WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

Бузынин Александр Николаевич

ПОЛУЧЕНИЕ И ИССЛЕДОВАНИЕ ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ СТРУКТУР «ПОЛУПРОВОДНИК - ФИАНИТ»

05.27.06 - Технология и оборудование для производства полупроводников, материалов и приборов электронной техники

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва – 2008

Работа выполнена в Научном центре лазерных материалов и технологий Института общей физики им. А.М. Прохорова РАН

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Гиваргизов Евгений Инвиевич, Институт кристаллографии РАН, Москва доктор технических наук, профессор Жариков Евгений Васильевич, Российский химико-технологический университет им. Д.И. Менделеева, Москва доктор физико-математических наук, профессор Филиппов Михаил Николаевич Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова РАН, Москва

Ведущая организация: Физико-технологический институт РАН, Москва

Защита состоится « 29 » сентября 2008 г. в 15 часов на заседании Диссертационного совета Д.002.063.02 при Институте общей физики им А.М. Прохорова РАН, 119991, ГСП-1, Москва, ул. Вавилова, д. 38, корп.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института общей физики им. А.М. Прохорова РАН.

Автореферат разослан «___» июля 2008 г.

Ученый секретарь Макаров В.П.

диссертационного совета тел. +7 (499) 503-83-

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы.

В последние годы в США, Японии, странах Европы и Юго–Восточной Азии наблюдается резкий рост интереса к различным аспектам применения фианита в микроэлектронике. Фианит – монокристалл кубических твердых растворов на основе диоксидов циркония или гафния ZrO2(HfO2)·R2O3 (где R - Y, Sc, Gd…Lu) [1–4]. Его промышленная технология впервые в мире была разработана в 1960–70е годы в Физическом Институте имени П.Н. Лебедева АН СССР (ФИАН), что и дало название кристаллу [1, 2]. Благодаря уникальному сочетанию физико–химических свойств фианит является чрезвычайно перспективным многофункциональным материалом новых электронных технологий. Он может использоваться практически во всех основных технологических звеньях создания приборов микроэлектроники: в качестве монолитной подложки и материала буферных слоев при эпитаксии;

альтернативного SiO2 изолирующего слоя, подзатворного диэлектрика, и наконец, защитного слоя приборных структур [5–14]. Это свидетельствует об актуальности исследований различных аспектов применения фианита в микроэлектронике.

Особое значение имеет использование фианита в качестве монолитной подложки и буферного слоя в технологии «полупроводник на диэлектрике».

Данная технология позволяет повысить такие характеристики интегральных схем, как быстродействие, предельная рабочая температура, радиационная стойкость. Благодаря уменьшению токовых утечек и паразитных емкостей, улучшению диэлектрической изоляции элементов снижается потребление энергии, что также актуально. Кроме того, приборы на структурах «полупроводник на диэлектрике» обладают повышенной надежностью, особенно в экстремальных условиях эксплуатации. В настоящее время структуры “кремний на изоляторе” представляют в передовых странах одно из наиболее динамично развивающихся направлений полупроводникового материаловедения [9]. Однако электрофизические и функциональные параметры приборов, а также их радиационная стойкость и надежность в существенной мере снижаются высокой дефектностью приборных слоев кремния. Для структур “кремний на сапфире” эта дефектность обусловлена, в частности различием кристаллографического строения кремния и сапфира, а также автолегированием кремниевой пленки алюминием из сапфировой подложки до концентраций 1018–1020 см-3. Фианит, как альтернативная подложка, по своим кристаллохимическим и физическим характеристикам более благоприятен для эпитаксии Si, чем сапфир.

Проблема выбора подложек и буферных слоев является также крайне актуальной для получения совершенных слоев азотосодержащих соединений AIIIN приборного качества. В настоящее время наиболее распространенным материалом подложек для роста эпитаксиальных слоев GaN являются сапфир и карбид кремния. Низкое кристаллическое совершенство слоев GaN, связанное с рассогласованием параметров подложки и слоя и термических коэффициентов линейного расширения, а также отсутствие промышленной технологии получения подложек GaN, делает очень актуальным поиск альтернативных подложек, одной из которых может быть фианит.

Использование фианита в качестве буферного слоя, позволит предложить путь к решению еще одной очень важной проблемы – эпитаксии соединений AIIIN на подложках Si, имеющих большие размеры, высокое качество и низкую стоимость. Это даст возможность провести интеграцию базирующихся на основе GaN оптоэлектронных устройств с отлично развитой кремниевой электроникой.

Для того чтобы в полной мере оценить преимущества и перспективы применения фианита в качестве подложки или буферного слоя необходимо разработать способы, условия и технологию получения структур «полупроводник–фианит» с параметрами, отвечающими современным требованиям микроэлектроники.

Цель работы:

Цель работы состояла в нахождении условий выращивания гетероэпитаксиальных пленок кремния и соединений AIIIBV с высокими электрофизическими параметрами на фианитовых подложках и подожках полупроводника с буферным слоем фианита, определении условий получения структурно–совершенных зеркально гладких буферных слоев фианита на полупроводнике, комплексном исследовании полученных структур, в том числе с помощью новых методов, а также оценке перспектив их приборного применения.

Научная новизна.

• Впервые экспериментально исследованы возможности и условия получения структурно совершенных эпитаксиальных пленок Si, GaAs и других соединений AIIIBV на фианитовых подложках и на подложках Si и GaAs с буферным слоем фианита.

• Установлено, что образование на границе фианит–пленка Si слоя SiOна начальных стадиях осаждения Si препятствует эпитаксиальному росту и приводит к образованию структурных дефектов в пленке. Для получения на фианите пленок Si с монокристаллической структурой разработаны новые способы предэпитаксиальной подготовки фианитовых подложек. Найдены режимы получения пленок Si методом молекулярно лучевой эпитаксии:

низкотемпературный и сочетающий травление и рост на начальной стадии получения пленки.

• Впервые определены условия эпитаксии GaAs и других соединений AIIIBV методом металлоорганической газофазной эпитаксии на фианитовых подложках, позволяющие получать структурно совершенные пленки с высокими электрофизическими параметрами.

• Разработан способ капиллярной эпитаксии, позволяющий снизить минимальную толщину сплошной пленки при гетероэпитаксии на разных подложках (в том числе соединений AIIIBV на фианитовых подложках), улучшить её морфологию, структуру и электрофизические параметры. Этим способом получены в частности монокристаллические, зеркально гладкие пленки GaAs толщиной 0,1 мкм на фианите.

• Обнаружен новый эффект неравновесного низкотемпературного перераспределения легирующей примеси с инверсией типа проводимости в p–Si при его облучении пучком ионов Ar+ низких энергий (1–5 кэВ).

Предложена и обоснована физическая модель эффекта, основанная на гипотезе о быстрой миграции атомов примеси в поле градиента собственных межузельных атомов кремния, создаваемых облучением.

• Предложены и теоретически обоснованы новые модели расчета рекомбинационного контраста изображения микродефектов кристаллов Si в режиме наведенного тока растрового электронного микроскопа. На этой основе разработаны способы определения формы и размеров микродефектов в Si, глубины их залегания и наклона к поверхности.

• Впервые как экспериментально, так и расчетным путем установлено, что скорость расширения свободной бездефектной зоны в пластинах Si при высокотемпературном (1000–1200OС) отжиге определяется диффузией кислорода. Обнаружен новый, вызванный микродефектами в Si, эффект электрохимической микрокоррозии пленки металла на Si, приводящий к деградации приборов. Обнаружен новый механизм геттерирования примеси в кремнии – электрохимическое геттерирование.

• Изучено влияние особенностей огранения фронта на двойникование и устойчивость роста монокристаллов кремния и соединений AIIIBV при их выращивании из расплава. На основе анализа новых и ранее известных закономерностей и особенностей двойникования впервые предложены и обоснованы графоэпитаксиальный и двумерный механизмы двойникования.

• Впервые обнаружена и изучена связь особенностей огранения фронта кристаллизации со срывом бездислокационного роста и проливом расплавленной зоны при выращивании кристаллов Si методом бестигельной зонной плавки. Установлено, что стационарная конструкция индуктора противоречит условиям выращивания, необходимым для обеспечения стабильности расплавленной зоны и устойчивости бездислокационного роста.

Практическая ценность.

• Разработана лабораторная технология получения структурно совершенных с высокими электрофизическими параметрами пленок Si и соединений AIIIBV на фианитовых подложках и на подложках Si и GaAs с буферным слоем фианита. Показано, что выращенные методом молекулярно–лучевой эпитаксии структуры «кремний на фианите» имеют более высокие электрофизические параметры, чем структуры «кремний на сапфире». Методом металлоорганической газофазной эпитаксии с применением нового разработанного способа капиллярной эпитаксии получены эпитаксиальные пленки GaAs, InAs, InxGa1–xAs (x=01), AlGaAs, GaN, InGaN и GaNxAs1–x (x=00,01) на фианитовых подложках, а также на подложках Si и GaAs с буферным слоем фианита.

• Разработана технология получения методами лазерного, электронного и магнетронного напыления однородных, зеркально гладких буферных слоев фианита, имеющих хорошую адгезию с подложкой Si и GaAs.

• На эпитаксиальных структурах соединений AIIIBV на фианите изготовлены макеты фотодиодов и фотосопротивлений, спектрально чувствительных в диапазоне от 850 нм до 1500 нм при освещении, как с лицевой, так и с обратной (подложечной) стороны.

• На основе впервые обнаруженного эффекта неравновесного низкотемпературного перераспределения примеси в Si разработаны принципиально новые низкотемпературные способы формирования p–n переходов в кремнии, а также новые высокочувствительные методики выявления электрически активных дефектов полупроводников в режиме наведенного тока растрового электронного микроскопа. Разработанные способы формирования инверсных p–n переходов опробованы в технологиях ИС и солнечных элементов.

