авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 13 |
-- [ Страница 1 ] --

ВЛАДИМИР ГРИГОРЬЕВИЧ

МОКЕРОВ

(1940 – 2008)

Доктор физико-математических наук, профессор,

член-корреспондент РАН

70-летию В.Г. Мокерова

посвящается

ВЛАДИМИР ГРИГОРЬЕВИЧ

МОКЕРОВ

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ

Москва

2010

УДК 621.382(470+571) В.Г.Мокеров

ББК 32.852д(2Рос) В.Г.Мокеров

Б57

Составитель: А.Н. Клочков

Под общей редакцией профессора д.ф-м. н. В.А. Кульбачинского Научное наследие Обзор научных работ члена-корреспондента РАН Владимира Григорьевича Мокерова Владимир Григорьевич Мокеров Научное наследие: [обзор науч.работ] / [сост.А.Н.Клочков]. – М., 2010. – 616 с.:

ил. – ISBN 978-5-903730-05-6 Лимитированное издание А.Н Клочков, сост.

Агентство CIP РГБ Данный труд представляет собой обзор научных работ выдающегося учено го и организатора науки, создателя и первого директора Института сверхвысоко частотной полупроводниковой электроники Российской академии наук (ИСВЧПЭ РАН) Мокерова Владимира Григорьевича. В.Г. Мокеров внес огромный вклад в развитие отечественной электронной промышленности. Его работы посвящены преимущественно созданию и изучению элементной базы гетероструктурных на ноэлектронных приборов, технологии создания, методам контроля и анализа по лупроводниковых и других твердотельных структур.

В обзоре рассматриваются практически все работы ученого, опубликован ные в разные годы в научной периодике. Эти труды объединены в разделы по определенной научной проблематике. Специальные темы представлены в отдель ных параграфах.

© А.Н. Клочков, В.А. Кульбачинский, НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ ОБЗОР научных работ члена-корреспондента РАН Владимира Григорьевича Мокерова А.Н. Клочков (под редакцией В.А. Кульбачинского) Данный труд представляет собой обзор научных работ вы дающегося ученого и организатора науки, создателя Института сверхвысокочастотной полупроводниковой электроники Россий ской академии наук (ИСВЧПЭ РАН) и его директора Мокерова Владимира Григорьевича. Обзор написан сотрудником ИСВЧПЭ РАН Клочковым А.Н.

В обзоре рассматриваются практически все работы, но не в хронологическом порядке, а по научной проблематике. Те работы, что посвящены определенной проблеме, объединены в соответ ствующие разделы. Остальные выделены в отдельные параграфы.

Из этого обзора видно, насколько широк круг интересов В.Г. Мо керова. Причем, это не только академический интерес и фундамен тальная наука, а во многом еще и технология и практические при менения функциональных материалов. Об этом свидетельствует не только список журнальных публикаций, трудов и тезисов кон ференций, но приведенный в конце книги список авторских свиде тельств В.Г. Мокерова.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Содержание Технологические приемы, методы контроля и анализа полупроводниковых структур 1. Методы контроля и анализа........................................................ Методы контроля и анализа интегральных схем...................... Определение толщины и состава слоев гетероструктур........ Анализ качества элементов интегральных схем....................... 2. Электронная Оже-спектроскопия в технологии изготовления интегральных схем..................................................... Исследование и контроль процессов осаждения металлических сплавов, соединений и перераспределения их компонентов при термообработках.......................................................................... Исследование и контроль пространственного распределения химических элементов в структурах металл-полупроводник после термических обработок..................................................... Исследование и контроль процесса взаимодиффузии при термообработках в многослойной металлизации..................... Процесс пережигания «перемычек» ППЗУ и причины восстановления запрограммированных элементов................... Определение эффективности маскирования поверхности полупроводника диэлектрическими слоями................................ Исследование и контроль процессов молекулярно-лучевой эпитаксии и осаждения из ионных пучков низких энергий....... Исследование и контроль процессов образования силицидов металлов при формировании омических и барьерных контактов...................................................................................... Исследование и контроль технологии изготовления диэлектрических слоев, сформированных ионной имплантацией................................................................................. Контроль химического состава диэлектрических слоев........... НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ Отработка процессов термического, лазерного, фотонного и электронного отжигов........................................ Анализ причин коррозии контактных площадок и межсоединений.............................................................................. Анализ причин брака при термокомпрессионной сварке соединений кристалл-выводы корпуса интегральных схем........................................................................ Подборка режимов плазмохимического, ионного и жидкостного травления диэлектрических и металлических слоев................. 3. Разработка элементов интегральных схем.................................. 4. Ионное легирование кремния...................................................... 5. Влияние -облучения на свойства кремния................................ Низкоразмерные полупроводниковые структуры 6. Резонансно-туннельные диоды.................................................... 7. Спектроскопия электроотражения света.................................. 8. Влияние ориентации подложки на свойства эпитаксиальных слоев GaAs....................................................................................... 9. Легирование оловом GaAs........................................................ 10. Кинетика роста при эпитаксии............................................... 11. Гетероструктуры с квантовыми точками................................ Фотолюминесценция, особенности роста квантовых точек............................................................................................. Короткопериодные сверхрешетки InAs/GaAs.......................... Гетероструктурный транзистор на квантовых точках....... 12. Гетероструктуры на основе InхGa1-хAs/GaAs.......................... 13. Гетероструктуры GaAs/AlGaAs............................................... Оптические явления в гетероструктурах GaAs/AlGaAs........ Химический потенциал двумерного электронного газа Владимир Григорьевич МОКЕРОВ в магнитном поле........................................................................ Двумерная электронно-дырочная система в структурах GaAs/GaAlAs........................................................ Квантовый эффект Холла в гетероструктурах GaAs/GaAlAs................................................................................ Дрейфовый резонанс в квантовом эффекте Холла.................. Магнетоплазменные колебания в двумерном электронном канале............................................................................................ 14. Связанные квантовые ямы....................................................... Двойные квантовые ямы на основе AlGaAs/GaAs.................... Двойные квантовые ямы на основе InGaAs/GaAs.................... 15. Структуры на основе нитрида галлия – AlGaN/GaN.............. 16. Модулированно-легированные гетероструктуры AlGaAs/GaAs................................................................................... 17. Псевдоморфные и метаморфные структуры.......................... Метаморфные гетероструктуры N-AlGaAs/InGaAs/InAlAs на подложках GaAs (100)................. Псевдоморфные гетероструктуры N-AlGaAs/InGaAs/GaAs.. НЕМТ структуры InxAl1-xAs/InyGa1-yAs/InxAl1-xAs/InP............ Исследования различных твердотельных материалов и структур 1. Оксиды ванадия........................................................................... Фазовые переходы....................................................................... Применение оксидов ванадия..................................................... 2. Углеродные нанотрубки.............................................................. 3. МДП-структуры.......................................................................... НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ 4. Дельта-слои кремния в полупроводниковых структурах....... Легирование вицинальных граней.............................................. 5. Свойства GaAs............................................................................. 6. Многослойные структуры.......................................................... 7. Одномерные структуры.............................................................. 8. Моделирование гетероструктурных транзисторов.................. 9. Низкотемпературные эпитаксиальные слои GaAs................... 10. Узколинейчатая люминесценция гексагональных кристаллов ZnS................................................................................ 11. Температурная зависимость спектральных контуров поглоще ния поликристаллических пленок CdS......................................... Список научных трудов.................................................................. Авторские свидетельства................................................................ Владимир Григорьевич МОКЕРОВ ПолуПроводниковые структуры Технологические приемы, методы контроля и анализа полупроводниковых структур 1. Методы контроля и анализа Методы контроля и анализа интегральных схем Электрические тестовые компоненты широко применяются для контроля в производстве интегральных схем. Это обусловлено, во первых, возможностью реализации массового автоматизированного не разрушающего контроля физической структуры интегральной схемы, во-вторых, трудностями широкого использования необходимого ком плекса физических методов из-за недостаточной производительности, а также в ряде случаев недостаточной локальности и разрушаемости.

Однако достоверная оценка качества интегральных схем всего по не скольким измеренным точкам на пластине непригодна для техноло гии больших интегральных схем (БИС), так как нарушается условие приближения однородности физической структуры как по площади пластины, так и внутри кристаллов. В работах [1-3] была разработа на методология контроля и анализа технологии интегральных схем на основе исследования с помощью тестовых компонентов распределений параметров физической структуры по площади пластин и внутри кри сталлов. Эта методология позволяет решать задачи оптимизации техно логического процесса производства интегральных схем, включая:

- ведение объективного контроля технологических процес сов, материалов и работы технологического оборудования на со ответствие заданным требованиям по однородности параметров физической структуры и обеспечения эффективности использо вания площади пластины;

- установление взаимосвязи между параметрами физической структуры и технологическими параметрами и проверку адекватно сти моделей технологических процессов, описывающих формирова ние распределенной в плоскости пластины физической структуры;

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ - сопоставление статистических распределений параметров физической структуры;

- расчеты годной площади по параметрам физической струк туры и ее сопоставление с распределением годных интегральных схем по пластине с целью проверки полноты набора контролиру емых параметров физической структуры и адекватности исполь зуемой электрофизической модели интегральной схемы, а также выявления доминирующих параметров и соответствующих тех нологических операций с точки зрения их преобладающего влия ния на выход годных интегральных схем.

