применялось большое число методов синтеза тонких пленок и обьемных монокристаллов /?-FeSi2, однако интенсивная ФЛ при температурах вплоть до 300 К наблюдалась лишь от тонких пленок fi-FeSi2, синтезированных преимущественно ионной имплантацией [82-85]. Объемные монокристаллЕЛ показывали сигнал ФЛ в области 1.5 мкм лишь при гелиевых температурах [69]. Однако публиковавшиеся спектры ФЛ с максимумами в области 0.80-1.0 эВ часто связьшались с протяженными дефектами в кремнии, образующимися после ионной имплантации и термического отжига Отмечено, что интенсивность и спектральное положение сигнала ФЛ существенно зависят от условий синтеза пленок /?-FeSi2 (доза имплантации, температура и длительность термического отжига)[116,117]. В недавней работе [118] было показано, что критическим параметром, определяющим синтез преципитатов /?-FcSi2 и образование дефектов в имплантированном слое кремния, является температура подложки во время имплантации. Было показано, что низкотемпературная имплантация кремния (ТиШ1 = -100 С) в сочетании с термическим отжигом (Tomvc - 850 С) приводят к синтезу преципитатов P-VQSAI сферической формы в бездефектной матрице. При этом в спектре ФЛ наблюдался симметричный сигнал Гауссовой формы с максимумом при 0.8 эВ (1.55 мкм) (Рис. 43, образец D). Имплантация кремния при повышенной температуре подложки {Ти.ит = 380 С) с последующим отжигом приводит к образованию пластинчатых преципитатов и дислокационных петель. При этом в спектре ФЛ наблюдались дислокационные линии D1-D4 (Рис. 43, образец Л). Форма и положение сигнала ФЛ, приведенного на Рис. 41, а также отсутствие в имплантированном слое дислокаций (Рис. 30-32) вследствие высоких скоростей нагрева, плавления и кристаллизации в процессе ИИО, позволяют связать сигнал ФЛ в области 0.79 эВ с межзонными оптическими перехода в дисилицида железа fi-FcS h. Повышение дозы имплантации до 1.8 х 1017 см 2 приводило к значительному падению интенсивности сигнала ФЛ в области 0.79 эВ (Рис. 44), что может быть связано с существенно большей концентрацией дефектов, введенных в процессе высокодозной имплантации.
Смена атмосферы термического отжига, использованного после ИИО, с азотной на водородную приводила к резкому увеличению интенсивности ФЛ, что может быть связано с пассивацией границ раздела силицид-кремний, содержащих много оборванных связей и аннигиляцией точечных дефектов при диффузии Сигнал ФЛ пленки /?-FeSi2 претерпевала гашение с ростом температуры и исчезал при 210 К (Рис. 45). Процесс температурного гашения характеризуется двумя энергиями активации (Е} и Е2), значения которых получаются при аппроксимации экспериментальных данных следующим выражением: где А и В - парные коэффициенты, 1(0) - интенсивность ФЛ при температуре близкой к абсолютному нулю. Найденные из подгонки энергии активации равны 23 и 110 мэВ. Сравнение полученных значении Е\ и Е: со значением энергии активации для дислокационной линии D\ (-10 мэВ) [83] показывает их различие. Данный факт дополнительно позволяет исключить вклад дислокаций в сигнал ФЛ в области 0.79 эВ (1.57 мкм), полученный от слоев /?-FeSi2- 4.3. Особенности перераспределении атомов железа в кремнии при импульсных воздействиях. Эксперимент и компьютерное моделирование Исследование поведения внедренных ионной имплантацией атомов железа в кремний в процессе импульсных воздействий наносекундными ионными и лазерными пучками проводилось с использованием метода POP. Для определения оптимальной комбинации энергии (Е) зондирующего пучка ионов гелия (4Не) и угла их детектирования (0) после рассеяния мишенью (Рис. 46), дающей максимальное разрешение но глубине в области имплантированного слоя, проводились расчеты глубинного разрешения для атомов Fe в Si с помощью программы DEPTH [105J. Результаты расчеюв для четырех комбинаций (E-Oj приведены на Рис. 47. Видно, чю в обласні имплантированного слоя (d 100 им) наибольшее разрешение по глубине (Sd = 6 нм) дает комбинация: Е = 3 МэВ, в = 165. Однако данное разрешение остается постоянным лишь в пределах 15-20 нм от поверхности образца с дальнейшим резким экспоненциальным ростом с увеличением глубины, достигая величины 3d 30 нм на глубине d 120 нм.
