Атомная и электронная структура поверхности и фазообразование в многослойных композициях на основе кремния

Пархоменко, Юрий Николаевич

Атомная и электронная структура поверхности и фазообразование в многослойных композициях на основе кремния тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

Пархоменко, Юрий Николаевич АВТОР

доктора физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Москва МЕСТО ЗАЩИТЫ

2000 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.10 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Атомная и электронная структура поверхности и фазообразование в многослойных композициях на основе кремния»

Автореферат диссертации на тему "Атомная и электронная структура поверхности и фазообразование в многослойных композициях на основе кремния"

На правах рукописи

УДК 537.311.533.9:621.315.592:546.281 ' ^ ОД

5 ШП №

ПАРХОМЕНКО ЮРИИ НИКОЛАЕВИЧ

АТОМНАЯ II ЭЛЕКТРОННАЯ СТРУКТУРА ПОВЕРХНОСТИ II ФАЗООБРАЗОВАИИЕ В МНОГОСЛОЙНЫХ КОМПОЗИЦИЯХ НА ОСНОВЕ КРЕМНИЯ

Специальность 01.04.10 - фшшсп полупроводников и диэлектриков

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва-2000

Работа выполнена на кафедре материаловедения полупроводников Московского государственного института стали и сплавов (Технологический университет).

Научный консультант: доктор технических наук,

профессор Кожитов Л.В.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Георгобиани А.Н.

доктор физико-математических наук, профессор Герасименко H.H.

доктор физико-математических наук, профессор Тодуа П.А.

Ведущая организация - Институт кристаллографии РАН

Зашита диссертации состоится «</?> 2000 г. в

■? О часов на заседании диссертационного ученого совета Д.053.08.06 при Московском государственном институте стали и сплавов (Технологическом университете) по адресу: 117936, г. Москва, Ленинский проспект, дом 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного института стали и сплавов (Технологического университета).

Автореферат разослан ^¿¿-¿¿^ 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор физико-математических наук, профессор Гераськин В.В.

взуз.лл^оз & г $9. 2.51,03

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Кремний обладает уникальным сочетанием свойств, делающим его незаменимым материалом микроэлектроники.

Легированные монокристаллы и поликристаллы кремния, различные соединения на его основе, и прежде всего оксиды, нитриды, силициды, аморфный кремний позволяют получать материал с необходимыми диэлектрическими, полупроводниковыми и проводящими свойствами не только на поверхности, но и в объеме кристаллов кремния («скрытые слои»).

Установление взаимосвязи атомной и электронной структуры поверхности кремния, влияния механических напряжений, температуры и разупорядоче-ния на электронную структуру приповерхностных слоев, закономерностей процессов фазообразования в скрытых диэлектрических и проводящих слоях гете-роструктур на основе 81 необходимо для более глубокого понимания фундаментальных основ строения твердого тела в целом, поиска, изучения и практического использования ранее неизвестных эффектов и явлений, определяющих дальнейшее развитие микроэлектроники. Решение этих проблем необходимо для целенаправленного, научно-обоснованного изменения свойств материала при изготовлении приборных структур, так как открывает возможность управления процессами фазообразования, формирования межфазных границ, дефек-тообразования, диффузии, а также для научных, технических и технологических задач в смежных отраслях науки и техники: катализе, эмиссионной технике, технологии выращивания кристаллов и др.

В микроэлектронике уже более двадцати лет наблюдается повышенный интерес исследователей к поверхности полупроводников и границам раздела полупроводник-диэлектрик, полупроводник-металл. В настоящее время наиболее важным направлением в микроэлектронике является создание трехмерных интегральных схем. Весьма перспективным и уникальным способом получения многоуровневых схем со скрытыми диэлектрическими и проводящими слоями является ионно-лучевой синтез (ИЛС). Для успешного применения этого метода необходимо иметь информацию о физических процессах и явлениях в тонких

приповерхностных слоях синтезируемых структур, на границах раздела фаз полупроводник-диэлектрик, полупроводник-проводящий слой.

В настоящее время нет единого подхода к установлению корреляционной взаимосвязи между атомной и электронной структурой поверхности, к оценке влияния упругих напряжений, температуры и разупорядочения на электронную структуру приповерхностных слоев кремния. Процессы фазообразования в неравновесных условиях скрытых диэлектрических и проводящих слоев в твердом теле изучены недостаточно. Существующие представления по этим вопросам или противоречивы, или неоднозначны [1,2]. Различие трактовок во многом определяется тем, какие методы исследования были выбраны авторами (как правило, используют один-два метода) и какими технологическими приемами были сформированы скрытые слои. В этом смысле нам более перспективным представляется подход, основанный на применении комплекса взаимодополняющих методов, обеспечивающего однозначную интерпретацию экспериментальных данных.

Такое понимание совокупности указанных выше проблем и определило цель настоящей работы.