Основные принципы этой методологии:

1. Поверхности отклика параметров физической структуры на воздействие технологических сред являются определя ющи ми характеристиками технологического процесса производства интегральных схем. Воздействие каждой среды на параметры физической структуры может быть описано набором некоторых уравнений:

(1.1) Q [a s ( X, Y, Z, t = 0, [( s s где a – параметры среды S, величина может принимать значе s s ния от 1 до M, где M - количество технологических параметров, описывающих свойства среды S;

X, Y, Z – координаты простран ства среды S, t – время.

Решения (1.1) (1.2) as = as ( X,Y, Z, t) характеризуют распределение параметров as в пространстве и их зависимость от времени. Будем считать пластины идеально пло скими и ориентированными в пространстве среды S перпендику лярно оси Z. Пусть взаимосвязь параметров физической структу ры Ak, s и технологических параметров as s-операции описывается некоторой функцией Lk. За общее время технологического марш рута T = t s формируется результирующая физическая структура с параметрами s T Ak = Lk [as ( X, Y, Z, t, A0k ] dt, (1.3) Владимир Григорьевич МОКЕРОВ k где A0 - параметры исходной пластины, Lk - производная функ ции Lk. Выражение (1.3) может быть преобразовано в координатах плоскости пластины (x, y) к виду:

Ak=f k(x, y), (1.4) где f – функция, описывающая отклик характеристик пласти k ны на воздействие физико-химических сред при технологиче ских операциях. Пусть индексы i и j соответствуют дискретным наборам координат интегральных схем на пластине по осям x и y. Функцию f k(x, у) удобно представить в виде трехмерной поверхности в координатах (х, у, Aik, j ), которая и называется по верхностью отклика физической структуры пластины на воз действие сред S.

2. Процесс изготовления интегральной схемы можно рассма тривать как формирование и изменение поверхностей отклика в результате воздействия различных сред, что удобно представить в операторной форме:

Aik, j = VksVks 1...Vk1 A0k (1.5) где Vks - некоторый оператор, описывающий действие среды S.

3. Поверхности отклика должны быть стабилизированы отно сительно заданных норм за счет операционного контроля, контро ля параметров процессов и входного контроля.

4. Оптимизация отдельных операций, включая оптимиза цию параметров конструкции оборудования, должна вестись на базе экспериментального исследования поверхностей отклика в направлении сглаживания этих поверхностей и, соответственно, снижения плотности локальных дефектов. Такую оптимизацию следует вести либо эмпирически, когда модели технологической операции неизвестны, либо на основе моделей процесса. В по следнем случае поверхности отклика используются для проверки адекватности используемой модели.

5. Уточнение норм на параметры физической структуры про изводится путем сопоставления статистических распределений параметров физической структуры в годных и бракованных инте гральных схемах.

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ 6. Оптимизация технологического процесса в целом должна вестись путем сопоставления расчетных и фактических карт рас пределения годных интегральных схем. При удовлетворительном совпадении этих карт выделяются доминирующие параметры физической структуры, т. е. параметры, по которым бракуется наибольшая доля площади интегральных схем. При неудовлетво рительном совпадении этих карт необходимо уточнить набор кон тролируемых параметров, проверить правильность топологии, а также проверить применяемые метрологические средства.

Для реализации исследуемой методологии было предложено использовать два типа исследуемых тестовых ячеек: 1) для иссле дования поверхностей отклика на рабочих пластинах, сопостав ления их с картами расположения годных интегральных схем и выяснения причин брака;

2) для исследования отдельных техноло гических операций с целью построения моделей по взаимосвязям между распределениями физической структуры и технологически ми параметрами. Они предназначены для аттестации технологиче ских процессов и оборудования.

Тестовые ячейки первого типа необходимо встраивать в каждый модуль интегральной схемы. Для установления связи параметров физической структуры с выходными параметрами интегральной схемы в тестовые ячейки включается набор основ ных схемных элементов, на электрические параметры которых задаются определенные нормы (схемные транзисторы, резисто ры, диоды и т. д.). Для оценки вероятности “поражения” инте гральной схемы локальными дефектами используются группы тестовых компонентов, объединенных таким образом, чтобы от клонение параметров одного из них резко изменяло параметры всей группы.

Тестовые ячейки второй группы изготавливаются на пластинах-спутниках с применением 1-3 фотолитографий и рас полагаются по всей площади пластины. Для исследования законо мерностей распределения параметров в пределах одного кристал ла интегральной схемы в тестовые ячейки включены однотипные тестовые компоненты, распределенные по полю ячейки. Для ис Владимир Григорьевич МОКЕРОВ следования основных операций изготовления интегральных схем разработаны универсальные тестовые ячейки: ячейка для опера ций легирования, эпитаксии, напыления и формирования диэлек триков, фотолитографии и т.д.

Для автоматизированных измерений тестовых компонентов была также разработана специальная экспериментальная установ ка на базе ЭВМ и написано программное обеспечение к ней. По верхности отклика отображались в виде карт изолиний параметров Аk. На рис. 1.1 представлены примеры измерений карт изолиний сопротивлений резисторов R вдоль диаметра пластины. Наряду с закономерным распределением R по пластине проявляется опреде ленная закономерность в распределении R в пределах кристалла с интегральной схемой, что связано с искажением топологического рисунка в процессе переноса изображения.

Метод анализа качества процессов и формируемой физиче ской структуры состоит в следующем [3]. Вид поверхности от клика A(x,y) параметра структуры БИС, характеризующей воз действие технологических сред на пластину в целом, связан с конкретными конструктивными особенностями оборудования, используемого при формировании параметра А (при условии приближения к однородности физической структуры исходного материала) и является вполне определенным при оптимальной настройке оборудования. Поэтому измеренная А(х,у) может слу жить индикатором отклонений параметров оборудования, дефек тов структуры и их расположения на пластине. Эффективность метода повышается, если известна связь величины А с параме трами оборудования, которая устанавливается с помощью ма тричных экспериментов или на их основе теоретически.

Проводится два типа экспериментов, которые представляются в виде матрицы {Кp,o}, где К – критерий оценки, p - технологиче ский режим, о - число единиц оборудования. В основу эксперимента первого типа положен анализ формы А(х,y) пластин, сформирован ных на одной единице оборудования с внесением контролируемых отклонений по датчикам параметров оборудования или на разных единицах оборудования в одном режиме. По результатам этого экс НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ перимента, устанавливается оптимальный вид А(х,y), влияние от клонений и наилучшая единица оборудования, а также может быть разработана модель технологического процесса.

Рис. 1.1 Распределение вдоль оси x пластины величины R / R для трех рядов кристаллов (X1, X2, X3), показанных на карте изолиний поверх ностного сопротивления Rs: R - значение сопротивления резистора в точ ке х;

R – среднее значение сопротивлений резисторов на пластине, rx размер кристалла вдоль оси х;

dx – расстояние между резисторами Эксперимент второго типа предполагает анализ дефект ности АД(х,y) пластин (электрическое тестирование отсеивает косметические дефекты, не влияющие на характеристики БИС), при изготовлении которых одна из операций проводится на раз личных единицах оборудования. При этом выявляются прямые источники дефектов в исследуемых единицах оборудования.

В результате эксперимента определяется конкретная едини ца и параметры оборудования, приводящие к отклонению от уста новленных критериев оценки, даются рекомендации по устране нию причин нарушений. На заключительном этапе по данным анализа А(х,y) активно привлекаются прецизионные методы ис Владимир Григорьевич МОКЕРОВ следований для идентификации брака. Ниже приведен пример эксперимента, иллюстрирующего метод.

Контролируемым параметром формируемых физических структур, связанных с параметрами установки ионного легирова ния, является поверхностное сопротивление легированного слоя Rs.

Его значение измерялось на шестиконтактном тестовом резисторе.

На установке барабанного типа были изготовлены две груп пы пластин: первая в рабочем режиме легирования при соответ ствии показаний датчиков процесса технической документации;

вторая – с отклонением показаний датчиков плотности тока ио нов в отношении 10:7:3 на нижнем, среднем и верхнем ярусах барабана. На рис. 1.2 изображены изолинии значений Rs. Знаки “плюс” инициируют области пластин, где значения R выше уста новленных норм, «минус» – ниже норм. Нарушение режима при водит к резкому изменению вида Rs (х,у).

Верхний ярус Средний ярус Нижний ярус y а б x Рис. 1.2 Изолинии Rs(x,y) ионно-легированных слоев на пластинах, рас положенных в три яруса на барабане, при легировании в рабочем режиме (а) и с отклонением по датчику плотности тока (б). Получены при ме ханическом (в направлении х) и электростатическом (в направлении у) сканировании пучка ионов Практически все пластины этой группы бракуются. При соблю дении технических требований (в первой группе) картина значитель НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ но лучше. Однако и здесь часть пластин верхнего и нижнего ярусов имеют области (вблизи верхнего и нижнего краев рабочей поверх ности барабана), где Rs выше нормы. Общая поверхность отклика Rs(х,у), составленная из трех пластин, расположенных вдоль направ ления (у) электростатического сканирования пучка ионов, имеет вид вогнутой. Наиболее высокие значения R наблюдаются в части Rs(х, у), соответствующей нижнему краю барабана. В данном случае это озна чает, что настройка установки в рабочий режим по датчикам плотно сти тока производится с систематической ошибкой в сторону нижнего яруса и необходима соответствующая коррекция.

Определение толщины и состава слоев гетероструктур Значение гетероструктур GaAs/Ga1-xAlxAs в современной элек тронике, физике твердого тела и ее многочисленных практических приложениях невозможно недооценить. Для изучения физических процессов в таких системах и оптимизации устройств необходимо получение структур с заданными толщинами и свойствами слоев.

