WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 8 |

(Ti - Si) TiSi (g = -1.22 эВ) TiSi2 (g = -1.36 эВ);

(Mo- Si) Mo3Si (g = -0.044 эВ) Mo5Si3 (g = -1.31 эВ) MoSi2 ;

(Cr - Si ) Cr2Si (g = -0.72 эВ) Cr5Si3 (g = -2.51 эВ) CrSi2.

В скобках около очередной фазы указаны значения g, с которыми эта фаза «выиграла» у других фаз, указанное место в цепочке. Например, в соответствии с диаграммой состояния в системе Ni-Si на роль первой фазы в результате реакции из чистых компонентов, в принципе, могли бы претендовать фазы NiSi, Ni2Si и NiSi2. Однако, расчет g дает, что в этом случае изменение свободной энергии составит -1,226 эВ/молекулу для Ni2Si, -0,537 эВ/молекулу для NiSi и +0,609 эВ/молекулу для NiSi2. Это означает, что первой фазой в системе будет Ni2Si. Образование NiSi2 из чистых компонентов при ТФР вообще невозможно, в отличие, например, от VSi2.

Сопоставление этих последовательностей с экспериментальными данными многих исследователей, известными из различных литературных источников, показывают, что для всех исследованных систем последовательности фаз теоретически рассчитаны верно.

Выполненные в предыдущей главе оценки энергии активации Eа некоторых ТФР с известным значением EmA, в данной главе сопоставлены с экспериментальными результатами различных авторов. Сопоставление выполнено для твердофазных систем типа М-Si с тонкой пленкой металла (Таблица 2).

Вид ТФР

Еатеор (эВ)

Еаэкспер (эВ)

2Ni + Si=Ni2Si

1,36

1,5

NiSi + Si=NiSi2

1,31

1,3

2Pt+Si=Pt2Si

1,46

1,3

2Co + Si = Co2Si

1,76

1,5

Si+20=Si02

1,32

1,27

Si + 20H=Si02+H2

0,79

0,78

Табл.2. Сопоставление теоретических значений Eа = EmA + (g*el + EfPD) с экспериментальными данными.

Для случаев, когда экспериментальные значения EmA неизвестны и, следовательно, вычислить Eа невозможно, но известны экспериментальные значения Eа, в работе выполнен обратный расчет: для таких ТФР определены значения EmA, которые по мере постановки соответствующих опытов могут быть экспериментально проверены..

При сопоставлении предсказываемой природы ТД и степени пересыщения кристалла ТД (см. табл. 1) с экспериментом использованы экспериментальные данные, полученные в опытах по ускоренной диффузии примесных атомов и эволюции размеров ростовых и технологически вносимых дефектов известной природы в Si под растущими слоями силицидов металлов и окисных пленок SiO2. Результаты экспериментов проанализированы для систем Ni-Si, Co-Si, Pt-Si, V-Si, Ti-Si, SiO2-Si и Si3N4 – Si. Во всех случаях была найдено полное совпадение теории с экспериментом с точки зрения прогноза природы ТД и удовлетворительное совпадение степени пересыщения решетки ТД. В частности, экспериментально подтверждаются теоретически предсказанные колоссальные (102-106 раз) пересыщения кристаллической решетки неравновесными V при формировании слоев силицида металла. На рисунке 6 представлены результаты эксперимента автора по исследованию ускоренной диффузии Sb из подложки Si в эпитаксиальный слой Si в процессе роста слоя силицида ванадия на поверхности эпитаксиальной структуры.

Рис.6. Низкотемпературное (730оС) перераспределение атомов Sb (по данным вторичной ионной масс-спектроскопии) на границе раздела Si-epi Si под действием потока V, стимулированного ростом силицидов ванадия на поверхности эпитаксиальной структуры. Диффузия Sb ускорена примерно в 105 раз и соответствует диффузии в стандартных условиях при температуре 11000С.

Экспериментально подтверждаются теоретически полученные умеренные (2-4 кратные) пересыщения кристалла по I при термическом окислении Si. На рисунке 7 представлена совокупность данных по пересыщению кремния

Рис.7. Зависимость пересыщения СI/CoI кремния I при термическом окислении в сухом кислороде в соответствии экспериментальными данными по диффузии атомов бора (), фосфора () и роста ОДУ ()

I под растущими слоями SiO2 по данным литературных источников о диффузии атомов бора и фосфора, а также роста окислительных дефектов упаковки при термическом окислении кремния.

Что касается системы Si3N4 –Si, то, как и предполагалось, в ней, в отличии от термического окисления, происходит генерация не I, а неравновесных V и их концентрация лимитируется не термодинамически допустимым пересыщением, а кинетикой роста слоя новой фазы.

По итогам сопоставления развиваемых в работе теоретических положений с экспериментальными данными по более, чем десяти различных ТФР, можно сделать вывод об адекватности и универсальности разработанных модельных представлений. Несмотря на то, что модельные представления распространяются на различные виды моноатомных кристаллов, в качестве экспериментальной базы выбраны результаты, полученные на Si как наиболее совершенном и изученном кристалле, данные по которому статистически носят наиболее достоверный характер.

Четвертая глава раздела «Эффекты в объеме кремния, сопутствующие твердофазным реакциям на его поверхности». Глава посвящена изучению некоторых процессов в объеме кристалла в условиях пересыщенных твердых растворов собственных ТД, появление которых обусловлено ТФР на поверхности кристалла. Перечень эффектов в объеме Si от ТФР на его поверхности в данной главе расширяется за счет экспериментальных исследований эффектов в ионно-имплантированных слоях и стимулированной экзоэлектронной эмиссии с поверхности кристалла.