• Обнаружен эффект электрохимической микрокоррозии пленки металла на Si. На его основе предложен способ диагностики металлических загрязнений в Si. Выявлен новый механизм геттерирования примеси в кремнии – электрохимическое геттерирование, применимое в приборных технологиях.

• Разработан комплекс способов и устройств, обеспечивающих повышение устойчивости роста и стабильности расплавленной зоны при выращивании кристаллов кремния методом бестигельной зонной плавки.

Управляемость формы теплового поля в процессе роста кристалла достигнута разработанными динамическими конструкциями индукторов:

одновитковый «индуктор–диафрагма», многовитковые индукторы с петлевыми удлинителями на токоподводах и подвижными контактными пластинами на удлинителях. Одностороннее разращивание кристалла предотвращено благодаря использованию специально разориентированных затравок, поддержанию таких значений градиента температуры в расплаве у трехфазной линии, которые не допускают бокового огранения, а также благодаря использованию асимметричной конструкции индуктора.

• Разработаны новые способы предотвращения двойникования кристаллов Si и соединений AIIIBV при выращивании из расплава. Способы основаны на создании тепловых условий выращивания, устраняющих возможность выхода граней {111} на трехфазную линию, использовании затравок, обеспечивающих заданную морфологическую структуру фронта кристаллизации, а также предкристаллизационном перегреве расплава для разрушения микрокристалликов – потенциальных зародышей двойников.

Апробация работы. Основные положения диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях, симпозиумах и совещаниях с опубликованием в соответствующих тезисах и трудах: Международные конференции по росту кристаллов (Нидерланды, 1995, Израиль, 1998, Франция, 2004); Международные симпозиумы MRS (США, 1995, 1998);

Европейские Международные симпозиумы E–MRS (Франция, 2001, 2002, 2006); Международная конференция «Кристаллогенезис и минералогия» (С.–Петербург, 2001);Международные конгрессы по высокотехнологичным материалам, процессам их получения и применению (Германия, Мюнхен, 2000, 2001); V Международный симпозиум «Алмазные пленки и пленки родственных материалов» (Харьков, 2002); Международные симпозиумы «Полупроводниковые соединения, приборы и интегральные схемы в Европе» (Англия, 2005, Швеция, 2006); Международная конференция «Кремний– 2004» (Иркутск, 2004); Международный симпозиум «Полупроводники III–V для микроэлектронных и оптоэлектронных применений» (Сингапур, 2005);

28 Международная конференция по физике полупроводников (Австрия, Вена, 2006); VI Всесоюзная конференция по росту кристаллов (Цахкадзор, 1985); IX Национальная конференция по росту кристаллов (Москва, 2000); V Российское совещание по технологии кремния (Москва, 2001); VII Всесоюзное совещания по процессам роста и синтеза полупроводниковых кристаллов и пленок (Новосибирск, 1986); IX Всесоюзное и XII Российское совещания по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова (Ленинград, С.–Петербург, 1985, 1998); XX и XXI Российские конференции по электронной микроскопии (Черноголовка, 2004, 2006); XII, XIII и XIV Российские симпозиумы по растровой электронной микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (Черноголовка, 2001, 2003, 2005), а также на научных семинарах ИОФ РАН.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы отражено в 62 печатных работах, включая 18 авторских свидетельств и патентов, список которых приведен в конце автореферата.

Личный вклад соискателя. Приведенные в диссертации результаты исследований получены лично автором или при его непосредственном участии.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитированной литературы. Общий объем диссертации составляет 175 страниц, включая 83 рисунка, 6 таблиц и список литературы из 289 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи работы, определены научная новизна и практическая значимость полученных результатов. Приведены данные об апробации работы и основных публикациях, кратко рассмотрена структура диссертации.

В первой главе представлен литературный обзор по использованию фианита в микроэлектронике, основным методам получения эпитаксиальных пленок полупроводников на фианите и фианита на полупроводнике, а также методам исследования электрически активных дефектов полупроводников.

Показано, что для получения пленок Si и соединений AIIIBV на фианитовых подложках наиболее приемлемы методы молекулярно – лучевой эпитаксии (МЛЭ) и металлоорганической газофазной эпитаксии (МОГФЭ).

Во второй главе приведены результаты исследования условий получения и свойств эпитаксиальных пленок кремния на фианите, а также фианита на кремнии и арсениде галлия. Пленки кремния на фианите получали методом МЛЭ на установке Riber, Франция. Пленки фианита на подложках Si и GaAs, а также GaAs с буферным слоем пористого GaAs получали методами магнетронного, лазерного и электронно-лучевого напыления. Для изготовления подложек ориентации (100) и (111) из фианита использовали кристаллы (ZrO2)100-x (Y2O3)x содержащие 10, 15 и 21 мольных процентов Y2O3, имеющие монокристаллическую структуру и плотность дислокаций 103–104 см-2. Они были выращены в Научном центре лазерных материалов и технологий Института общей физики им. А.М. Прохорова РАН методом холодного тигля при 3000°C в воздухе (мощность ВЧ нагревателя – 160 кВт, частота – 1,76 МГц). Максимальный размер кристаллов достигал 60–80 мм в поперечнике и 80–100 мм в длину.

С помощью методов дифракции отраженных быстрых электронов, атомной силовой микроскопии и рентгеновской дифрактометрии было изучено влияние способа подготовки поверхности подложки на качество наращиваемой эпитаксиальной пленки. Показано, что высокого кристаллического совершенства эпитаксиальных пленок удается достичь только при использовании фианитовых подложек, подвергнутых после химико–механического полирования высокотемпературному (1250°С) отжигу в кислороде или плазмохимической обработке.

Методами металлографии, электронографии, просвечивающей и растровой электронной микроскопии, рентгеновской дифрактометрии, а также вторичной ионной масс–спектроскопии исследовано влияние условий эпитаксии на морфологию поверхности, структурное совершенство и распределение примеси в плёнках Si. Обнаруженная зависимость этих параметров пленки от скорости роста и температуры эпитаксии показала важную роль образующегося между фианитовой подложкой и пленкой Si промежуточного слоя SiO2. Специальное изучение роли этого слоя показало, что он положительно влияет на некоторые свойства готовых эпитаксиальных структур, но не на сам процесс эпитаксии и структуру пленки. Установлено, что образование слоя SiO2 приводит на начальных стадиях эпитаксии к множественному островковому росту. Это делает невозможным получение как совершенных пленок Si с монокристаллической структурой, так и тонких (менее 1 мкм) сплошных пленок. Об этом свидетельствуют, в частности, результаты исследования методами электронографии и вторичной ионной масс–спектроскопии структур Si/фианит, полученных при различных температурах эпитаксии (рис. 1).

пленка Si фианитовая подложка а б Рис. 1. Концентрационные профили примесей Zr,Y,O, Si, As по глубине структур Si/фианит, полученных при температуре 750°C (а) и 600°C (б).

Рядом приведены электронограммы соответствующих пленок Si.

Сопоставление выявленных методом вторичной ионной масс– спектроскопии концентрационных профилей Si, O, Zr, Y и легирующей примеси (As, P) по глубине структур Si/фианит, выращенных при 600°С, 650°С и 750°С, показало, что наиболее резкая граница раздела отмечается для структур, полученных при температуре эпитаксии 600°С (рис. 1). Повышение температуры эпитаксии от 500°С до 600–620°С улучшало структуру эпитаксиальных пленок Si толщиной 0,5 мкм от поликристаллической до монокристаллической (рис. 2). Дальнейшее повышение температуры эпитаксии от 620°С до 750°С снижало структурное совершенство пленок.

Распределение легирующей примеси по глубине выращенных при 600°С пленок Si также было достаточно однородным. Некоторое снижение концентраций кислорода в подложке вблизи пленки, наблюдаемое на рис.

1, б, вероятно, связано с обеднением приповерхностной области подложки кислородом в процессе предэпитаксиального отжига. В самой же пленке, выращенной при Т 620°С, следов кислорода не обнаружено (рис. 1, б). С повышением температуры эпитаксии от 620°С до 750°С концентрация кислорода в пленке Si становится заметной (рис. 1, а). При этом снижается структурное совершенство пленок. Это, по–видимому, связано с тем, что в соответствии с особенностями физико–химических свойств фианита скорость диффузии кислорода в нем резко возрастает с повышением температуры выше 650°С. Такая диффузия кислорода из подложки, с формированием оксида на границе Si–фианит, приводит к ухудшению структурного совершенства пленок Si, делает практически невозможным получение монокристаллических пленок.

а б в Рис. 2. Зависимость структурного совершенства эпитаксиальных пленок Si на фианите от температуры эпитаксии: а–510°; б–530°; в–600°.

Электронограммы на отражение.

Предотвратить образование окисных островков SiO2 на начальных стадиях эпитаксии и полицентрический рост слоев Si удалось применением двух специально разработанных способов:

• во–первых, методики низкотемпературной эпитаксии, основанной на использовании низких температур эпитаксии (менее 620°С), практически останавливающих диффузию кислорода из подложки в наращиваемый слой;

• во–вторых, предэпитаксиального травления поверхности подложек в потоке атомов Si меньшей интенсивности, чем необходимо для роста пленки. Это обеспечивало удаление кислорода из поверхностной области фианитовой подложки из–за образования летучей моноокиси кремния SiO.

Как следствие, быстрее происходил переход от трехмерного островкового к двумерному механизму зарождения слоев роста, обеспечивающему повышение структурного совершенства эпитаксиальной плёнки. В результате были получены пленки кремния с монокристаллической структурой.