Для этого необходимо изучение возможностей и развитие методов и средств определения толщины и состава слоев. Этой работой В.Г. Мокеров занимался систематически. В работе [4] докладыва ется о результатах разработки и эксплуатации интерференционной методики определения толщины и состава субмикронных слоев непосредственно в ходе их образования. В основах метода лежит использование внутренней опорной плоскости – границы раздела между арсенидом галлия и тройным соединением. Исходя из ана лиза литературных данных авторы заключили, что на =0,6328 мкм реализуется резкая зависимость оптических свойств тройного соединения от состава и, в то же время, при такой энергии кван та и Т~900 K можно пренебречь влиянием облучения на кинетику процесса и появлением размерных эффектов при интерференцион ном контроле. В результате интерференции монохроматического излучения, отразившегося от границы раздела GaAs/Ga1-xAlxAs и внешней границы растущего слоя, временная зависимость интен сивности отраженного излучения носит периодический характер, затухание колебаний связано с поглощением излучения в слое.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Переход от экстремума к экстремуму в модуляции интенсивности соответствует изменению толщины слоя на d = (n - показатель 4n преломления растущего слоя), d изменяется от 36 до 43 нм при изменении x от 0 до 0,6 при Т=900 К. Отражение измерялось ме тодом сравнения с отражением от поверхности GaAs перед нане сением слоя. Экстремальные и текущие значения нормированной таким образом интенсивности отраженного излучения образуют систему независимых уравнений, позволяющих определить тол щины и оптические свойства растущего слоя. Связь между пока зателем преломления n и содержанием алюминия в нем позволяет определить значения x. Оценка возможных значений погрешности в определении n, d, x показала, что при реализованной аппарат ной погрешности 0,2% и известных значениях оптических по стоянных подложки погрешность в определении n не превышает 1%, что обеспечивает разрешение в толщине и составе 1 - 2,5 нм и 0,02 - 0,03, соответственно, в диапазоне значений x 0,2. Пред ложенный метод был применен для контролирования процессов молекулярно-лучевой эпитаксии слоев GaAs и Ga1-xAlxAs, осаж даемых на подложках из GaAs. На рис. 1.3 приведен характерный вид регистрограммы одного из процессов формирования гетеро структур GaAs/Ga1-xAlxAs. Временной интервал t1 – t0 соответству ет осаждению буферного слоя GaAs, а интервал t2 – t1 соответству ет осаждению эпитаксиального слоя Ga1-xAlxAs.

На рис. 1.4 показана регистрограмма, полученная при контроле процесса формирования гетероструктуры с двумя субмикронными слоями: слоем Ga1-xAlxAs (d = 50 нм, x = 0,3) и контактным слоем GaAs (d = 50 нм). Значения параметра х, определенные в ходе процесса описываемым методом и мето дом электронной Оже-спектроскопии, отличались не более чем на 0,02, т.е. находились в пределах погрешности метода Оже спектроскопии.

В работе [4] было также экспериментально обнаружено из менение отражения в ходе осаждения буферного слоя (времен ной интервал t1 – t0 на рис. 1.3). Это изменение указывает на то, что растущий буферный слой в начале образования отличен по НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ свойствам от подложки, в ходе роста буферного слоя происходит стабилизация системы. Предложенная методика и аппаратура по зволяют фиксировать достижение стабильности.

S 0. 0. 0. t1 t t 0. 0 5 10 15 20 25 Рис. 1.3 Регистрограмма процесса формирования гетероструктуры GaAs/ Ga1-xAlxAs. t0 – момент открытия ячейки Ga, t1 – момент открытия ячеек Al, Si, t2 – момент закрытия ячеек Ga, Al, Si S 0. 0. 0. Рис.1.4 Регистрограма процесса формирования 0. гетероструктуры GaAs/ t1 t2 t2 t t Ga1-xAlxAs 0. 0 2 4 6 8 10 12 Рентгеновская дифрактометрия в двух- или трехкристальном вариантах является мощным элементом исследования структуры совершенных кристаллов типа Si, Ge, AIIIBV. С развитием методов роста тонких пленок микроэлектроника начала сдвигать акцен Владимир Григорьевич МОКЕРОВ ты анализа в сторону определения параметров тончайших слоев типа квантовых ям и границ раздела с высоким разрешением по глубине.

На рис. 1.5 приведена блок-схема установки для определения толщины пленок дифракционным методом. Устройство включает источник когерентного света 1 - стабилизированный Hе - Ne лазер (длина волны излучения = 0,63 мкм), держатель образца 2, на котором помещается исследуемый образец 6 (держатель образца имеет две степени свободы в плоскости, перпендикулярной на правлению распространения света), фотоприемник 3, работающий в фотодиодном режиме, регистрирующий прибор 4 (микроволь тметр) и градуированные светофильтры 5. Луч Не-Ne лазера на правлялся на образец под углом, близким к “нормальному” (~2-5°).

Интенсивность дифрагированного света в различных порядках дифракции регистрировалась фотодиодом, который мог переме щаться по дуге окружности с центром в точке пересечения падаю щего луча с образцом.

В работе [5] была исследована возможность практического использования дифракционного метода для измерения и контроля толщины сверхтонких пленок. Исследования проводились с ме таллическими (NiCr, Cr) и диэлектрическими (SiO2, Si3N4) плен ками толщиной 0,005-0,04 мкм, полученными на полированных кремниевых пластинах. Для измерения толщины пленок на образ цах методом фотолитографии были изготовлены дифракционные структуры (фазовые дифракционные решетки рис. 1.6), представ ляющие собой чередующиеся полосы пленка - подложка. На такую отражательную решетку с прямоугольными канавками напылял ся слой металла (Al), толщина которого изменялась в интервале 0,02-0,12 мкм. Результирующая фазовая решетка имела следую щие параметры: ширина канавки 4 мкм, период решетки 8 мкм.

Выбор решетки с указанными параметрами обусловлен, с одной стороны, возможностью точного воспроизведения всех размеров с помощью фотолитографии, с другой стороны, достаточно боль шой величиной угла дифракции первого экстремума. Для уве личения точности измерений угол должен быть по возможности НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ большим, чтобы надежно отделить первый порядок дифракции света от нулевого.

Расчет толщины пленки проводился на основании формул, описывающих интенсивность света, дифрагированного на фазо вой прямоугольной решетке. Было показано, что толщину пленки h с достаточной точностью можно рассчитать по формуле:

Im h, = (1.6) 4 sin mb I d где – длина волны излучения лазера, I0 и Im - интенсивности волны, дифрагирующей в 0 и m порядок дифракции, d и b (см. рис. 1.6) - период фазовой дифракционной решетки и ширина канавки, соответственно.

Сравнение результатов измерений толщины пленок, полученных дифракционным и эллипсометрическим методами, дало хорошее согласие (5-10%) для толщин 0,005-0,05 мкм. Было показано, что данный метод позволяет измерять толщины пленок вплоть до 0,001 мкм, причем он применим как для диэлектрических, так и для металлических пленок.

В работе [6] было предложено использовать метод стоячих рентгеновских волн для исследования поверхностных слоев сверх решеток. Метод основан на измерении угловых зависимостей ин тенсивности вторичных излучений (фотоэлектронов в данной рабо те) в условиях дифракции рентгеновских лучей. Методом стоячих 4 3 y x h b d Рис. 1.6 Фазовая отражательная Рис. 1.5 Блок-схема установки изме решетка рения толщины пленок дифракцион ным методом Владимир Григорьевич МОКЕРОВ рентгеновских волн с использованием фотоэлектронов можно по лучить информацию о структурном совершенстве поверхностных слоев толщиной порядка глубины выхода фотоэлектронов, т.е. ис следовать один-два верхних слоя сверхрешетки.

Объектом исследования служила выращенная посредством молекулярно-лучевой эпитаксии сверхрешетка из десяти периодов GaAs/GaxAl1-xAs на совершенной GaAs подложке с ориентацией [100]. Полученная угловая зависимость выхода фотоэлектронов показана на рис. 1.7, а на рис. 1.8 представлена кривая дифрак ционного рассеяния. Интенсивность выхода фотоэлектронов на прямую связана с амплитудой отражения рентгеновских лучей от сверхрешетки, и в угловом положении, соответствующем макси мумам отражения рентгеновских лучей от подложки, наблюдается заметный всплеск выхода электронов (см. рис. 1.7 и рис. 1.8). Ин формацию о структуре сверхрешетки можно получить из пиков сателлитов низших порядков, которые располагаются достаточно далеко от пика подложки (=0). В их окрестности присутствуют характерные для фотоэффекта аномалии выхода, придающие кри вой дисперсионную форму. Было проведено моделирование угло вых зависимостей выхода фотоэлектронов в условиях дифракции рентгеновских лучей (см. рис. 1.7). Форма рассчитанных кривых высокочувствительна к наличию разупорядоченности в поверх ностных слоях сверхрешетки, введение которой может приводить к качественным изменениям угловых зависимостей.

Авторы отметили, что измерение кривых выхода с более вы соким угловым разрешением позволит существенно увеличить объем информации о структурном совершенстве верхних слоев сверхрешеток. Разделение по энергиям позволит провести скани рование верхних слоев сверхрешетки по глубине.