Ионная имплантация In+ или Р+ проводилась в Si пластины, на обратной стороне которых заранее были сформированы тонкие слои хрома (Cr), силицида хрома CrSi2 или SiO2. Из трех видов представленных структур ТФР с тыльной стороны пластины следовало ожидать только в случае экспериментальных структур со слоем Сr. Остальные структуры выполняли роль контрольных образцов, в которых слои CrSi2 или SiO2 имитировали возможные макроскопические упругие напряжения в экспериментальных структурах во время отжига. Как видно из рисунка 8, именно в экспериментальных структурах, где одновременно с отжигом ионно-имплантированного слоя на лицевой стороне пластины протекала ТФР на обратной стороне той же пластины, восстановление электрической проводимости в ионно-имплантированных слоях начиналось уже в области 300оC, что на 100-150оС меньше температуры аналогичной точки для контрольных образцов.

Рис.8. Динамика восстановления при изохронном отжиге (15 мин.) электрической проводимости ионно-имплантированных слоев в присутствии ТФР образования силицидов Cr на обратной стороне пластины (кривые 1)

Следует отметить, что температура начала ТФР в присутствии ионно-имплантированного слоя также была ниже и составляла примерно 300оC вместо характерных для нее 400оC.

На основании эксперимента и расчета сделан вывод о взаимном влиянии пространственно разнесенных ионно-имплантированных слоев и ТФР. Это влияние выражается в уменьшении температуры начала восстановления электрической проводимости имплантированных слоев и в понижении температуры начала ТФР. Обнаруженное взаимное влияние пространственно разделенных ионно-имплантированного слоя и области ТФР объяснено с позиций взаимодействия встречных потоков I радиационного происхождения, диффундирующих из ионно-имплантированного слоя на начальной стадии распада радиационных кластеров и потока неравновесных V, стимулированного ростом силицидов хрома на обратной стороне подложки.

Представлен количественный анализ решений диффузионного уравнения для I, полученных для двух различных граничных условий на обратной стороне пластины толщиной L. Первый вариант граничного условия CI(x=L)=0 соответствует ситуации в экспериментальных образцах и предполагает наличие вакансионного облака у обратной стороны пластины. Второй вариант - dCI/dxx=L=0 моделирует наличие отражающей для I границы на обратной стороне пластины и, по всей вероятности, соответствует контрольным структурам с пленкой SiO2. Показано, что число I, покидающих имплантированный слой во время отжига экспериментальных и контрольных образцов Q1 и Q2, определяется выражениями

Q10I{[DItq/th(qL)]+[exp(qL)-L]/q[(ch(qL)-L)exp(qL)]/q sh(qL)},

Q2 = С0I (DItq + L/q) th(qL),

где C0I=CI(x=0), q=(А/DI)1/2 - параметр, А – коэффициент, учитываю­щий сток I на ненасыщающихся ловушках в объеме кристалла, DI – коэффициент диффузии I, t – время эксперимента. Численные оценки отношения Q1/Q2 в условиях поставленного эксперимента составляет от 1,5 до10, в зависимости от мощности центров перехвата А в объеме кристалла.

Эффект дальнодействия, вводимых за счет ТФР силицидообразования неравновесных V, подтвержден в эксперименте с экзоэлектронной эмиссией. Из литературных данных известно, что диффузионный сток ТД радиационного происхождения на поверхность кристалла вызывает экзоэлектронную эмиссию с этой поверхности.

Рис.9.Схема эксперимента и сигналы экзоэлектронной эмиссии с поверхности Si, коррелирующие с началом ТФР образования силицидов Pt (1), Ni (2) и Cr (3) на обратной стороне Si пластины.

В рамках диссертационной работы этот эксперимент повторен с точностью до замены ТД радиационного происхождения на ТД, генерация которых вызвана образованием силицидов платины Pt, никеля Ni или хрома Cr. Установлено (рисунок 9) резкое увеличение сигнала экзоэлектронной эмиссии, совпадающее с началом образования силицидов на обратной стороне пластины. Отмечается, что уровень сигнала экзоэлектронной эмиссии качественно коррелирует с расчетным соотношением вакансионного пересыщения решетки при формировании первых фаз в системах Pt - Si, Ni- Si и Cr-Si.

Таким образом, на примере ионно-имплантированных слоев и экзоэлектронной эмиссии получены дополнительные доказательства известного эффекта дальнодействия собственных ТД в Si. Показано, что целевое изменение состояния подсистемы собственных ТД в кремнии за счет ТФР может приводить к практически значимым результатам в области технологии ионной имплантации и технологии формирования слоев силицидов металлов. В частности, эти результаты могут быть положены в основу сознания методов отжига имплантированных слоев и создания слоистых гетерогенных структур при пониженных температурах.

Пятая глава «Модель генерации неравновесных вакансий в условиях принудительного отбора матричных атомов с поверхности кристалла». Глава посвящена развитию классической модели Шоттки на случай неравновесных ситуаций, когда генерация вакансий в моноатомных кристаллах обусловлена принудительным отбором матричных атомов с поверхности кристалла. В рамках развиваемой теории, в частности, рассмотрены основополагающие требования к параметрам внешнего воздействия и к кристаллу, выполнение которых должно приводить к генерации неравновесных V.

Термодинамически равновесные V в объеме кристалла первоначально образуются либо в виде вакансии в поверхностном монослое кристалла (Vs), либо в его объеме в составе пары Френкеля (пара V и I). В последнем случае считается, что I диффундирует к поверхности и там достраивает излом атомарной ступени на поверхности кристалла, а V остается в объеме кристаллической решетки. Какой из этих двух механизмов в большей степени реализуется в той или иной ситуации зависит от типа решетки, кристаллографической ориентации поверхности и даже формы образца. Предметом нашего рассмотрения будет первый механизм, связанный с образованием Vs.

Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 8 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»