Методами лазерного, электронного и магнетронного напыления получены однородные по толщине пленки фианита толщиной 750–1500 нм на подложках Si, GaAs и GaAs с буферным слоем пористого GaAs. Все три метода позволили получить оптически прозрачные зеркально гладкие пленки, имеющие хорошую адгезию с подложкой. Пленки, полученные методом электронного напыления были более однородными по площади и несколько выше по структурному совершенству, чем полученные лазерным напылением. Наилучшее структурное совершенство имели пленки, полученные методом магнетронного напыления. Благодаря высокому структурному совершенству и однородности, а также хорошей адгезии к подложке выращенные пленки фианита могут быть использованы в качестве подслоя для последующей эпитаксии полупроводника, а также в качестве изолирующих слоев, альтернативных SiO2, SiC, Si3N4 при создании многослойных структур “полупроводник–диэлектрик”.

В результате проведенных исследований были определены условия получения методом МЛЭ на фианитовых подложках структурно совершенных зеркально гладких пленок Si, имеющих хорошую адгезию с подложкой. Подвижность носителей при 300 К в полученных на фианите пленках Si толщиной 500нм составляет: 460 см2/В·с для p –Si (p = 5·1016 см-3), 280 см2/В·с для n –Si (n =1·1017 см-3).

В третьей главе приведены результаты исследования условий получения и характеристик эпитаксиальных пленок соединений АIIIBV на фианитовых подложках и подложках Si и GaAs с буферным слоем фианита, а также многослойных структур «полупроводник–фианит». Фианит, по своим кристаллохимическим и физическим характеристикам, благоприятен для эпитаксии не только кремния, но также соединений АIIIBV. Для эпитаксии на фианите опробованы различные соединения АIIIBV и их твердые растворы.

Эпитаксиальные пленки полупроводниковых соединений АIIIBV на фианитовых подложках, а также на подложках кремния и арсенида галлия с буферным слоем фианита наращивали методом металлоорганической газофазной эпитаксии (МОГФЭ) на установке фирмы Epiquip, Швеция, а также на отечественной лабораторной установке. В результате на фианитовых подложках были выращены гетероэпитаксиальные пленки GaAs, InAs и GaN, а также InxGa1–xAs (x= 01), AlxGa1–xAs, и GaAs1–xNx (x = 00,01).

На полученных эпитаксиальных структурах были изготовлены образцы фотодетекторов.

Эпитаксиальные пленки GaAs на фианите наращивали методом МОГФЭ в интервале температур 400–800°С. В качестве материалов источников использовали триметилгаллий (Ga(CH3)3) и арсин (AsH3). Газом носителем служил водород, очищенный через палладиевый фильтр. Исследования показали, что сплошные слои GaAs на фианите можно получить лишь в очень узком интервале условий эпитаксии. В частности, необходимый для этого температурный интервал 550–600°С. Минимальная толщина сплошного слоя составляла при этом 1,5–2,0 мкм. Эпитаксиальные пленки имели поликристаллическую структуру и шероховатую поверхность.

Улучшение структурного совершенства пленки было достигнуто за счет разработки специального способа стимулированного рекристаллизационного отжига. При отжиге структуру GaAs/фианит помещали эпитаксиальной пленкой вниз на экран из монокристалла GaAs. Это обеспечивало более интенсивный рост зерен поликристалла, чем при обычном отжиге (конечный их размер был примерно на порядок выше) с заметным упорядочением структуры пленки до мозаичной с размерами зерен до 20 мкм (в отличие от текстурированной пленки при обычном отжиге). Эффект усиления роста зерен, по–видимому, связан с залечиванием канавок термического травления благодаря переносу GaAs с экрана на эпитаксиальную пленку, так же как это происходит в сэндвич–методе. Рост зерен и связанное с ним уменьшение плотности межзеренных границ – эффективных центров рассеяния, повышали подвижность электронов от 100–200 см2/В·с (в исходной поликристаллической пленке) до 700–800 см2/В·с (в рекристаллизированной мозаичной пленке GaAs).

Дальнейшего улучшения структурных и электрофизических свойств пленок GaAs удалось достичь в результате разработки и использования способа "капиллярная эпитаксия". Суть способа состоит в первоначальном нанесении тонкой (0,05 мкм и менее) пленки элемента III группы на поверхность фианита, насыщении ее компонентом V группы с образованием тонкой сплошной эпитаксиальной пленки соединения AIIIBV и последующем ее доращивании до требуемой толщины при обычных условиях эпитаксии.

Проведенные с помощью растровой и просвечивающей электронной микроскопии сравнительные исследования начальных стадий роста пленок GaAs на фианитовых подложках (зарождение и образование первого сплошного слоя) для стандартного МОГФЭ выращивания и капиллярной эпитаксии выявили значительные различия в размерах, габитусе и концентрации эпитаксиальных зародышей (рис. 3, таблица 1).

Таблица 1.Особенности начальных стадий роста пленок GaAs на фианите при стандартном МОГФЭ выращивании и капиллярной эпитаксии.

Время эпитаксии, сек Характеристики зародышей слоя 10 30 60 6А Б А Б А Б А Б 30– 150– 100– 150– 200– сплошной сплошной сплошной Размер, мкм 50 200 120 250 400 слой слой слой Поверхностная плотность, 2 15 2 200 15 – – – х 10–8 см–Среднее расстояние между 700 250 700 70 750 – – – зародышами, мкм А – стандартное МОГФЭ выращивание;

Б – капиллярная эпитаксия.

Для капиллярной эпитаксии по сравнению с обычным выращиванием методом металлоорганической газофазной эпитаксии характерны:

- меньшие высота и планарные размеры эпитаксиальных зародышей;

- более плоский габитус зародышей;

- повышенная на 1–2 порядка величины поверхностная плотность зародышей;

- улучшенная кристаллографическая ориентация зародышей.

Использование способа капиллярной эпитаксии обеспечило уменьшение от 1,5 – 2,0 мкм до значений менее 0,05 мкм минимальной толщины сплошной пленки GaAs на фианите с резким улучшением ее структурного совершенства и морфологии поверхности (рис. 3).

а б Рис. 3. Электронно–микроскопические изображения поверхности пленок GaAs на фианите в начальных стадиях роста: а – стандартное МОГФЭ выращивание, высота островков до 3000 нм; б– способ капиллярной эпитаксии, минимальная толщина пленки 100 нм, видны ступени роста.

Причины улучшения степени ориентации и структурного совершенства наращиваемой пленки при использовании метода капиллярной эпитаксии, видимо, аналогичны причинам, действующим в разработанном нами ранее совместно с Н.Н. Шефталем методе графоэпитаксии [15], для варианта графоэпитаксии из раствора с использованием поверхностно-активных веществ. В обоих случаях на начальной стадии процесса благодаря действию капиллярных сил уменьшается высота кристаллизационной среды (расплава или раствора). Это препятствует росту эпитаксиальных зародышей в направлении нормали к поверхности подложки, и способствует их росту в тангенциальном направлении. В результате повышается ориентирующая роль подложки, обеспечивается переход от трехмерного островкового механизма роста пленки к послойному, уменьшается высота ступеней роста.

Как следствие, снижается минимальная толщина сплошного слоя и улучшается структурное совершенство эпитаксиальной пленки.

Использование способа "капиллярная эпитаксия" позволило получить на фианитовых подложках пленки GaAs толщиной 0,053,0 мкм с зеркально гладкой поверхностью и монокристаллической структурой. Измеренная методом Ван–дер–Пау подвижность электронов в пленках толщиной 500 нм при 300 К составляет 2800 см2/В·с (n=1·1017 см-3). По данным масс–спектрального анализа с использованием стандартной кривой для монокристаллического GaAs, концентрация примесей в пленках находится в пределах 51016– 51017 см-3. Послойный масс–спектральный анализ структур GaAs/фианит показал, что примеси в пленке GaAs распределены однородно. Некоторое увеличение концентрации примесей Ca, Na и Cr у границы пленка–подложка обусловлено, по–видимому, формированием окислов на этой границе.

Метод капиллярной эпитаксии оказался эффективным и для получения пленок других соединений АIIIBV на фианите. С его помощью были получены эпитаксиальные пленки InAs и GaN, InxGa1–xAs (x =01) и InxGa1–xN, AlGaAs и GaNxAs1–x (x =00,01) на фианитовых подложках. В качестве исходных продуктов применяли триметилгаллий, триметилалюминий, триметилиндий, арсин и аммиак. Рост слоев проводили в вертикальном реакторе c индукционным нагревом при атмосферном давлении и температурах 550– 700°С. Газом носителем служил водород, очищенный через палладиевый фильтр. Эпитаксиальные пленки GaN на фианите получали при температуре 1050°С. Пленки GaNxAs1–x (x =00,01) выращивали со скоростью 20 – 40 нм/мин при температурах 600 800°С и давлении 100 мбар. При этом концентрацию аммиака в потоке газовой смеси варьировали от 5 до 10%, а отношение потоков NH3/АsH3 – от 20 до 80.

Рис. 4. Рентгеновские дифрактограммы пленок AlGaAs и InGaAs (а), GaN (б) и кривая качания пленки GaN (в) на подложке фианита (100).

Структурное совершенство и фазовый состав полученных на фианите пленок GaAs и AlGaAs, InAs и InGaAs, GaN и GaAsN исследовали методом рентгеновской дифрактометрии. Съемку проводили в схеме 2–х кристального спектрометра с монохроматором GaAs (100), излучение CuK1.

Регистрировали /2 – спектры в геометрии симметричного отражения при пошаговом сканировании с текстурных максимумов. По рентгеновским данным все пленки являются эпитаксиальными и имеют структуру мозаичного монокристалла (рис. 4).

Эпитаксиальные структуры соединений GaAs, InAs и тройных соединений (Al,In,Ga)As с различной шириной запрещенной зоны на фианите были опробованы для изготовлены макетов фотоприемников. Показано, что функциональные возможности фотоприемников могут быть значительно расширены, если их конструкция допускает возможность приема излучения со стороны подложки. Это связано с тем, что наличие тонких металлических слоев (контакты) и тонких областей с высоким поверхностным сопротивлением (различные просветляющие покрытия) неизбежно ведет к снижению быстродействия детекторов. Перспективной является также возможность создания логических оптоэлектронных схем, управляемых двумя световыми потоками: с лицевой стороны структуры и со стороны подложки. Все это легко реализуется, если подложкой является прозрачный в рабочем диапазоне прибора кристалл, каким является фианит.