В работах [8-11] были исследованы возможности рентге нодифракционного метода в определении параметров отдель ных слоев и границ раздела многослойных структур. Было по казано, что для обеспечения высокого разрешения по глубине кристалла необходимо не только проводить измерения кривой дифракционного отражения в широком угловом интервале, но НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ P 1,0 R 0, Рис. 1.7 Угловая зависи 0, мость выхода фотоэлек 0, тронов от сверхрешетки c GaAs/GaxAl1-xAs. c Сплош 0,2 c ные линии – расчетная кривая t -500 -400 -300 -200 -100 100 –500 –400 –300 –200 –100 0 –, P 1,0 R 0, 0, 0, c Рис. 1.8 Кривая дифракци 0,2 c c онного рассеяния от сверх 0 решетки GaAs/GaxAl1-xAs 100 –500 –400 –300 –200 –100 0 –, и повышать точность измерения кривых в каждой точке изме рения. Для анализа экспериментальных данных был разработан математический аппарат. Суть метода состоит в подгонке тео ретической кривой отражения под экспериментальную кривую дифракционного отражения. Многослойная система представ ляется как система однородных подслоев, число которых может не совпадать (обычно вводится большее число подслоев) с чис лом выращиваемых по технологии слоев. Каждый из подсло ев характеризуется толщиной lj, параметром кристаллической решетки aj и статическим фактором Дебая-Валлера wj, который задает степень аморфизации слоя. Все эти параметры счита ются постоянными внутри каждого подслоя. Расчет кривой рентгеновского отражения, как функции параметров lj, aj и wj, Владимир Григорьевич МОКЕРОВ ведется по формулам динамической теории, которая в данном случае сводится к алгебраическим реккурентным соотношени ям, связывающим амплитуду отражения от N-го слоя с амплиту дой отражения и прохождения от верхнего слоя и амплитудами (N-1) последующих слоев. Процедура подгонки теоретических кривых под экспериментальные точки позволяет быстро опре делять средние значения параметров структуры и их ошибки и основывается на минимизации функционала 2:

(I i I i ) 1 n s2, (1.7) = n n p i =1 i где n - число точек на кривой отражения, n p - число искомых пара метров, I i и I i - измеряемая и теоретически рассчитанная интен сивности отраженной волны, si - ошибки измерений. В предложен ном методе была впервые учтена вариация величины ошибки si в каждой конкретной точке, поэтому точки с большими ошибками оказывают слабое влияние на величины извлекаемых параметров.

Для повышения точности учитывается и диффузионное рассеяние.

Задача минимизации функционала (1.7) сводится к решению си стемы нелинейных уравнений: = 0, (1.8) k где k – один из параметров lj, aj и wj. Решения системы (1.8) на ходятся методом последовательных приближений. Параметр является случайной величиной, распределение которой стремит ся к нормальному при большом числе степеней свободы (т.е. из меренных точек). Нормировочный коэффициент 1/(n-np) в (1.7) выбран таким образом, чтобы в пределе большого числа точек 2 = 1. Поэтому величина 2, определяемая (1.7), используется в статистическом анализе не только как минимизируемый функ ционал в методе оценки параметров k, но и как статистика, по зволяющая установить качество подгонки или выбрать наиболее оптимальную модель, если имеется несколько вариантов описа ния спектра.

С целью точной подгонки иногда возникает необходи мость введения дополнительных субслоев [9]. Это позволя НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ ет более детально описать исходную структуру. На рис. 1. представлена кривая дифракционного отражения структуры GaAs-In хGa1-х As с тремя слоями In хGa1-х As (x=0,2) различной толщины (см. схему на рис. 1.10) и теоретические кривые отражения, рассчитанные для различных моделей. Теоре тическая кривая на рис. 1.9а соответствует начальному при ближению – модели с 7-ю слоями, толщины которых равны закладываемым в процессе роста (см. рис. 1.10). Как видно из рис. 1.9а, в данном случае нет даже качественного согласия (несовпадение периодов осцилляций) экспериментальной и теоретической кривой.

a GaAs 60 нм InхGa1-хAs 3 нм GaAs 60 нм InхGa1-хAs 6 нм GaAs 60 нм InхGa1-хAs 9 нм Буфер GaAs 300 нм Подложка –6000 –4000 –2000 0 Рис. 1.10 Профиль исследуе Рис. 1.9 Результаты подгонки в раз мой структуры GaAs-InхGa1-хAs личных моделях экспериментальной с тремя слоями InхGa1-хAs раз (штриховая линия) и теоретической личной толщины (сплошная) кривых отражения струк туры GaAs-InхGa1-хAs с тремя слоями InхGa1-хAs различной толщины. 2 = 3217 (а), 214 (б), 13.2 (в), 6.2 (г) Если предположить, что количество вводимого In соответст вует технологическому процессу, но увеличивается толщина слоев Владимир Григорьевич МОКЕРОВ InхGa1-хAs, то различие между экспериментальной и теоретиче ской кривыми уменьшается в существенно большей степени. На рис. 1.9б представлены соответствующие кривые с величиной 2, равной уже 214, и следующими параметрами: x = 0,13, толщины слоев InхGa1-хAs l = 4, 8, 12 нм и толщины слоев GaAs l = 58 нм.

Дальнейшее уменьшение величины 2 достигается, если учесть, что наряду с дифракционным рассеянием существует диффузное рассеяние, дающее небольшой, но существенный для процедуры подгонки вклад в кривую отражения. Так как диффузное рассеяние некогерентно, то оно не может иметь выраженного осцилляцион ного характера, поэтому его можно представить в виде кусочно непрерывной кривой. На рис. 1.9в показаны соответствующие кри вые с теми же параметрами, что и на рис. 1.9б, но с учетом вклада диффузного рассеяния. На следующем этапе анализа найденное решение использовалось в качестве начального приближения для описанной итерационной процедуры с независимыми вариациями всех параметров структуры (толщин, локальных концентраций и статических факторов Дебая-Валлера для каждого слоя). Результат такой подгонки в модели с 7-ю слоями представлен на рис. 1.9г.

Однако, 2 = 6,2 сильно отличается от единицы. Такое несоответ ствие между теоретическими и экспериментальными данными указывает на то, что модель из семи слоев с резкими границами не соответствует реальной структуре. Поэтому на следующем этапе анализа были введены дополнительные слои в промежутках меж ду основными. Начальные толщины дополнительных слоев бра лись равными 1 нм, а локальные концентрации In и статические факторы Дебая-Валлера - равными соответствующим значениям для соседних основных слоев. В результате подгонки параметр уменьшился до 1,6. За счет введения субслоев достигается суще ственно более детальное описание исходной структуры.

В результате анализа было показано, что слои InGaAs оказа лись сильно размытыми, что объясняется процессом сегрегации In в процессе роста структуры. При этом важным является тот факт, что суммарное содержание In в слоях InхGa1-хAs 2,0, 3,7 и 5,6 оказа лось довольно близким к соответствующим значениям 2,0, 4,0 и 6,0, НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ которые закладывались по выбранной технологии роста. Отметим, что извлечение дополнительной довольно обширной информации, содержащейся в модели из 14 слоев, базируется на явном несоот ветствии результата подгонки в предыдущей модели из семи слоев.

Это несоответствие выражается большим отклонением величины 2 = 6,2 от единицы, хотя визуально результат подгонки на рис. 1.9г можно рассматривать как вполне удовлетворительный. Это обстоя тельство показывает, что развитый метод количественного анализа экспериментальных данных содержит в себе большие резервы в извлечении характеристик структуры слоев, а, кроме того, увели чивает информативность и ценность рентгенодифракционного ме тода в целом в исследованиях рассмотренных структур.

Попытка введения дополнительных субслоев сверх 14 не при вела к желаемому уточнению структуры, так как ошибки параме тров этих дополнительных субслоев оказались очень большими, превышающими их средние значения. Несоответствие теоретиче ского описания структуры с экспериментальными данными может быть связано с различными причинами: 1) не совсем точно установ лена ошибка эксперимента (вообще говоря, этому аспекту обычно уделяется при измерениях недостаточное внимание);

2) модель описания слоев с помощью субслоев с постоянными по толщине параметрами не соответствует реальности. Описание границ раз дела с помощью широкого набора аналитических функций может понизить параметр 2 при сохранении общего числа варьируемых параметров. При этом среднеквадратичные ошибки могут оказать ся вполне приемлемыми.

В работе [11] методом рентгеновской двухкристальной дифрак тометрии было исследовано влияние технологических параметров роста на совершенство многослойной структуры InxGa1-xAs-GaAs.

Анализ кривых дифракционного отражения проводился описанным выше мотодом. Было показано, что в зависимости от условий роста можно добиться более совершенной структуры: либо границ разде ла между слоями, либо отдельных слоев. Установлено, что умень шение содержания атомов In в структуре, т.е. параметра х от 0, до 0,13 приводит к общему улучшению всей многослойной струк Владимир Григорьевич МОКЕРОВ туры. Понижение температуры во время роста слоев от 520°С до 470°С способствует формированию более четких границ раздела между слоями GaAs и InxGa1-xAs, но заметно ухудшает качество структуры слоев.

Таким образом, в работах [8-11] было показано, что рентге нодифракционным методом можно получить детальную инфор мацию о структурных характеристиках выращиваемых методом молекулярно-лучевой эпитаксии тонких слоев в нанометровом диапазоне. Весьма существенным является использование адек ватного математического аппарата, так как наиболее тонкие детали структуры определяются на основе количественных критериев, а не на основе визуального сходства экспериментальных и расчет ных кривых. Использование метода минимизации 2 вместе с ите рационными процедурами позволяет достичь высокого качества непростой по форме кривой дифракционного отражения с опи санием ее мельчайших деталей даже в случае довольно сложной структуры, требующей для описания большого числа параметров.

Метод обладает высокой степенью надежности, поскольку основной вывод о несоответствии между закладываемой в тех нологии и реализующейся структурами выявляется не только на конечном этапе анализа, а четко прослеживается на всех промежу точных этапах.