Целью работы являлось установление взаимосвязи между атомной и электронной структурой, переход от чистой поверхности кремния (представляющей собой объект фундаментальных исследований) к реальным поверхностям и границам раздела и установление закономерностей процессов фазообразования в многослойных композициях на основе кремния.

щих слоев в кремнии, позволяющих однозначно интерпретировать экспериментальные результаты; 3) определение влияния атомной структуры, механических напряжений, температуры и разупорядочения на электронную структуру приповерхностных слоев кремния; 4) разработка модели атомных механизмов процессов фазообразования скрытых диэлектрических 512И20- и проводящих Со312-слоев, полученных методом твердотельного синтеза; 5) установление оптимальных технологических параметров процессов формирования многослойных структур на основе гидрогенизированных слоев аморфного кремния для оптимизации технологии и повышения эффективности фотопреобразователей.

Настоящая работа является результатом обобщения частью научно-исследовательских работ, которые проводились на кафедре материаловедения полупроводников и в лаборатории микроэлектроники МИСиС, в том числе в соответствии с координационными планами АН СССР (шифр 1.14, 1.3); программой ГНТП "Новые материалы" (шифр проекта 06.03.) 1996-1998 гг.; межвузовской научно-технической программой "Перспективные материалы", разделы: "Материалы для микро- и наноэлектроники" и "Энергоресурсосберегающие технологии" 1998-2000 гг.; грантом ШТАБ и грантом по фундаментальным исследованиям в области электроники и радиотехники 1998-2000 гг.

Научная новизна.

1. Предложен качественно новый подход к решению поставленных в работе задач, базирующийся на научно-обоснованном выборе ряда взаимодополняющих стандартных методов (ДМЭ, ЭОС, РФС, УФС, ХПЭЭ, ВИМС, электронная микроскопия и др.), а также на разработанных и реализованных оригинальных методиках, обеспечивающий однозначную интерпретацию экспериментальных данных.

неквадратичные смещения поверхностных атомов, коэффициент термического расширения, температура Дебая и значения усредненного внутреннего потенциала в поверхностном слое. Установлена взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода электрона на атомарно-чистых поверхностях (111) кремния электронного и дырочного типов проводимости. Построены электронные модели исследованных поверхностей.

3. На основании установленных закономерностей влияния температуры и упругих напряжений на электронную структуру приповерхностных слоев предложены энергетические схемы приповерхностной области Si (100) в зависимости от температуры и упругой деформации.

4. Установлено влияние разупорядочения в кремнии на электронную структуру на основании экспериментальных данных, полученных методом РФС, и на последующем их сопоставлении с результатами расчета методом рекурсии модельных структур.

Показано, что переход к разупорядоченному метастабильному состоянию в кремнии может быть описан как процесс введения дефекта в структуру кристалла и релаксации структуры вокруг этого дефекта. Переход к структуре валентной зоны, характерной для аморфного полупроводника, определяется нарушением ближнего порядка в окрестности дефекта.

5. Впервые описаны процессы "достехиометрического" ионного синтеза оксинитрида кремния. Исследованы поведение растворенных в кремнии азота и кислорода и особенности образования новой фазы, определена химическая природа образующегося диэлектрика. При этом:

- предложен новый метод анализа сложного рентгеновского фотоэлектронного спектра, позволяющий, в частности, определять химические состояния кремния в системе Si-N-О методом РФС;

- впервые показано, что при обычно используемых температурах имплантации (350...650 °С) в скрытом слое оксинитрида кремния при формирующем его отжиге не образуются преципитаты термодинамически устойчивых фаз SisN^, Si02 и S^^O;

- показано, что при "достехиометрическом" ионном синтезе скрытого диэлектрического слоя путем имплантации ионов кислорода и азота и отжига

в кремниевой матрице образуются зародыши стехиометрического оксинит-рида кремния, структура которого описывается моделью неупорядоченной молекулярной сетки кремниевых тетраэдров.

6. Предложен атомный механизм процесса фазообразования на различных этапах и их последовательность при формировании скрытых слоев CoS^ методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в кремниевых пластинах Si(100) в неравновесных условиях. Детально изучены процессы, происходящие на каждой стадии процесса фазообразования.

Показано, что радиационные дефекты способствуют образованию зародышей CoSi2 непосредственно во время ионной имплантации, уменьшая энергетический диффузионный барьер, а их ассоциации являются центрами зароды-шеобразования новой фазы CoSi2.

Выявлено, что на начальной стадии фазообразования во время имплантации образуются зародыши сходной с матрицей ориентации - А-типа (равноосной, близкой к сфероидальной форме, ограненной плоскостями {100} и {111}). Различие удельных объемов зародыша и матрицы приводит к упругой дефор-. мации, которая снимается за счет возникновения двойникующих дислокаций, зародыши А-типа трансформируются в «двойниковые» зародыши В-типа (вытянутой формы с длинными когерентными границами вдоль плоскостей {111}). В условиях малых концентраций Со термодинамически более выгоден рост зародышей В-типа, чем А, так как упругие искажения, вносимые пластинчатыми зародышами минимальны. При дальнейшем росте фазы дисилицида кобальта в областях с большой плотностью когерентных зародышей существенное влияние поверхностного натяжения приводит к преимущественному росту зародышей А-типа и формированию сплошного слоя с резкой межфазной границей.