На структурах InxGa1–xAs на фианите были изготовлены макеты фотосопротивлений (рис. 5, а). На структурах GaAs, InxGa1–xAs и AlxGa1–xAs на фианите с использованием электронной литографии были изготовлены макеты фотодиодов с барьером Шоттки, содержащие систему термически нанесенных встречно–штыревых контактов (рис. 5, б). Эти фотоприемники обладают спектральной чувствительностью в диапазоне от 850 нм до 1500 нм при освещении, как с лицевой, так и с обратной (подложечной) стороны.

а б Рис. 5. Спектральные зависимости величины фототока для макетов фотоприемников на структурах соединений АIIIBV на фианите:

фотосопротивление на структуре In0,1Ga0,9As/фианит (а); фотодиоды на структурах AlxGa1–xAs/фианит с различным значением x (б).

Исследованы возможности использования буферных слоев на основе фианита для повышения качества эпитаксиальных пленок GaN и других нитридов AIIIN на кремнии и арсениде галлия. При эпитаксии GaN непосредственно на этих перспективных подложках появляются три серьезных проблемы: во–первых, значительное рассогласование параметров решеток слоя GaN и подложки Si или GaAs, во–вторых, различие в коэффициентах теплового расширения слоя и подложки, и в–третьих, недостаточная химическая и термическая стабильность подложки к среде эпитаксиального роста при температуре эпитаксии. Исследования показали, что использование двойного буфера (фианит на пористом Si или GaAs) в значительной степени снимает эти проблемы. Первый, пористый “податливый” буферный слой снижает термоупругие напряжения во втором гетероэпитаксиальном буфере, улучшает его структуру и морфологию.

Верхний буферный слой, химически стойкий в среде выращивания, обеспечивает тонкое соответствие с рабочим гетероэпитаксиальным слоем.

Методами просвечивающей электронной микроскопии, вторичной ионной масс–спектроскопии, дифракции отраженных быстрых электронов, снятием спектров фотолюминесценции, а также модифицированным способом наведенного тока в растровом электронном микроскопе проведены сравнительные исследования пленок GaN полученных на подложках GaAs с однослойным (фианит) и двухслойным (фианит на пористом арсениде галлия) буферными слоями (рис. 6,7). Результаты исследований показали, что использование двухслойного буфера улучшает структурное совершенство и однородность пленок GaN, снижает в них концентрацию электрически активных дефектов и повышает интенсивность фотолюминесценции.

388nm 200350 400 450 5nm а б Рис. 6. Полученные методами просвечивающей электронной микроскопии и дифракции отраженных быстрых электронов изображения пленки GaN на подложке GaAs с двухслойным (фианит на пористом арсениде галлия) буферным слоем – а; спектр фотолюминесценции пленки GaN на подложке GaAs с двухслойным (1) и однослойным (2) буферным слоем – б.

PL intensity, arb.un а б Рис. 7. Электрически активные дефекты в пленках GaN на подложках GaAs с буферным слоем фианита: а – однослойный (фианит) буфер; б – двухслойный (фианит на пористом арсениде галлия) буфер. Метод наведенного тока в растровом электронном микроскопе.

В четвертой главе приведены результаты исследования обнаруженного нового эффекта быстрого низкотемпературного перераспределения примеси в кремнии с формированием инверсного p–n перехода (рис. 8), связанного с облучением образца пучком нелегирующих ионов низких энергий (1–5 кэВ).

Рассмотрены экспериментальные особенности эффекта, построена его физическая модель. Предложены и опробованы практические применения эффекта в приборных технологиях, а также для решения исследовательских задач. На основе использования обнаруженного эффекта разработан модифицированный способ наведенного тока (НТ) в растровом электронном микроскопе, обладающий повышенной чувствительностью. С помощью этого способа в главе 3 были изучены электрически активные дефекты в эпитаксиальных пленках GaAs, InGaAs и GaN. В настоящей главе с его помощью исследованы дефекты объемных кристаллов кремния и обнаружены новые явления: электрохимическая микрокоррозия пленки металла на кремнии и электрохимическое геттерирование.

Xd, µm 6543210 30 60 90 120 150 1t, min а б в Рис. 8. Формирование инверсного p–n перехода: а – схема;

б – монтаж микрофотографий образца с переходом, полученных наложением режимов вторичной эмиссии и наведенного тока в растровом электронном микроскопе; в– экспериментальная зависимость его глубины Xd от времени облучения образца Si ионами Ar+.

Обнаружено, что облучение легированных бором пластин Si (полученного по Чохральскому) пучком ионов Ar+ с энергией 1–5 кэВ при температуре, близкой к комнатной, приводит к локальной инверсии проводимости и формированию p–n перехода вблизи фронтальной (облучаемой) поверхности после обработки в течение примерно 10 мин.

Дальнейшее облучение перемещает p–n переход вглубь пластины к ее обратной стороне (рис. 8). Этот эффект мы наблюдали на различных образцах Si, полученного по Чохральскому при содержании бора 1014 1016 см-3.

Формирование n–области в пластине p–Si после облучения ионами Ar+ было выявлено вначале простым способом термо–ЭДС: на обработанной стороне образца сигнал термо–ЭДС изменился на обратный.

Появление в пластине Si p–n перехода было подтверждено данными исследования Холл эффекта. Вольт–амперные характеристики (ВАХ) инверсного p–n перехода аналогичны ВАХ стандартного диода с диффузионным p–n переходом.

Установлены следующие особенности образования и перемещения инверсного p–n перехода. Если использовать короткое время облучения ионами Ar+ (менее 10 мин.), перераспределение примеси существенно только вблизи приповерхностных дефектов образца, что обеспечивает их декорирование. Такие обработанные образцы можно использовать для исследования электрически активных дефектов в режиме наведенного тока в растровом электронном микроскопе с улучшением чувствительности более чем на порядок (подробнее это рассмотрено далее). Обработка в течение большего времени приводит к инверсии проводимости и формированию инверсного p–n перехода. При этом локальная скорость перемещения p–n перехода в объеме кристалла Si в процессе ионной обработки существенно зависит от неоднородностей и дефектов кристалла (рис. 9).

а б в Рис. 9. Влияние приповерхностных дефектов обрабатываемой (а) и обратной (б) сторон образца (слева схема, справа экспериментальные фото) и слоистых неоднородностей (в) на форму инверсного p–n перехода. Обработка ионами проводилась с левой стороны образцов. Микрофотографии получены наложением режимов вторичной эмиссии и наведенного тока в растровом электронном микроскопе.

Cкорость перемещения p–n перехода уменьшается у краев образца и дефектов, локализованных непосредственно у облучаемой поверхности.

Скорость увеличивается, если дефект находится на пути перемещения p–n перехода или у обратной поверхности образца в процессе облучения.

Изогнутости формы p–n перехода согласуются также со слоистыми неоднородностями кристалла (рис. 9, в).

Отмеченные экспериментальные особенности образования, перемещения и изменения формы инверсного p–n перехода в процессе ионной обработки указывают на стоковую природу этих явлений и на участие в них точечных дефектов кристалла. В связи с этим была предложена модель эффекта, основанная на быстром перераспределении атомов примеси в поле градиента собственных межузельных атомов кремния создаваемых облучением.

В предложенной модели наблюдаемая p n конверсия объемной области образца кремния естественно объясняется выбиванием атомов бора (акцепторы) из узлов в междоузлия межузельными атомами кремния (SiI), созданными потоком ионов аргона. Облучение генерирует направленный от поверхности в объем образца поток межузельных атомов кремния SiI.

Благодаря очень высокой диффузионной подвижности SiI, даже при низких температурах, через короткое время формируется устойчивый профиль их распределения в образце (рис. 10, б). Возникшее пересыщение SiI приводит к резкому увеличению межузельной доли примеси замещения. Реакциями выбивания примеси из узлов кристаллической решетки в междоузлия и обратно устанавливается динамически равновесная доля выбитой в междоузлия примеси, пропорциональная пересыщению SiI. Поэтому примесь замещения будет перераспределяться, накапливаясь в области образца с меньшими концентрациями SiI.(рис. 10, в, г, д).

а б в г д Рис. 10. Модельные профили распределения бора (BS), фосфора (PS) и межузельных атомов (SiI) в образце Si в последовательные моменты времени облучения.

Изменение концентрации узельного бора, обусловленное его выбиванием в междоузлия межузельными атомами кремния, описывается уравнением:

dNs/dt = – (NsC – KNi) (1) где C – локальная (зависящая от глубины) концентрация межузельных атомов кремния; Ns и Ni – концентрация узельного и межузельного бора, соответственно. Кинетическая константа и равновесная константа скорости выбивания К – две основные константы реакции выбивания атомов бора.