Анализ качества элементов интегральных схем Тестовые структуры, имеющие возможность легко изменять линейные размеры критичных областей, могут служить инструмен том для оценки распределения плотности дефектов в зависимости от их размера. Наиболее простыми структурами, обеспечивающими прямую зависимость плотности неисправностей от плотности де фектов, являются такие структуры или индикаторы дефектов, в ко торых любой дефект, попадающий в площадь индикатора дефектов вызывает отказ структуры. Это может быть МОП-конденсатор, р-n переход, либо базовая область биполярного транзистора. Анализ дефектов, связанных со структурами, рисунок которых сформиро ван фотолитографией, является более сложной задачей, поскольку НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ a A a b Рис. 1.11 Топологический ри сунок тестовой цепочки по следовательных резисторов (а) и зависимость вероятности обрыва цепочки переходных контактов от размера дефекта (б). Размеры дефектов: 1 – X a, 2 – a X A+a, 3 – X x A+a 2(A+a) a (A+a) это обусловлено различной чувствительностью фотолитографи ческих рисунков к дефектам разного размера. В работе [12] была предложена методика измерения размеров привносимых дефектов на операциях формирования контактных окон в технологии СБИС.

Эта методика измерения плотности дефектов в зависимости от их размера с применением специализированных тестовых структур и автоматизированных электрических измерений по площади пласти ны может быть отнесена к методам электрической микроскопии.

Рассмотрим возможность измерения линейных размеров дефек тов с помощью цепочки последовательных резисторов (рис. 1.11а).

В этой структуре отдельный элемент представляет собой окно с раз мерами а·b, расположенное в области с площадью А2. Примем, что де фекты имеют круглую форму. Дефект диаметром X приводит к отказу тогда, когда его центр находится в определенной критичной области, размеры и форму которых можно найти из геометрических сообра жений. Например, критичная область для круглого окна имеет также форму окружности с диаметром X - d, где d - диаметр окна.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Вероятность поражения структуры дефектом зависит от его размера и равна отношению критичной площади к общей площа ди. На рис. 1.11б приведена зависимость вероятности отказа це почки переходных контактов от размера дефекта, когда окно имеет круглую форму. Если дефект меньше, чем сторона окна, то он ни когда не приведет к отказу тестовой структуры. Вероятность от каза Ф = (Х - а)2/4A2 для дефектов с размерами а X А+а, где А - расстояние между центрами окон. Для дефектов с размерами А+а X 2 (A+a) имеется более сложная зависимость, посколь ку критичные области соседних окон частично перекрываются, и, наконец, дефекты с размерами X 2 (A+a), попадая в область тестовой структуры, всегда будут приводить к отказу.

Выделение размеров дефектов может быть проделано как с помощью вариаций размеров окна, так и изменением расстоя ния между центрами окон. Очевидно, что дефекты с малыми раз мерами можно выделить только с помощью вариаций размеров переходного окна. В работе [12] было показано, что для опреде ления плотности дефектов внутри какого-то интервала размеров требуется четыре тестовых структуры в виде цепочек переходных контактов с разными размерами окна. Минимальный размер де фектов, который можно выделить с помощью предлагаемого ме тода определяется возможностями фотолитографии и составляет около 1,5 мкм для установок проекционной печати. Предложенная методика была продемонстрирована на примере измерения раз меров привносимых дефектов на операции вскрытия контактных окон. Было показано, что при формировании омических контак тов дефектность складывается из двух основных частей: дефектов фотолитографии из-за посторонних примесей в фоторезисте и де фектов травления, которые образовались на поверхности во время или после вскрытия контактных окон. Дефекты травления удалось выделить, сравнивая две партии пластин с ионной подчисткой и без подчистки контактных окон.

Метод может быть использован для исследования дефектно сти по любой технологии, в том числе и субмикронной, и является высоко оперативным, поскольку легко поддается автоматизации.

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ В цифровых устройствах нестабильности задержки сигнала устраняют при помощи специальной системы общей синхронизации.

В радиотехнических устройствах с элементами цифровой обработки сигналов нестабильности задержки проявляются как собственный шум устройства. Например, в радиотехнических комплексах с фазовой автоподстройкой частоты используют достаточно сложные цифровые блоки - делители частоты с программируемым коэффициентом де ления. Нестабильность задержки в делителе непосредственно влияет на уровень фазовых шумов и избирательность комплекса. В работе [13] была предложена методика измерения нестабильности задержки логических элементов интегральных микросхем.

& 1 1 D TT & 1 1 1 DQ 1 CQ T 5 Рис. 1.12 Схема стенда для измерений нестабильности задержки логи ческих элементов, 1 - импульсный генератор, 2 - логические элементы - формирователи исследуемых сигналов, 3 - ключ для калибровки стенда, 4 - формирователь стандартных импульсов на микросхеме К6500ЛИ1, - управляемая измерительная линия задержки, 6 - компаратор уровней К6500СА1, 7 - осциллограф прямого усиления для наблюдения выходно го сигнала компаратора, 8 - стробоскопический осциллограф для контро ля входных сигналов Методика измерения нестабильности задержки основана на определении зоны нестабильных переключений высокочастотного стробируемого компаратора уровней. В качестве измерительного устройства использована прецизионная механически перестраива емая (телескопическая) коаксиальная линия задержки. Схема стен да приведена на рис. 1.12. В стенд входят четыре основных блока:

- анализатор уровней сигналов на ИМС К6500СА1;

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ - формирователь стандартных сигналов на ИМСК6500ЛИ1;

- формирователь исследуемых сигналов с фазовыми шумами;

- управляемая измерительная линия задержки.

Анализируемые сигналы контролируют на экране стробо скопического осциллографа С1-122, а состояния выхода анализа тора - на экране осциллографа прямого усиления С1-75. Анали затор построен на арсенид-галлиевой интегральной микросхеме компаратора уровней К6500СА1. На информационные входы анализатора поступает парафазный сигнал с фазовыми шумами.

Срабатывание компаратора происходит по срезу синхроимпульса.

Состояние выхода определяется соотношением напряжений на информационных входах в момент прихода среза синхроимпуль са. Все сигналы распространяются из одного узла схемы и посту пают на входы анализатора синхронно. В цепь распространения синхросигнала включена управляемая линия задержки, при по мощи которой меняем положение среза синхроимпульса относи тельно точки пересечения информационных сигналов.

Формирователь стандартных импульсов реализован на арсенид-галлиевой интегральной микросхеме К6500ЛИ1. В про цессе подготовки стенда было установлено, что результаты изме рений нестабильности задержки зависят от длительности фронтов входных сигналов анализатора. Для сигналов с большей дли тельностью фронта фиксируется и большая нестабильность за держки. Одинаковые условия измерений для сигналов от любых логических элементов обеспечиваются путем введения в состав стенда формирователя стандартных импульсов.

Формирователь сигналов с фазовыми шумами представляет со бой две идентичные цепочки последовательно соединенных логиче ских элементов. Входы цепочек объединены на выходе импульсного генератора. Выход первой цепочки подключен к прямому входу пер вого логического элемента формирователя стандартных импульсов, а выход второй цепочки - к инверсному входу второго логического элемента. Ключ между выходами цепочек необходим для калибров ки стенда и представляет собой металлическую перемычку между входами ИМС К6500ЛИ1. При замыкании ключа возможное разли НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ чие задержек сигналов первой и второй цепочек определяется толь ко длиной перемычки и не превышает 15 пс.


Управляемая измерительная линия задержки представляет собой телескопически раздвигаемый коаксиальный волновод. За держка определяется длиной волновода. Диапазон изменения за держки 1,5 нс. Линия задержки включена в канал синхросигнала.

Настройка стенда начинается с выравнивания задержек по информационным каналам и каналу синхросигнала при исполь зовании отрезков коаксиального кабеля разной длины. Положе ние сигналов на входах анализатора контролируется на экране стробоскопического осциллографа. Далее проводится калибров ка стенда путем измерения нестабильности задержки при зам кнутом ключе на входе формирователя стандартных сигналов.

Изменяя задержку синхросигнала, переходим от состояния, ког да анализатор фиксирует большее напряжение на прямом входе компаратора (на выходе высокий уровень), к состоянию с боль шим напряжением на инверсном входе (на выходе низкий уро вень). В промежутке между этими устойчивыми состояниями на блюдаются хаотические переключения компаратора. Выходные состояния компаратора контролируются на экране осциллографа С1-75. При замкнутом ключе зона хаотических переключений составляет 30 пс. Эта величина характеризует нестабильность переходных процессов в стенде, в том числе и нестабильность входных сигналов (~10... 15 пс), которая определяется длиной перемычки. При удалении перемычки зона хаотических пере ключений увеличивается, так как фазовые шумы в цепочках уже не выравниваются на входах формирователя. Фазовые шумы яв ляются случайными независимыми величинами, и их сложение происходит по статическим законам. Нестабильность задержки одного вентиля равна:

t (1.9) tВ = 1/з2, n где n – общее число вентилей в исследуемых цепочках логических элементов, tз – диапазон нестабильности задержки.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Из проведенных измерений нестабильности задержек логичес ких сигналов в различных схемах авторы заключили, что с умень шением задержки в логических элементах интегральных микросхем абсолютная величина ее нестабильности уменьшается, а относитель ная возрастает. Связь нестабильности задержки с величиной самой задержки сигнала является сравнительно слабой, что позволяет про гнозировать уровень фазовых шумов цифровых интегральных схем с удовлетворительной точностью.