Они относятся к температуре облучения (предположительно ~ 60°С) и были оценены из наблюдаемой временной зависимости глубины p–n перехода:

К= 1012 см-3, и = 1016 cм3·с-1. Наивысшая концентрация межузельных атомов кремния Cf достигается вблизи фронтальной поверхности. Она определяется балансом скорости образования (пропорциональна величине потока ионов Ar+) и скорости исчезновения локальных, образованных Ar+, вакансий, а также стоком атомов межузельного Si на фронтальную поверхность. Когда локальная концентрация узельного бора Ns становится меньше чем концентрация доноров Nd, появляется p–n переход. Этот момент времени td (t=t1 на рисунке 10), поэтому, определяется уравнением:

td = ( Cf)–1 ln(No/Nd) (2) Поток собственных межузельных атомов в объем образца составляет примерно DCf /xd, где xd размер обедненной бором области (xd почти идентичен положению p–n перехода). Общее количество оставшегося бора равно No(L–xd), где L – толщина пластины. Скорость потерь равна вышеупомянутому потоку межузельных атомов Si. Отсюда следует решение для глубины перехода xd (t):

xd = (2DCf t/No)1/2 (3) Характерная измеренная глубина перехода xd составляет 350 мкм при =10 см-t=50 мин и типичном No. Произведение DCf отсюда определяется как 2•108 см-1·с-1. Коэффициент диффузии D межузельных атомов Si вероятно имеет очень высокое значение даже вблизи температуры облучения (чуть выше комнатной). Если величина коэффициента диффузии D составляет порядка 10–6 см2·с–1, то Cf оценивается как 1013 см-3. Конечное расстояние L–xd перехода от обратной стороны определяется уравнением Ns(x)=Nd, поэтому (если концентрация Cb на обратной стороне много меньше, чем Cf ) расстояние перехода от обратной стороны будет равно:

L– xd =L (No/Nd–1) K/Cf (4) Если учитывать протяженную миграцию Bi, которая не оказывает значительного воздействия на начальную стадию формирования и скорость перемещения перехода, но существенна на конечной стадии, то L–xd, определяемое уравнением Ns(x)=Nd, будет составлять:

L–xd = L No K/Cf, (5) вместо (4). Оценочное значение отношения Cf /K=15.

Получено подтверждение миграции межузельных атомов бора Вi на большие расстояния в экспериментах с двойным облучением. Их осуществляли следующим образом. Сначала две группы одинаковых пластин Si обрабатывали ионами с фронтальной стороны в течение меньшего или большего времени. После этого в пластинах первой группы p–n переход образовался примерно посередине, а в пластинах второй группы – ближе к её обратной стороне. Затем пластины обоих групп снова обрабатывали, но уже с обратной стороны. После повторного облучения были обнаружены методом наведенного тока, в зависимости от времени обработки на первом этапе, два в пластинах первой группы (рис. 11, а) или три в пластинах второй группы (рис. 11, б) p–n перехода.

Этот результат свидетельствует о протяженной миграции межузельных атомов бора от облучаемой стороны к обратной. Он легко объясняется в предложенной модели следующим образом. Профиль бора после первого облучения имеет вид, показанный на рис. 10, д. Затем второе облучение (с обратной стороны) конвертирует накопленный бор в межузельное состояние, создавая обедненную им n–область вблизи обратной стороны. В это же время протяженная миграция образовавшихся атомов Вi и стекание выбитых собственных межузельных атомов Si на лицевую поверхность ведет к накоплению у нее узельного бора. Результирующий профиль Ns(x) имеет вид, показанный на рисунке 11, в, г. Профиль пересекается с линией Nd в двух или трех точках (в зависимости от положения точки пересечения после первого облучения), что приводит к двум или трем p–n переходам.

а б в г Рис. 11. Образование двух (а, в) и трех (б, г) p–n переходов в экспериментах с двойным облучением: а, б – РЭМ микрофотографии (наложение режимов вторичной эмиссии и наведенного тока) инверсных p–n переходов на сколах Si пластин толщиной 400 мкм; в, г – соответствующие модельные профили Bs, Ps и SiI.

На основе изученного эффекта разработаны принципиально новый способ формирования p–n переходов и модифицированный способ выявления электрически активных дефектов полупроводников в режиме наведенного тока (НТ) растрового электронного микроскопа (РЭМ). Новый способ формирования p–n переходов основан на перераспределении в образце уже имеющихся примесей, в отличие от традиционных способов, в которых легирующая примесь либо вводится в образец извне (диффузионное и ионное легирование), либо образуется на месте из атомов основного вещества (радиационное легирование). Кроме того, этот способ является экологически чистым и не требует высоких температур. Он был успешно опробован в технологиях интегральных схем и солнечных элементов.

Модифицированный способ НТ в РЭМ в сравнении с традиционными способами позволил повысить чувствительность метода НТ более чем на порядок величины по значению рекомбинационного контраста. С его помощью были изучены электрически активные дефекты в эпитаксиальных пленках соединений АIIIВV на фианите (результаты представлены в главе 3), а также в объемных кристаллах Si. При этом выявлены ряд новых особенностей дефектной структуры Si и новые приборно-значимые эффекты:

электрохимическая коррозия и электрохимическое геттерирование.

Показано, что большинство дефектов в полученных методом Чохральского бездислокационных кристаллах Si в той ли иной степени электрически активны (рис. 12). Так, во всех изученных образцах наблюдаются крупномасштабные электрически активные микродефекты размером от нескольких микрометров до сотен микрометров с концентрацией 103–105 см-2. Наиболее часто встречаются дефекты цилиндрической формы, ориентированные преимущественно по <110>. Реже наблюдаются сферические микродефекты. Выявлены и дифференцированы электрически активные микродефекты кристаллов, выращенных как в стандартных режимах, так и с вариацией скорости вытягивания. Обнаружены электрически активные микродефекты в "бездефектных" (по данным традиционных методов) областях кристалла.

а б Рис. 12. Выявленные модифицированным методом НТ в кристаллах Si микродефекты (а) и слоистые неоднородности (б) – на изображение наложены осциллограмма наведенного тока и нулевой уровень.

Показаны корреляция и взаимодополняемость модифицированного метода НТ и развитого в работах В.П.Калинушкина [16] с соавторами метода малоуглового рассеяния света ИК–диапазона (рис. 13). Визуализированы крупномасштабные дефекты, выявлявшиеся ранее только с помощью метода малоуглового рассеяния света.

Сопоставлением результатов, полученных модифицированным методом наведенного тока и другими методами, показано, что полный размер A– и В– дефектов, включающий регистрируемую в РЭМ примесную атмосферу, может на 1–2 порядка превышать размер их структурной основы, выявляемый в просвечивающем электронном микроскопе. Некоторые виды электрически активных примесных микродефектов не имеют структурной основы, в частности расположенные в "бездефектной" области кристалла.

а б Рис. 13. Крупномасштабные микродефекты кристалла Si, выявленные модифицированным методом НТ (а) и малоуглового рассеяния света (б).

Обнаружено растворение микродефектов в приповерхностной зоне шлифованных бездислокационных пластин кремния при их высокотемпературной (1000 и 1100°С) термообработке. Показано, что увеличение температуры и времени отжига расширяет зону, свободную от электрически активных микродефектов. В предположении решающей роли в растворении микродефектов диффузионного стока примеси к поверхности пластины кремния проведен расчет ширины бездефектной зоны для случаев, если микродефекты состоят либо исключительно из собственных точечных дефектов, либо из примеси одного вида: кислорода (в виде SiO2), углерода (в виде SiC), фосфора (SiP или Р), железа (таблица 2). Расчет диффузионного профиля различных примесей проводили в предположении, что при температуре отжига происходит полное растворение микродефектов и что шлифованная поверхность пластин с поверхностным слоем SiO2 является при отжиге бесконечным стоком, т. е. решали диффузионное уравнение с граничным условием для концентрации С(x, t)= 0 при x = 0, t 0 и начальным условием С(x, t)= CV, при t = 0, x > 0. В этих предположениях распределение примеси по толщине пластины описывается выражением:

x C(x, t) = CV erf, 2 Dt где C(x, t) – концентрация примеси на глубине х от поверхности, CV – объемная концентрация примеси, D – коэффициент диффузии примеси, t – время отжига.

Таблица 2.

Ширина бездефектной зоны h после двухчасового отжига шлифованных пластин Si * h, мкм T, °С I II P С O Fe СТД 1000 40 <5** 5 30 >200 <1100 50 <5** 10 65 >200 <* I – Эксперимент, II – расчет для различных примесей и собственных точечных дефектов (СТД).

** Расчет проведен для концентрации фосфора, близкой к пределу растворимости при температуре плавления кремния.

Сравнением экспериментальных зависимостей ширины свободной зоны с расчетными для примесей Р, С, О, Fe и собственных точечных дефектов (см. таблицу 2) показано, что скорость расширения свободной зоны при отжиге определяется диффузией кислорода. Отсюда приходим к выводу, что основной примесью, составляющей микродефекты в исследованных образцах, является примесь кислорода.

С помощью модифицированного метода наведенного тока обнаружено, что примеси металлов, входящих в состав микродефектов в образце Si электрохимически взаимодействуют с пленкой металла на его поверхности.

Показано, что это может приводить к электрохимической микрокоррозии пленки металла, которая начинается точно от микродефектов (рис. 14), и к деградации приборов на основе таких структур.

д Рис. 14. Проявления электрохимической коррозии Аl металлизации на Si через 1 (а), 6 (б), 24 (в) и 30 (г) месяцев после создания барьера Шоттки:

а, б, в – режим наведенного тока РЭМ, г – оптическая микрофотография;

внизу – схемы этапов коррозии. Стрелкой указана область В–дефектов. Карта распределения Ni по образцу Si, снятая в рентгеновских лучах; стрелкой показан крупномасштабный микродефект, вызвавший электрохимическую коррозию (д).

Повышение температуры и протекание через образец электрического тока ускоряет электрохимическую микрокоррозию. В процессе исследования образца в режиме наведенного тока растрового электронного микроскопа локальная плотность электрического тока в области сканирования может достигать значений 102 А·см-2 при работе на больших увеличениях (ток зонда 1 мкА, диаметр зонда 0,1 мкм). В работающем элементе интегральной схемы величина тока может достигать таких же значений и даже более.

Следовательно, в приборных структурах, содержащих микродефекты, также может отмечаться задержка коррозии до начала эксплуатации прибора или интегральной схемы; но после начала эксплуатации характеристики таких приборов могут быстро деградировать.

На основе использования электрохимической микрокоррозии предложен способ диагностики металлических загрязнений в Si. Обнаружен новый вид геттерирования примеси в кремнии – электрохимическое геттерирование, которое можно использовать в приборных технологиях.

Предложены на основе решения уравнений диффузии неосновных носителей заряда модели расчета рекомбинационного контраста изображения в режиме наведенного тока растрового электронного микроскопа микродефектов кристаллов Si в зависимости от энергии электронов пучка.

Модели позволяют объяснить наблюдаемые в растровом электронном микроскопе зависимости рекомбинационного контраста изображения микродефектов от ускоряющего напряжения для дефектов, как выходящих на исследуемую поверхность образца, так и лежащих под ней. На этой основе разработаны способы определения формы и размеров, глубины залегания и наклона к поверхности микродефектов в Si. Расчеты согласуются с экспериментом.

В пятой главе (приложение) рассмотрено влияние особенностей проявления граней {111} на фронте кристаллизации на устойчивость роста и дефектообразование в кристаллах Si, выращиваемых из расплава. Проведено сравнительное рассмотрение новых и ранее известных особенностей двойникования кристаллов кремния и соединений АIIIВV при выращивании из расплава методами Чохральского, бестигельной зонной плавки (БЗП), Степанова. Изучены структурные особенности двойниковых кристаллов.

Проанализированы возможные механизмы ростового двойникования в сопоставлении с экспериментальными данными. Показано, что процессы образования двойников, как и других дефектов кристалла, многообразны и не ограничиваются единственной причиной. Относительная роль различных причин двойникования зависит как от структуры и свойств кристаллического материала, так от метода и условий его выращивания. Предложены и обоснованы графоэпитаксиальный и двумерный механизмы двойникования.

Показано, что графоэпитаксия [17, 18], является общим явлением кристаллообразования, свойственным как наращиванию тонких пленок, так и росту объемных кристаллов. При этом условия графоэпитаксиального роста могут создаваться не только искусственно, но и самопроизвольно в ходе естественного процесса кристаллизации. Именно с графоэпитаксиальным механизмом согласуется большинство экспериментальных закономерностей образования двойников при росте объемных и ленточных кристаллов кремния и соединений AIIIBV из расплава. На основе анализа условий действия графоэпитаксиального и двумерного механизмов образования двойников разработаны новые способы предотвращения двойникования кристаллов Si и соединений AIIIBV при выращивании из расплава. Способы основаны на создании тепловых условий выращивания, устраняющих возможность выхода граней {111} на трехфазную линию, использовании затравок с заданной морфологической структурой фронта кристаллизации, а также предкристаллизационном перегреве расплава для разрушения в нём микрокристалликов, как потенциальных зародышей двойников.

Показано, что в большинстве случаев срыв бездислокационного роста и пролив расплавленной зоны при выращивании кристаллов методом БЗП происходят на стадии разращивания и вызываются одинаковыми морфологическими причинами. Основные причины – это одностороннее разращивание кристалла, большая кривизна выпуклого фронта кристаллизации, а также резкие изменения его формы и морфологической структуры. Установлено, что одностороннее разращивание кристалла, является вредным морфологическим и ростовым эффектом. Оно обусловлено односторонним локальным выходом грани (111) на трехфазную линию или отклонением направления вытягивания кристалла от осесимметричного.

Установлено, что стационарная конструкция индуктора противоречит требованиям к условиям разращивания кристалла, обеспечивающим высокие стабильность расплавленной зоны и устойчивость бездислокационного роста. Это противоречие в рамках стационарной конструкции индуктора можно только сгладить.

Разработан комплекс способов и устройств, обеспечивающих повышение устойчивости роста и стабильности расплавленной зоны. Так, управляемость формы теплового поля в процессе роста кристалла методом БЗП достигнута разработанными динамическими конструкциями индукторов: одновитковый «индуктор-диафрагма», многовитковые индукторы с петлевыми удлинителями на токоподводах к виткам и контактными пластинами, которые могут перемещаться вдоль этих удлинителей с изменением соотношения токов в витках, следовательно, и формы теплового поля. Предотвращение одностороннего разращивания кристалла достигнуто разработанной асимметричной конструкцией индуктора, поддержанием значений градиента температуры в расплаве у трехфазной линии, которые не допускают бокового огранения, а также использованием, разориентированных в заданном кристаллографическом направлении затравок.

В заключении сформулированы основные результаты, полученные в диссертационной работе.

Основные результаты и выводы.

1. Разработаны основы технологии получения на фианите структурно совершенных с высокими электрофизическими параметрами пленок кремния методом МЛЭ и соединений AIIIBV(GaAs, InAs, InGaAs, AlGaAs, GaN, GaAsN и GaAlN) МОС–гидридным методом. Подвижность носителей при 300 К в пленках толщиной 500 нм составляет: 460 см2/В·с для p-Si (p = 5·1016 см-3), 280 см2/В·с для n-Si(n=1·1017см-3) и до 2800 см2/В·с для n-GaAs(n=1·1017 см-3).

2. Показано, что диффузия кислорода из фианитовой подложки в наращиваемый эпитаксиальный слой Si при температурах выше 650ОС приводит к трехмерному механизму зарождения, полицентрическому росту и поликристаллической структуре пленок кремния на фианите. Разработана лабораторная технология получения пленок Si на фианите методом МЛЭ, позволяющая получать монокристаллические пленки Si толщиной от 0,1 мкм с высокими электрофизическими параметрами. Технология основана на новых разработанных способах предэпитаксиальной подготовки подложек (высокотемпературный отжиг в кислороде, плазменная обработка) и эпитаксии (низкотемпературная эпитаксия, использование режима травления подложки потоком Si малой интенсивности на начальных стадиях процесса).

3. Разработан способ капиллярной эпитаксии соединений AIIIBV, Способ позволяет получать сверхтонкие структурно совершенные пленки соединений AIIIBV на инородных подложках, которые хорошо смачиваются расплавом одного из компонентов, в частности пленки соединений AIIIBV с высокими электрофизическими параметрами толщиной от 0,1 мкм на фианите. Суть способа состоит в первоначальном нанесении тонкой пленки металла–компонента соединения, насыщении ее вторым компонентом соединения с образованием сплошной пленки AIIIBV и доращивании пленки до требуемой толщины при обычных условиях эпитаксии.

4. Обнаружен новый эффект быстрого низкотемпературного перераспределения примеси в Si под действием облучения образца пучком нелегирующих ионов низких энергий (15 кэВ) с формированием инверсного p–n перехода. Предложена и обоснована физическая модель эффекта.

Разработаны практические приложения эффекта для формирования инверсных p–n переходов в планарной технологии интегральных схем, солнечных элементов и других приборов на основе кремния, а также для характеризации электрически активных дефектов в Si.

5. Обнаружен эффект электрохимического взаимодействия примесей элементов, входящих в состав микродефектов в Si с пленкой металла на его поверхности, приводящий к электрохимической микрокоррозии пленки металла и деградации кремниевых приборов при эксплуатации. На основе его использования предложен способ диагностики металлических загрязнений в Si. Установлен новый механизм геттерирования примеси в кремнии – электрохимическое геттерирование, применимое в приборных технологиях.

6. Предложены, основанные на решении уравнений диффузии неосновных носителей заряда, модели расчета рекомбинационного контраста изображения микродефектов Si, выявляемых в растровом электронном микроскопе. С помощью этих моделей разработаны способы определения формы и размеров, глубины залегания и наклона к поверхности микродефектов в Si.

7. Установлено, что при выращивании кристаллов кремния из расплава методами Чохральского, Степанова и бестигельной зонной плавки локальный выход грани (111) на трехфазную линию может приводить к нарушению устойчивости роста, проливу расплавленной зоны, образованию двойников, блоков, дислокаций. Разработан комплекс способов и устройств, предотвращающий выход граней {111} на трехфазную линию при выращивании кристаллов из расплава, который повышает стабильность расплавленной зоны, устойчивость бездислокационного роста и предотвращает двойникование.

8. Предложены механизмы графоэпитаксиального и двумерного двойникования при росте кристаллов из расплава и дано их обоснование. На этой основе разработаны технические способы управления двойникованием при выращивании из расплава кристаллов Si и соединений AIIIBV.

9. Показано, что при выращивании кристаллов кремния методом бестигельной зонной плавки ассиметричная форма теплового поля и стационарная конструкция индуктора противоречат условиям стабильности расплавленной зоны и устойчивости бездислокационного роста. Эти условия достигаются с помощью разработанных новых конструкций тарельчатых индукторов: асимметричных, обеспечивающих симметричное тепловое поле за счет локального уменьшенного радиуса в области токоподводов, и динамических, позволяющих изменять в процессе выращивания кристалла величину и распределение тепловой мощности.

Цитированная литература.

1. Александров В.И., Осико В.В., Прохоров А.М., Татаринцев В.М. Новый метод получения тугоплавких монокристаллов и плавленых керамических материалов. // Вестник АН СССР. 1973, № 12, с. 29–39.

2. Aleksandrov V.I., Osiko V.V., Prokhorov A.M., Tatarintsev V.M. Synthesis and crystal growth of refractory materials by RF melting in a cold container// Current Topics in Materials Science. 1978, v.1, p. 421–480.

3. Lomonova E.E., Osiko V.V. Growth of Zirconia Crystals by Skull–Melting Technique // In: Crystal Growth Technology. Ed. by H.J. Scheel and T.

Fukuda., John Wiley & Sons, Chichester, England, 2003, p. 461–484.

4. Кузьминов Ю.С., Ломонова Е.Е., Осико В.В. Тугоплавкие материалы из холодного тигля. М.: Наука, 2004, 369 с.

5. Golecki I., Manasevit H.M., Moudy L.A., Yang J.J., and Mee J.E.

Heteroepitaxial Si films on yttria–stabilized, cubic zirconia substrates. // Appl.

Phys. Lett., 1983, v. 42, No. 6, p. 501–503.

6. Pribat D., Mercandalli L.M., Sierka Y., Perriere J. Interface oxidation of epitaxial silicon deposits on (100) yttria stabilized cubic zirconia. // J. Appl.

Phys. 1985, v.58, № 1, p. 313–320.