Литература 1. В.Н. Панасюк, В.Г. Мокеров, Е.Н. Овчаренко, В.П. Амелин, С.М. Ку зин, Методология операционного контроля и анализа технологии интеграль ных схем по электрическим тестовым компонентам, Микроэлектроника, 1984, т. 13, вып. 6, стр. 539-545.

2. В.Н. Панасюк, В.Г. Мокеров, С. М. Кузин, Анализ формирования про странственно распределенной физической структуры интегральных схем и принципы ее оптимизации, Микроэлектроника, 1985, т. 14, вып. 3, стр. 218-221.

3. С.М. Кузин, В.Н. Панасюк, В.Г. Мокеров, Метод оценки оборудова ния и процессов создания БИС с помощью исследования тестовых структур, Электронная промышленность, 1987, вып. 2, стр. 19-22.

4. В.В. Капаев, В.Г. Мокеров, А.Г. Петрова, Е.В. Потапов, Измерение толщины сверхтонких слоев дифракционным методом, Электронная техни ка, сер. материалы, 1981, вып. 2, стр. 77.

5. Д.И. Биленко, О.Я. Белобровая, А.С. Игнатьев, В.Г. Мокеров, С.Е.

Пылаев, И. В. Рябинин, В.Д. Ципоруха, Определение толщины и состава эпи таксиальных слоев в ходе образования структур GaAs/Ga1-xAlxAs, ЖТФ, 1986, т. 56, вып. 6, стр. 1198-1201.

6. А.М.Афанасьев, Р.М.Имамов, А.В.Маслов, В.Г.Мокеров, Э.М.Пашаев, А. Б. Вавилов, А. С. Игнатьев, Г. З. Немцев, А. А. Зайцев, Исследование верх них слоев сверхрешеток методом стоячих рентгеновских волн, Кристалло графия, 1993, т. 38, N 3, стр. 58-62.

7. А.М. Афанасьев, Р.М. Имамов, Э.М. Пашаев, В. Г. Мокеров, А.С. Иг натьев, Г.З. Немцев, Рентгено-структурные методы в исследовании структу ры сверхрешеток, Труды ФТИ АН, 1993, т. 63.

8. P. M. Имамов, А. А. Ломов, В. П. Сироченко, А. С. Игнатьев, В. Г. Мокеров, Г. 3. Немцев, Ю. В. Федоров, Исследование гетероструктуры InGaAs/GaAs (100) методом рентгеновской дифрактометрии высокого разрешения, ФТП, 1994, т. 28, вып. 8, стр. 1346-1353.

9. А. М. Афанасьев, М. А. Чуев, Р. М. Имамов, А. А. Ломов, В. Г. Мокеров, Ю. В. Федоров, А. В. Гук, Исследование многослойных структур на основе слоев GaAs-InхGa1-хAs методом двухкристальной рентгеновской дифрактоме трии, Кристаллография, 1997, т. 42, N3, стр.514-523.

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ 10. А. М. Афанасьев, А. А. Зайцев, Р. М. Имамов, Э. М. Пашаев, М. А.Чуев, В. Г. Мокеров, Рентгенодифракционное исследование границ раздела слоев сверхрешетки AlAs-Ga1-xAlxAs, Кристаллография, 1998, т. 43, N1, стр. 139-143.

11. А. М. Афанасьев, М. А. Чуев, Р. М. Имамов, А. А. Ломов, В. Г. Моке ров, Ю. В. Федоров, А. В. Гук, Рентгенодифракционное исследование влия ния условий роста на совершенство структуры отдельных слоев и межслой ных границ в сверхрешетке InxGa1-xAs-GaAs/GaAs, Кристаллография, 1998, т. 43, №5, стр. 926-930.

12. В. Г. Мокеров, Е. Н. Овчаренко, А. С. Валеев, В. Н. Шишко, Элек тронная микроскопия случайных дефектов в технологии БИС, Микроэлек троника, 1991, т. 20, в. 3, стр. 289-296.

13. Ю. В. Адамов, В. Г. Мокеров, И. М. Щелева, Исследование неста бильности задержки сигналов и логических элементов микросхем, Радио техника и электроника, 1999, т. 44, №11, стр.1384-1387.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ 2. Электронная Оже-спектроскопия в технологии изготовления интегральных схем Метод электронной Оже-спектроскопии основан на исследо вании распределения по энергии электронов, эмитированных из атомов, расположенных в поверхностной области кристалла. В ре зультате ионизации внутренних оболочек атомов первичным элек тронным пучком безызлучательного Оже-перехода Оже-электроны выходят из кристалла и регистрируются электронным спектроме тром. Энергии Оже-электронов являются характеристиками мате риалов и не зависят от энергии падающего пучка. Метод позволяет вести анализ в локальных областях (размер электронного зонда не более 1 мкм). К его достоинствам следует отнести возможность анализа всех элементов (за исключением H и Не), высокую чув ствительность (1012 атом/см2) возможность послойного (профиль ного) анализа при сочетании с ионным травлением, локального анализа на больших площадях исследуемого объекта с высоким разрешением [1,18].

В работах В.Г. Мокерова [1-25] были определены и разра ботаны основные направления применения электронной Оже спектроскопии в технологии изготовления интегральных схем: ис следование, анализ и аттестация технологических процессов для разработок и освоения новых изделий в производстве;

выборочный операционный контроль технологических процессов на стадии раз работки и в производстве;

физико-химический анализ исходных материалов и комплектующих изделий;

анализ причин отказов из делий в процессе их изготовления и последующих испытаний.

Исследование и контроль процессов осаждения металличе ских сплавов, соединений и перераспределения их компонентов при термообработках При напылении металлических пленок из сплавов необхо димо выявлять отличие химического состава слоев от состава исходного сплава. Контроль по концентрационным профилям распределения компонентов пленок позволяет управлять техно НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ логическими режимами их нанесения и получать слои с заранее заданными параметрами. Электронная Оже-спектроскопия в со четании с послойным ионным (Аr+) травлением использовалась для контроля процессов напыления пленок NiCr, Al-Cu, Al-Si и других на кремниевые и окисленные кремниевые пластины, а так же для исследования процесса перераспределения компонентов после термических обработок.

В 80-х годах прошлого века тонкопленочная структура Аl–NiCr широко использовалась в различных микроэлектронных устрой ствах в качестве активного элемента для программируемых посто янных запоминающих устройств в виде тонких пленок NiCr опреде ленной конфигурации с алюминиевыми контактными площадками.

В процессе изготовления прибора отдельные компоненты структу ры А1–NiCr подвергались химической и термической обработкам, в результате которых могли изменяться химический состав пленок и границ раздела фаз и электрофизические характеристики элементов.

Работы [9,10] посвящены исследованию изменения химического со става пленок NiCr при термообработке и химических превращениях на поверхности раздела тонкопленочной структуры Al–NiCr.

Пленки NiCr были получены на кремниевых и окисленных кремниевых пластинах с кристаллографической ориентацией (111) путем непрерывной подачи проволоки исходного сплава на разогре тый до 1600 ° С вольфрамовый испаритель. На рис 2.1 а и б при ведены профили концентрации элементов по глубине структуры Al–NiCr–Si до и после ее термообработки при температуре 475±2°C в течение 15 мин, полученные при помощи метода электронной Оже-спектроскопии в сочетании с распылением поверхности иона ми инертного газа (Ar+). Как видно из рис. 2.1 а и б, состав напы ленной пленки NiCr практически но всей глубине достаточно точно воспроизводит состав исходного сплава, содержащего основные компоненты Сr и Ni в отношении Cr:Ni=1:4. Было установлено, что пленки, полученные термическим распылением из навесок с воль фрамовых спиралей при постепенном увеличении температуры, обогащены хромом у границы раздела пленка-подложка вследствие более высокого давления паров хрома, чем никеля [18]. Термооб Владимир Григорьевич МОКЕРОВ 100 a 4 30 20 Рис. 2.1 Профиль концентрации элементов по глубине структуры Al-NiCr-Si (травление ионами Ar+ в растре);

a – до отжига, б – после тер мической обработки;

1 – Ni, 2 – Cr, 3 – Si, 4 – O, 5 – C работка структуры (см. рис. 2.1 б) привела к диффузии никеля к границе раздела пленка-подложка и встречной диффузии хрома. В результате концентрация хрома на поверхности пленки достигала 40%. После отжига происходит не только перераспределение кон центрации атомов, но и резко возрастает концентрация атомов кис лорода у поверхности. Поскольку кислород имеет более высокое сродство к Сr, чем к Ni, на поверхности структуры после термооб работки образуется окисленная фаза хрома Сr2O3.


На рис. 2.2 представлен профиль концентрации элементов по глубине h в структуре Al-NiCr-SiO2-Si. Как видно из рис. 2.2, при h~1 нм исчезает Оже-сигнал кислорода, сигнал Al (68 нм), со ответствующий металлической фазе Al, достигает максимальной величины, а Оже-сигнал Al (53 эВ), соответствующий окисленной фазе алюминия, выходит на плато, что указывает на отсутствие окисленной фазы алюминия в интервале 1h2 нм. При h2 нм амплитуда Оже-пика Al (53 эВ), также как и O, начинает увеличи ваться, достигая максимальной величины при h=3 нм. В отсутствие НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ окисленной Cr-компоненты подобного увеличения амплитуды Al (53 эВ) не обнаруживалось.

Наблюдаемый профиль концентрации Al (53 эВ) на поверх ности раздела Al-NiCr по мнению авторов связан с твердотельной реакцией:

Cr2O3+2Al=Al2O3+2Cr.