7. Mercandalli L.M., Diemegand D., Crose M., Sierka Y. Recent progress in epitaxial growth of semiconducting materials on stabilized zirconia single crystals. // Proc. Soc. Photo–Opt. Instrum. Eng. 1986, v. 623, p. 183–210.

8. Nakamura T., Tokumotoa Y., Katayamaa R., et. al. RF–MBE growth and structural characterization of cubic InN films on yttria–stabilized zirconia (001) substrates. // J. of Crystal Growth, v. 301–302, April 2007, p. 508–59. Shahidi G.G. SOI technology for the GHz era. // IBM J. of Research and Development, v.46, No. 2/3, 2002, p. 121–132.

10. Fukumoto H., Imura T. and Osaka Y. Heteroepitaxial growth of yttria– stabilized zirconia on silicon // Jpn. J. Appl. Phys., 1988, v.27, No.8, p. L1404– L1405.

11. Бешенков В.Г., Знаменский А.Г., Марченко В.А. Совершенные пленки фианита на кремнии (100). // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 1998, N1, с. 59–63.

12. Lyonnet R., Khodan A., Barthelemy A., et al. Pulsed laser deposition of Zr1–xCexO2 and Ce1–xLaxO2–x/2 for buffer layers and insulating barrier in oxide heterostructures. // J. of Electroceramics, 2000, 4, No. 2/3, p. 369–377.

13. Wang S.J., Ong C.K., Xu S.Y., et al. Electrical properties of crystalline YSZ films on silicon as alternative gate dielectrics // Semicond. Sci. Technol. 2001, v.16, p. L13–L16.

14. Бешенков В.Г., Знаменский А.Г., Марченко В.А., и др. Расширение области температур эпитаксиального роста пленок YSZ на Si [100] при магнетронном напылении. // Журнал Технической Физики, 2007, т.77, N5, c. 102–107.

15. Шефталь Н.Н., Бузынин А.Н. Преимущественная ориентация кристаллитов на субстрате и влияние царапин. // Вестник МГУ, сер. 4, 1972, 3, с.102–104.

16. Калинушкин В.П. Исследование примесных дефектов в полупроводниках методом рассеяния лазерного излучения ИК диапазона. // Труды ИОФАН СССР. 1986, т. 4, c. 3–59.

17. Шефталь Н.Н. Искусственная эпитаксия – Диатаксия (графоэпитаксия) // Материалы электронной техники, ч. 1 – Физико–химические принципы методов синтеза, Новосибирск: Наука, 1983, с. 83–102.

18. Givargizov E.I. Artificial epitaxy (graphoepitaxy) // Ch. 21 in: Handbook of Crystal Growth, part 3b, ed. D.T.J.Hurle, Thin Films and Epitaxy // Elsevier, Amsterdam, 1994, p. 941–995.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Buzynin A.N., Osiko V.V., Lomonova E.E., Buzynin Yu.N., Usikov A.S. Epitaxial films of GaAs and GaN on fianite substrate. // Wide–Bandgap semiconductors for High Power, High Frequency and High Temperature. (Mat. Res. Soc. Simp.

Proc. 1998). Vol.512, Pittsburg, PA, p. 205–210.

2. Buzynin A.N., Osiko V.V., Buzynin Yu.N., Pushnyi B.V. Growth of GaN on fianite by MOCVD capillary epitaxy technique. // MRS Internet Journal of Nitride Semiconductor Research. 1998, Vol.4, Article 49 (http://nsr.mij.mrs.org/4/49/).

3. Buzynin A.N., Osiko V.V., Lomonova E.E., Voron`ko Yu.K., Sadygov Z.Y., Buzynin Yu.N., Daniltsev V.N., Drozdov Yu.N., Khrykin O.I., Murel A.V.

Epitaxial films of III–V compound on fianite substrates. // Proc. of International Congress on Advanced Materials, their Processes and Applications, 25–September 2000, Munich, Germany, Article 672.

4. Бузынин А.Н., Воронько В.В., Осико В.В., Бузынин Ю.Н., Пушный Б.В., Усиков А.С., Лундин В.В. Эпитаксиальные пленки GaN на фианите. // Материалы 2–го Всероссийского совещания "Нитриды галлия, алюминия и индия: структуры и приборы", июнь 1998, Санкт–Петербург, с.75–76.

5. Бузынин А.Н., Осико В.В., Воронько Ю.К., Ломонова Е.Е., Лукьянов А.Е., Бузынин Ю.Н., Хрыкин О.И., Данильцев В.М., Дроздов Ю.Н.

Эпитаксиальные структуры соединений АIIIBV на фианите. // Изв. РАН, сер. физич., 2002, т.66, № 9, pp. 1345–1350.

6. Buzynin A.N., Osiko V.V., Lomonova E.E., Voron`ko Yu.K., Buzynin Yu.N., Daniltsev V.M., Khrykin O.I., Garmash V.M., Sadygov Z.Y. III–V compounds epitaxial films on fianite and LiNbO3 substrates. // Proc. of 5th International Symposium "Diamond films and films of related materials" Ukraine, Kharkov, April 22–27, 2002, p 53–57.

7. Бузынин A.H., Осико В.В., Воронов В.В., Воронько Ю.К., Лукьянов А.Е., Бузынин Ю.Н, Володин Б.А, Мурель А.В., Дроздов Ю.Н., Парафин А.Е.

Эпитаксиальные пленки фианита на кремнии и арсениде галлия. // Изв.

РАН, сер. физич., 2003, т.67, № 4, с.586–587.

8. Pincik E., Jergel M., Mullerova J., Falcony C., Ortega L., Buzynin A. N., Lomonova E. E., R. Brunner, S. Chromik, and M. Hartmanova. On structural properties of Si/Zr(Y)O2 and Zr(Y)O2/Si system. // Acta physica slovaca, 2004, v.54, N 2, p.147–161.

9. Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Шенгуров В.Г., Александров В.И., Ломонова Е.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М. Способ обработки фианитов. Авт.

свидет. СССР № 1558054, 1988.

10. Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Александров В.И., Воронов В.В., Ломонова Е.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М.. Способ получения эпитаксиальных слоев кремния на фианите. Авт. свидет. СССР, № 1748464, 1991.

11. Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Шенгуров В.Г., Александров В.И., Ломонова Е.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М. Способ обработки фианитов. Патент СССР. № 1752125, 1992.

12. Александров В.И., Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Воронов В.В., Ломонова Е.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М. Способ получения эпитаксиальных слоев арсенида галлия на фианите. Авт. свидет. СССР № 1725576, 1992.

13. Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Шенгуров В.Г., Осико В.В., Татаринцев В.М., Ломонова Е.Е. Способ получения слоев кремния на фианитовых подложках. Авт. свидет. СССР. № 1748468, 1992.

14. Шенгуров В.Г., Шабанов В.Н., Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Осико В.В., Ломонова Е.Е. Гетероэпитаксиальные кремниевые структуры на фианитовых подложках. // Микроэлектроника, 1996, 6, 204–209.

15. Бузынин А.Н., Бузынин Ю.Н., Осико В.В., Татаринцев В.М. Способ получения эпитаксиальных слоев соединений А3В5 на фианите. Авт.

свидет. СССР № 173072, 1992.

16. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А., Гричевский И.Б., Лукьянов А.Е. Способ выявления электрически активных неоднородностей полупроводников.

Авт. свидет. СССР № 15311766, 1988. Опубл. в БИ. 1989. №47.

17. Бузынин А.Н., Лукьянов А.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М. Электрически активные дефекты кристаллов Si. // Рост кристаллов, том 19, М.: Наука, 1991, с.169–180.

18. Бузынин Ю.Н., Беляев А.В., Бузынин А.Н., Рау Э.И., Лукьянов А.Е.

Электрически активные дефекты слоев GaAs, InGaAs на подложках монолитного и пористого GaAs// Изв. РАН, сер. физич., 2004, т.68, № 9, с.1370–1373.

19. Бузынин A.H., Осико В.В., Воронько Ю.К., Лукьянов А.Е., Бузынин Ю.Н., Беляев A.В., Дроздов Ю.Н. Пленки GaN и GaNAs на подложках монолитного и пористого Si и GaAs с подслоем фианита.// Изв. РАН, сер.

физич., 2005, т.69, № 4, с. 211–217.

20. Buzynin A.N., Osiko V.V., Buzynin Yu.N., Luk'yanov A.E., Volodin B.A., Drozdov Yu.N., Parafin A.E. Thin YSZ layers and porous GaAs substrates for epitaxial multilayer III–V compound structures. // Compound semiconductor devices and integrated circuits. Proc. of WOCSDICE 2005, Cardiff, United Kingdom, May 15–18, 2005, p.13–15.

21. Buzynin A.N., Osiko V.V., Sadygov Z.Ya., Shangurov V.G. Microchannel avalanche photodetectors on Si/YSZ and Si/Si structures // Compound semiconductor devices and integrated circuits. Proc. of WOCSDICE 2005, Cardiff, United Kingdom, May 15–18, 2005, p.51–52.

22. Бузынин А.Н., Бувальцев А.И., Бутылкина Н.А., Лукьянов А.Е., Осико В.В.

Влияние микродефектов кремния на характеристики приборных структур с металлизацией// Изв. АН СССР, сер. физич., 1991,т 55, № 8, с.1594–1597.

23. Luk'yanov A.E., Buzynin A.N., Butylkin A.I., Butylkina N.A. Use of SEM EBIC mode in finding and mapping sites of low temperature diffusion // Scanning, 1992, v.14, No. 1, p. 47–48.

24. Luk'yanov A.E., Buzynin A.N., Butylkin A.I., Butylkina N.A. SEM investigation of p–n junction in homogeneous p-Si.//Scanning, 1992, v.14, No. 6, p.358–359.

25. Buzynin A.N., Luk'yanov A.E., Osiko V.V., Voronkov V.V. Inversion of conductivity in p–Si after ion treatment. // Defect and Impurity Engineered Semiconductors and Devices. (Mat. Res. Soc. Simp. Proc., 1995. Vol. 378).