3 Рис. 2.2 Распределение эле 5 ментов по глубине в структуре Al-NiCr-SiO2-Si;

1 – Al (69 эВ), 2 – Al (53 эВ), 3 – О (503 эВ), 4 – Ni (848 эВ), 5 – Cr (529 эВ) 4 Наблюдавшийся в работе [10] эффект взаимодействия в си стеме металл-окисел металла, сопровождаемый перераспределе нием внутренних энергетических уровней при окислении алюми ния, может приводить к изменению контактного сопротивления структуры Al-NiCr и быть причиной вариации электрических па раметров приборов на основе тонкопленочных нихромовых рези сторов, где Al используется как проводящий материал контакта к NiCr. Эти данные были использованы для оптимизации техноло гии изготовления нихромовых пережигаемых элементов с задан ной величиной сопротивления, определяющего условия програм мирования.

Использование в качестве металлизации пленок Аl-Сu предъ являет высокие требования к методам контроля распределения меди в алюминии, поскольку неоднородное распределение меди Владимир Григорьевич МОКЕРОВ приводит к коррозии. Исследуемые пленки [18] наносились на окисленную кремниевую подложку методом магнетронного рас пыления мишени из сплава Аl+4%Сu. Толщина пленок варьирова лась от 0.4 до 1 мкм. Было установлено, что максимальное содер жание меди (4 - 10%) сосредоточено в слое толщиной 0,1 - 0,2 мкм, прилегающем к SiO2. Концентрация меди плавно снижалась к по верхности образца и составляла менее 0,1%. Отжиг структуры (А1–Сu)–SiO2–Si приводил к выравниванию концентрации меди по толщине слоя алюминия, а увеличение длительности отжига - к повышенной концентрации меди на поверхности слоя. Авторы от мечают, что в процессе эксплуатации интегральных схем с такой металлизацией даже при первоначальном одновременном распре делении меди в алюминии не исключен процесс ее диффузии по границам зерен поликристаллического алюминия и перераспреде ления компонентов тонкопленочной структуры.

Исследование и контроль пространственного распределения химических элементов в структурах металл-полупроводник по сле термических обработок Система Al-Si, применяемая в кремниевых интегральных схе мах для контактов и межсоединений, обладает термической неста бильностью, вследствие взаимодействия Al с нижележащим слоем Si, которое приводит к деградации контактов, проколам и закора чиванию p-n переходов. Поли- и монокристаллические слои алю миния были выращены методом молекулярно-лучевой эпитаксии на кремниевых пластинах n- и p-типа при температуре подложки 200С и 500С, соответственно, [3,7]. Размер зерен поликристалли ческого алюминия по данным электронной микроскопии составля ли 0,1-0,5 мкм.

На рис. 2.3 и 2.4 представлены измеренные профили рас пределения Al и Si по глубине в структурах поликристаллический алюминий-кремний и монокристаллический алюминий-кремний для толшины d=0,4 мкм. Из рис. 2.3 видно, что в случае поли кристаллического слоя Al на Si процесс взаимодиффузии Al и Si существенно зависит от температуры обработки структуры. Тер НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ мообработка при температурах 475-510С приводит к размытию относительно неотожженного образца профилей структуры, при чем концентрация Si в А1 не превышает при этом 1-2%. При бо лее высоких температурах (550-570 °C) Si активно диффундирует в Al, достигая концентрации в пленке 30-50%, что значительно превышает предел растворимости Si в Al, равный ~1%. В случае монокристаллических слоев Al, как следует из рис. 2.4, эффект взаимодиффузии Al и Si практически не наблюдается даже при температуре Т=590 °С.

Al Si 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 а б Рис. 2.3 Профиль концентрации поликристаллической пленки Al на Si.

1 – неотожженный образец;

2, 3, 4 – после термической обработки при температурах 475, 550, 570С, соответственно;

а и б – изображение по верхности структуры в Оже-электронах Al и Si после 2-х минут травле ния (светлые участки) Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Al Si 0 2 4 6 8 10 12 14 16 Рис. 2.4 Профиль концентрации монокристаллической пленки Al на Si.

1 – неотожженный образец;

2 и 3 – после термической обработки при температурах 550 и 570С, соответственно Для выяснения механизма взаимодиффузии Al и Si были получены с помощью сканирующей Оже-спектроскопии двумер ные изображения поверхности структуры после термообработок в Оже-электронах (см. вставку на рис. 2.3). Это позволило устано вить, что в поликристаллических алюминия кремний размещается вокруг зерен Al. Процесс диффузии кремния происходит по грани цам зерен вследствие обрыва атомных связей в кристаллической решетке алюминия, что приводит к уменьшению энергии взаимо действия атомов в решетке на границах зерен и, как следствие, к аномальной диффузии Si в Al. В монокристаллических слоях алю миния условия для такой диффузии отсутствуют.

В работах [14,17] с применением метода электронной Оже спектроскопии (ЭОС) исследуется тонкопленочная система алю миний - поликристаллический кремний (Al-Si*) с целью выяснения процессов взаимодиффузии компонентов и оптимизации параме тров системы для ее использования при формировании омических контактов к p-n переходам в биполярных микросхемах. Исследо вания проводились на специальных многослойных структурах Al – Si* – SiO2 – Si, где слой оксида кремния вводился для на НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ дежного разделения Оже-сигнала Si* и сигнала, связанного с под ложкой Si. На рис. 2.5 представлены профили распределения эле ментов по толщине слоев в структуре Al – Si* – SiO2 – Si после термического отжига при Т=450°С. В приповерхностной области алюминий находится в окисленном состоянии. Для упрощения рисунка распределение окисленного Al и кислорода у поверхно сти не приводится.

dN dE 0 0,2 0,4 0, Рис. 2.5 Концентрационный профиль структуры Al – Si* – SiO2 – Si по сле термообработки при температурах T = 450С (1-3) и Т=550 С (1'-3') в течение 15 мин. 1, 1’ – Al, 2, 2’ – Si, 3, 3’ – O Термообработка при температуре 450 °С приводит к диффузии алюминия в поликремний на глубину, не превышающую 0,1 мкм.

Как видно из рис. 2.5, при повышении температуры (кривые 1’ – 3’) наблюдается усиление процессов взаимодиффузии Al и Si*, при чем кремний выходит на поверхность структуры, где его концен трация достигает 50 %, а алюминий проникает к границе раздела SiO2-Si. Из данных Оже-микроскопии и электронной микроскопии следует, что взаимодиффузия Al и Si* происходит по границам зе рен, размер которых составляет единицы микрон. С учетом этого на рис. 2.5 представлен усредненный концентрационный профиль, полученный при диаметре пучка 10 мкм.

Владимир Григорьевич МОКЕРОВ Для изучения влияния взаимодиффузии на характеристики p-n перехода были изготовлены модельные n+-p-n структуры, на которых исследовалась интенсивность отказов n+-p перехода под влиянием термообработок для разных толщин слоя Si*. Диффузи онная область p-типа структуры формировалась локальным леги рованием подложки ионами бора через окна в оксиде кремния. Во вскрытые окна осаждался поликристаллический кремний, а p-n+ переход формировался локальным легированием ионами фосфора через слой поликристаллического кремния. Отказами считались короткое замыкание и падение напряжения на n+-p переходе ниже 0,7 В при токе 100 мкА. На рис. 2.6 представлена кривая зависимо сти доли отказов от толщины пленки поликремния. Кривую можно разбить на 3 области: I и II – области резко и плавно изменяющейся интенсивности отказов, III – область с незначительной интенсив ностью отказов. При малых толщинах Si* d0,15 мкм (области I и II на рисунке 2.6) большая доля p-n+ переходов оказывается закоро ченной, что объясняется эффектом взаимной диффузии компонен тов в исследуемой структуре. При исследовании интенсивности отказов от температуры отжига в области III установлено, что при температурах выше 550°С интенсивность отказов лавинообразно возрастает. Увеличение времени термообработки также приводит I,% I II III Рис. 2.6 Зависимость ин тенсивности отказов n+-p перехода от толщины Si* после отжига при темпе ратуре 510 С в течение 0 40 мин 0.1 0.2 0. d, mkm НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ к увеличению интенсивности отказов: с 8-12 % при t=60 мин для температуры T = 510 °С до 60 % при t=120 мин.

Исследование процессов взаимодиффузии компонентов в структуре Ni-(Au-Ge)-GaAs, полученной термическим напылени ем, проводилось после ее термической обработки при температуре 475 °С в течение 2 мин [12,18]. Пленки Ni и (Au–Ge) толщиной 0,08 и 0,12 мкм, соответственно, наносились в едином цикле. Слой Au-Ge получался из сплава золота с 12 вес.% германия. На рис. 2. представлены профили концентраций для исследуемой гетеро структуры до и после отжига. В результате взаимодиффузии в структуре Ni-(Au-Ge)-GaAs концентрация германия и мышьяка устанавливалась практически одинаковой по всей глубине металли зации, снижаясь к поверхности. Диффузия Аu и Ga приводила к повышенной концентрации галлия на поверхности по сравнению с объемом пленки. Максимум концентрации золота наблюдался dN dE Ni a Au Ga As O C Ge N 0 0,05 0,1 0,15 0. dN Рис. 2.7 Профиль кон dE б центраций для гетеро Au структуры Ni-(Au-Ge) 60 Ni O Ga GaAs до термической 40 обработки (а) и после As Ga Ge отжига при темпера C туре 475 С (б) 0 0,05 0,1 0,15 0. Владимир Григорьевич МОКЕРОВ на глубине d~0,07 мкм, снижаясь до нуля к поверхности и плавно уменьшаясь к границе раздела пленка - подложка. За исключени ем тонкого приповерхностного слоя, никель достаточно однородно распределялся по толщине слоя металлизации и, внедряясь в под ложку, образовывал интерметаллическое соединение NiAs.