Pittsburg, PA, p.653–658.

26. Лукьянов А.Е., Бузынин A.H., Бутылкин А.И., Бутылкина Н.А. РЭМ– исследования p–n переходов, возникающих в пластинах p–Si после их обработки ионами аргона. // Известия РАН, сер. физич., 1993. Т.57. N8.

с.15–27. Buzynin A.N., Luk'yanov A.E., Osiko V.V., Voronkov V.V. Fast redistribution of boron impurity in silicon during ion irradiation. // Defect and Impurity Engineered Semiconductors and Devices II. (Mat.Res.Soc.Simp.Proc.1998).

Vol. 510, Pittsbug, PA, p.411–416.

28. Бузынин А.Н., Воронков В.В., Лукьянов А.Е. Плазмостимулированное низкотемпературное перераспределение примеси в Si.// Известия РАН, серия "Поверхность", 2000, N 4, с.88–92.

29. Buzynin A.N., Luk'yanov A.E., Osiko V.V., Voronkov V.V. Non–equilibrium impurity redistribution in Si. // Nuclear Instrum. and Methods in Physics Research, B, 2002, N 186, p.366–370.

30. Дублицевич В.М., Бузынин А.Н., Лукьянов А.Е., Бутылкина Н.А. Выявление неоднородностей структуры и электрических свойств кремния электронно–зондовыми методами. // Изв. АН СССР, сер. физич.,1984, т.48, № 12, с. 2444–2446.

31. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А., Лукьянов А.Е., Осико В.В., Поройкова Е.В., Татаринцев В.М., Эйдензон А.М. Электрически активная структура V–G– областей кристаллов кремния, полученных методом Чохральского // Изв.

АН СССР, сер. физич., 1988, т. 52, № 7, с. 1387–1390.

32. Бузынин А.Н., Заболотский С.Е., Калинушкин В.П., Лукьянов А.Е., Мурина Т.М., Осико В.В., Плоппа М.Г., Татаринцев В.М., Эйдензон А.М.

Крупномасштабные электрически активные примесные скопления в кристаллах кремния, выращенных методом Чохральского. // ФТП, 1990.

т.24. № 2, с. 264–270.

33. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А., Гричевский И.Б., Лукьянов А.Е., Осико В.В., Поройкова Е.В., Татаринцев В.М., В.Аль Шаер. Определение характеристик электрически активных дефектов кристаллов кремния // Изв. АН СССР, сер. физич., 1990, т. 53, № 1, с. 288–292.

34. Бузынин A. H., Лукьянов А. Е., Аль Шаер В., Калмыков Д.В., Харитонова, К.Ю. Расчеты контраста РЭМ–изображений микродефектов кристаллов кремния // Изв. АН СССР, сер. физич., 1992, т. 55, № 3, с. 45–49.

35. Buzynin A.N., Zaikin P.N., Zolotarev A.A., and Lotov V.V. Computer simulation and interpretation in spectrometric detection of microstructures. // Computational Mathematics and Modeling, 1994, Vol. 5, No. 2, p. 187–188.

36. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А., Лукьянов А.Е., Осико В.В., Татаринцев В.М., Эйдензон А.М. Электрически активные дефекты V-G– областей кристаллов кремния, полученных методом Чохральского Материалы всесоюзной конференции по электронной микроскопии, т.2. Сумы, 1988, с.76–79.

37. Бузынин А.Н.. Дементьев Ю.С. Уразгильдин И.Ф., Лукьянов А. Е., Приходько Т.Л. Образование бездефектной зоны в кремниевых пластинах при отжиге // Изв. АН СССР, сер. физич., 1983, т 47, № 6, с. 1136–1140.

38. Kalinushkin V.P., Buzynin A.N., Yuryev V.A., Astafiev O.V. and Murin D.I. On the Nature of Large–Scale Defect Accumulations in Czochralski-Grown Silicon. // Proc. of Sixth Intern. Conf. on Defect Recognition and Image Processing in Semiconductors, Inst. Phys. Conf. Ser., N 149, 1996, p.219–224.

39. Калинушкин В.П., Бузынин А.Н., Мурин Д.И. Применение упругого рассеяния света среднего ИК–диапазона для исследования процесса внутреннего геттерирования в кремнии. // Микроэлектроника, 1996, 5, с.136–142.

40. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А.. Гричевский И.Б., Лукьянов А.Е., Татаринцев В.М.. Способ геттерирования быстродиффундирующих примесей в кремнии. Авт. свидет. СССР № 1752125, 1992.

41. Astafiev O.V, Бузынин А.Н., Kalinushkin V.P. Application of elasticmid-IR scattering for inspection of internel gettering. // Proc.5th Int. Sci. and Busines Technologi "Silicon'96", Roznov pod Radhostem, v.2, 1996, p.45–52.

42. Астафьев О.В., Бузынин А.Н., Бувальцев А.И., Мурин Д.И., Калинушкин В.П., Плоппа М.Г. Классификация крупномасштабных примесных скоплений в легированных бором кристаллах кремния, выращенных методом Чохральского. // ФТП, 1994, т. 28, № 4, с. 407–415.

43. Astafiev O.V., Buzynin A.N., Kalinushkin V.P., Murin D.I. and Yuryev V.A.

Possibility of application of elastic mid–IR scattering for inspection of gettering operation. // Proc. of Sixth Intern. Conf. on Defect Recognition and Image Processing in Semiconductors, Inst. Phys. Conf. Ser., No 149, 1996,p.343–348.

44. Калинушкин В.П., Бузынин А.Н., Мурин Д.И., Юрьев В.А., Астафьев О.В.

Применение упругого рассеяния света среднего инфракрасного диапазона для исследования процесса внутреннего геттерирования в кремнии, выращенном методом Чохральского. // ФТП, 1997, т. 31, № 10, с.1158– 1163.

45. Бузынин А.Н, Бузынин Ю.Н., Орлов Ю.Н., Блецкан Н.И., Дементьев Ю.С., Соколов Е.Б. Способ получения лент кремния. Авт. свидет. СССР №1082074, 1984.

46. Бузынин А.Н., Бутылкина Н.А., Дементьев Ю.С., и др. Применение РЭМ для определения условий образования неоднородностей в кристаллах антимонида индия. // Изв. АН СССР. Сер. физ. 1987, т. 51, №3, с.361–367.

47. Бузынин А.Н., Королева Е.А. Последние достижения в области получения монокристаллов кремния. // Зарубежная электронная техника, 1985, с. 68– 108.

48. Алешин А.А., Бузынин А.Н. Современые проблемы выращивания монокристаллов кремния. // Доклады международной конференции “Кремний 2004”, Иркутск, 2004.

49. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Дементьев Ю.С., Марков В.Г., Соколов А.М. Способ выращивания монокристаллов соединений AIIIBV.

Авт. свидет. СССР. № 1522795, 1989.

50. Бузынин А.Н, Осико В.В., Бузынин Ю.Н, Татаринцев В.М., Воронков В.В., Абросимов Н.В., Богатырев С.Ф. Устройство для вытягивания полых кристаллических кремниевых изделий. Авт. свидет. СССР №4121173, 1988.

51. Бузынин А.Н., Орлов Ю.Н., Осико В.В., Татаринцев В.М., Заичко В.В..

Устойчивость роста, морфология и слоистые неоднородности бестигельных кристаллов кремния. // Материалы X Сов. по получению профилированных кристаллов и изделий способом Степанова, Л., 1986, с.255–260.

52. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Заичко В.В., Блецкан Н.И., Червоный И.Ф. Способ выращивания монокристаллов кремния. Авт.

свидет. СССР № 1422728, 1988.

53. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Гричевский И.Б., Заичко В.В., Клочков В.С., Червоный И.Ф., Казимиров Н.И. Индуктор для бестигельной зонной плавки. Авт. свидет. СССР №1429604, 1988.

54. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Заичко В.В., Кравцов А.А., Червоный И.Ф. Способ и устройство для получения монокристаллов кремния. Авт. свид. СССР №1422727, 1988.

55. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Заичко В.В., Кравцов А.А., Червоный И.Ф. Устройство для получения монокристаллов кремния. Авт.

свидет. СССР. № 1508613, 1989.

56. Бузынин А.Н, Осико В.В., Татаринцев В.М., Заичко В.В., Кравцов А.А., Червоный И.Ф. Способ и устройство для получения монокристаллов кремния Авт. свидет. СССР № 1603843, 1990.

57. Бузынин А.Н., Осико В.В., Татаринцев В.М., Воронков В.В. Способ получения монокристаллов кремния. Авт. свидет. СССР №1365743, 1987.

58. Бузынин А.Н., Осико В.В., Воронков В.В., Татаринцев В.М., Марков В.Г., Т.В. Маслова, А.М. Соколов. Способ получения кристаллов соединений AIIIBV. Авт. свидет. СССР №1452220, 1988.

59. Бузынин А.Н., Антонов В.А., Осико В.В., Татаринцев В.М. Общие черты двойникования кристаллов кремния и соединений AIIIBV // Изв. АН СССР, сер. физич., 1988, т. 52, № 10, с. 1889–1894.

60. Бузынин А.Н., Заичко В.В., Осико В.В. Татаринцев В.М. Условия нарушения бездислокационного роста и стабильности расплавленной зоны при выращивании кристаллов кремния методом бестигельной зонной плавки. // Кристаллография. 1989, т. 33, с. 208–214.

61. Бузынин A.H., Лукьянов А.Е. Осико В.В., Татаринцев В.М. Электрически активные дефекты кристаллов кремния. // Рост кристаллов, т.19, М.:Наука, 1991, с.169–180.

62. Buzynin A.N., Buzynin Yu.N., Belyaev A.V., Luk’yanov A.E. and Rau E.I.

Growth and defects of GaAs and InGaAs films on porous GaAs substrates. // Thin Solid Films, 2007, v. 515, p. 4445–4449.






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

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.