Исследование и контроль процесса взаимодиффузии при тер мообработках в многослойной металлизации Процесс металлизации широко применяется в производстве интегральных схем. Одной из задач металлизации является устранение диффузии и электромиграции кремния в разводку, выполняемую из алюминия. На рис. 2.8 приведен концентра ционный профиль структуры Аl–TiW– PtSi–Si после ее термиче ской обработки [12,18,22]. Толщина слоев Аl, TiW, PtSi составля ла, соответственно, 0,05;

0,16 и 0,08 мкм. До нанесения пленки алюминия структура подвергалась предварительному термиче скому отжигу. На рисунке хорошо видно, что при данных усло виях термообработок пленка TiW является металлургическим барьером между Аl и PtSi.

Si Al W Pt Ti 0.32 d, mkm 0.04 0.08 0.12 0.16 0.20 0.24 0. Рис. 2.8 Концентрационный профиль структуры А1—TiW—PtSi—Si по сле термообработки при температуре 510С в течение 30 мин НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ Процесс пережигания «перемычек» ППЗУ и причины вос становления запрограммированных элементов При пропускании импульса электрического тока определен ной критической величины Iкр через тонкий нихромовый слой приводит к разрушению нихрома. Это нашло применение в ми кроэлектронике в качестве программируемых элементов запо минающих устройств. В работах [15,21] проведено исследование процесса разрушения тонкопленочных нихромовых резисторов при пропускании импульса критического тока. Слои нихромовых резисторов приготавливались на окисленных кремниевых пласти нах методом “взрывного” испарения проволоки нихрома с разо гретого W-испарителя. Толщина резистивного слоя составляла (30 ± 2) нм и измерялась дифракционным методом. Затем методом фотолитографии формировалась конфигурация резистора размера ми 20100 мкм2, к которому изготавливались Al контакты. Полу ченные резисторы закрывались слоем оксида кремния (рис. 2.9).

3 Рис. 2.9 Структура тонкопленочного нихромового резистора в разрезе:

1 – Si;

2,5 – SiO2;

3 – NiCr, 4 – Al Для получения омических контактов и исследования влияния тем пературной обработки на свойства резистивных слоев структуры подвергались нагреву в азотной атмосфере в диапазоне темпера Владимир Григорьевич МОКЕРОВ тур (450-550) °C в течение 15 минут. Из микрофотографий поверх ности области разрушения после пропускания критического тока, полученных методом электронной Оже-микроскопии, следует, что область разрушения обладает неконтролируемой островковой структурой. Основным элементом капель является никель с не большим содержанием хрома.

На рис. 2.10 а,б приведены концентрационные кривые распре деления основных элементов для описанной структуры до и после термообработки при T=550 С, измеренные методом электронной Оже-спектроскопии в режиме распыления структуры ионами Ar.

Как видно из рис. 2.10а низкотемпературный процесс нанесения слоя SiO2 не приводит к искажению первоначального практически однородного слоя нихрома. Протяженность переходной границы на данном рисунке объясняется различными эффектами вбива ния и перемешивания атомов, присущими ионному травлению.

C, % 80 60 4 1 40 3 20 0 20 40 60 80 20 40 60 Рис. 2.10 Концентрационный профиль структуры SiO2-NiCr-SiO2-Si до термообработки и после обработки при температуре Т=550 С в течение 30 мин: 1, 4 –Si от SiO2;

2 – Ni;

3 – Cr Термообработка приводит к расслоению материала нихромового резистора: происходит диффузия атомов хрома к верхней грани це раздела нихром-SiO2. Интенсивность этого процесса растет с увеличением температуры и времени отжига. Можно полагать, что из-за более “рыхлого” верхнего слоя оксида кремния, полученного в низкотемпературном процессе, на границе раздела нихром-SiO происходит образование соединения SixCryOz, обладающего вы соким электросопротивлением. При пропускании импульса тока величиной больше Iкр следует ожидать усиления интенсивности НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ процесса расслоения пленки резистивного элемента (из-за по вышенной температуры в области разрушения). Нижняя граница раздела нихром-SiO2 будет содержать слой практически чистого Ni, который после разрушения образует капли никеля в области пережигания. Таким образом, эффект расслоения однородного нихромового слоя необходимо учитывать при построении моде ли разрушения тонких программируемых элементов. Остаточные капли никеля могут сомкнуться, что приведет к восстановлению запрограммированных элементов.

Определение эффективности маскирования поверхности по лупроводника диэлектрическими слоями Для маскирования поверхности кремниевых пластин при диффузии и ионной имплантации в процессе производства инте гральных схем используют слои Si3N4, SiO2, а также слои фото резиста. На маскирующие свойства нитрида кремния значительно влияют нарушения стехиометрии [2,6], т.е. эффективность предот вращения диффузии через слой Si3N4 легирующих примесей зави сит от силовых констант решетки и, соответственно, от прочности химических связей атомов в ней.

В работах [2,6] при прямом контроле стехиометрии методом электронной Оже-спектроскопии для исследования стабильности нестехиометрических слоев нитрида кремния измерялась скорость их травления ионным пучком инертных газов (Ar) малых энер гий (1-3 кэВ), характеризующей прочность связей атомов. Полу чение слоев нитрида кремния варьируемого стехиометрического cостава осуществлялось методом высокотемпературного пиро лиза (Т=850°С) из смеси SiH4-NH3 при различных соотношениях моносилана и аммиака. В качестве подложки использовались мо нокристаллические пластины кремния с ориентацией (111). Тол щины слоев находились в диапазоне 0.10-0.15 мкм.

На рис. 2.11 представлены глубинные профили отношения Оже-спектральных пиков Si и N для нескольких образцов. Про фили состава пленок по глубине получались с помощью ионного травления. На этих графиках можно выделить три характерные Владимир Григорьевич МОКЕРОВ 1. Рис. 2.11 Объемные про [Si/N] 1.5 фили [Si/N] для пленок, выращенных при раз 1.4 личных отношениях дав лений силана и аммиака.

1 - 1:10, 2 - 1:25, 3 - 1:50, 4 - 1:75, 5 - 1: 1400 1500 d (A) n 2. Vm( Рис. 2.12 Изменение ско 100 2.10 ростей травления VИ (1), Vx( VХ (2) и коэффициента преломления n (3) в зави 2. симости от [Si/N] нитрид ных пленок 1.30 1.40 1. [Si/N] области: однородную по стехиометрии объемную область, зани мающую 80-90% толщины образца, и две тонкие (~100 ) области с отличной стехиометрией на границах раздела нитрид-кремний и приповерхностный слой Si-подложки. На рис. 2.12 представлены результаты измерений скорости ионного травления (VИ), скорости химического травления в HF (VХ) и коэффициента преломления (n) в зависимости от отношения [Si/N]. Как видно из графиков этого рисунка, VХ и n существенно изменяются при значениях [Si/N]1.40, оставаясь при меньших значениях [Si/N] практически неизменными.

Скорость ионного травления (в отличие от этих зависимостей) имеет хорошо выраженный минимум. Экстремальный характер функции VИ=f([Si/N]) можно качественно интерпретировать с по зиций представлений о нескомпенсированных валентных связях.

НАУЧНОЕ НАСЛЕДИЕ Действительно, при соблюдении стехиометрического соотношения все валентности насыщены и для любого изменения в химической структуре материала требуется определенная энергия активации. В случае же нарушения стехиометрического соотношения появляются нескомпенсированные валентности, которые действуют в качестве фактора, “разрыхляющего” пленку. Поскольку при травлении иона ми инертных газов возрастает роль механизма рассеяния атомов ми шени за счет кинетической энергий ионов без химического взаимо действия валентных оболочек налегающего иона и атомов мишени, то при отклонении от стехиометрического состава в любую сторо ну можно (в отличие от процесса химического травления) ожидать увеличение скорости ионного травления. Этот вывод согласуется с характером кривых 2 и 3 на рис. 2.12, резкое изменение которых происходит в интервалах [Si/N] больших, чем значения [Si/N], при которых наблюдается минимальное значение VИ, т.е. при избытке кремния, который имеет гораздо меньшую активность по отноше нию к HF и большее значение n, чем у нитрида.

Таким образом, было установлено, что наилучшими маски рующими свойствами обладают слои стехиометрического состава.

Метод электронной Оже-спектроскопии позволил контролировать технологический процесс нанесения стехиометрического Si3N4 c целью обеспечения минимальной толщины маскирующих слоев при наибольшем эффекте маскирования.

Исследование и контроль процессов молекулярно-лучевой эпитаксии и осаждения из ионных пучков низких энергий Анализатор с электронной пушкой для Оже-спектроскопии может быть встроен в сверхвысоковакуумную камеру контрольно го модуля, соединенного с модулем роста вакуумной магистралью, либо непосредственно в камеру роста.

В процессе выращивания структур, содержащих слои арсенида галлия и алюминия, необходим контроль содержания алюминия в этих слоях, стехиометрического состава арсенида галлия, а также чистоты полученных слоев по кислороду и углероду. На основании данных электронной Оже-спектроскопии было установлено [12,18], Владимир Григорьевич МОКЕРОВ что в слоях арсенида галлия – алюминия Ga0,7Al0,3As, пoлученных при использовании тиглей из нитрида бора, кислород отсутствует, а при использовании тиглей из монокристаллического лейкосапфира обнаружен кислород с концентрацией 0,03-0,1 ат.%.



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 13 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.