Определены параметры диффузии ионно-имплантированного Со в Si в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда. Эффективная энергия активации диффузии кобальта в матрице кремния составила 0,50...0,72 эВ. Для расчета Qjf* при разных температурах отжига использовали две методики: по изменению ширины на полувысоте профиля распределения Со, полученного методом ВИМС; и с помощью метода просвечи-

вающей электронной микроскопии высокого разрешения при исследовании размеров зародышей до и после высокотемпературного отжига.

Установлена зависимость влияния дозы имплантации на параметры слоев CoSi2. Определена критическая доза, начиная с которой происходит рост сплошного слоя дисилицида кобальта.

Разработана модифицированная версия программы TRIM, позволяющая моделировать процесс имплантации с учетом дозы и эффектов торможения ионов из-за увеличения плотности решетки и травления поверхности при известной скорости распыления.

Практическая значимость работы.

1. Создан комплекс исследовательского оборудования и аппаратуры, позволяющий в условиях сверхвысокого вакуума ~10'8 Па получать различными способами (скол, ионная бомбардировка, отжиг) атомарно-чистую поверхность и исследовать в условиях одного эксперимента ее электрофизические и химические свойства, атомную и электронную структуру рядом методов: измерение контактной разности потенциалов и определение работы выхода электрона (авторское свидетельство № 1681209), метод дифракции медленных электронов, электронная оже-спектроскопия, рентгеновская и ультрафиолетовая фотоэлектронная спектроскопия и др.

2. Установлены закономерности процессов фазообразования при ионном синтезе в твердой фазе в неравновесных условиях (влияние дозы имплантации, плотности ионного тока, температуры постимплантационного отжига), необходимые для целенаправленного изменения свойств материала при изготовлении приборных структур, управления процессами фазообразования, формирования межфазных границ, дефекгообразования, диффузии.

3. Определены оптимальные технологические условия ионного синтеза слоев CoSi2, позволяющие получать скрытые проводящие слои дисилицида кобальта с заданной толщиной и высоким качеством гетерострукгур Si/CoSij/Si. Эти гетероструктуры при малой толщине скрытого слоя могут стать основой для создания транзисторов повышенного быстродействия на "горячих" элек-

тронах, а при больших толщинах проводящих слоев - контактных слоев и многоуровневых межсоединений в ИС.

4. Дан ряд практических рекомендаций для научно-обоснованной оптимизации технологии получения многослойных структур на основе гидрогенизиро-ванных сплавов аморфного кремния, повышена эффективность многокаскадных фотопреобразователей:

- снижение потока германийсодержащего газа на 25 % дало прирост спектральной чувствительности первого каскада PiIiNi-структуры на 6-8 %;

- повышение усредненной эффективности солнечных элементов за счет оптимизации коротковолновой спектральной чувствительности (оптимизации слоя с собственной проводимостью третьего каскада 1з);

- рекомендовано в промышленном производстве снизить толщину буферного слоя ZnO для повышения квантовой эффективности в области длинных и средних волн. Уменьшение толщины ZnO с 450 до 200 нм повысило квантовую эффективность на 0,2 %;

- повышение выхода годных солнечных элементов за счет промышленной доработки оборудования и устранения меди и серебра во всех Р- и ZnO-слоях.

В результате проведенной работы КПД солнечных батарей повышен на 0,5ч-0,8 абс.% (с 7,9 до 8,7%).

5. Полученные в диссертационной работе результаты и разработанные методики используются в курсах лекций "Физическое материаловедение полупроводников" и "Спектроскопические методы исследования твердых тел", в постановке и выполнении дипломных работ студентами кафедры материаловедения полупроводников МИСиС.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту.

1. Экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности кремния "поверхностной фазы" толщиной ~1 нм со своими структурными, динамическими и электрофизическими характеристиками, отличными от объема.

Экспериментальные результаты исследования атомной структуры поверхности (111) (размер поверхностной элементарной ячейки, межплоскостные расстояния в приповерхностном слое, усредненный внутренний потенциал) и динамических свойств поверхностных слоев (среднеквадратичные смещения, коэффициент термического расширения и характеристическая температура Де-бая).

2. Комплекс экспериментальных результатов по влиянию атомной структуры, механических напряжений, температуры и разупорядочения на электронную структуру приповерхностных слоев кремния.

3. Модель разупорядочения и его влияние на структуру валентной зоны кремния. Результаты сопоставления экспериментальных и расчетных данных, свидетельствующие о том, что переход к разупорядоченному состоянию в кремнии можно рассматривать как процесс изменения ближнего порядка, связанный с изменением структурирования ближайших окружений в системе.

4. Метод анализа сложного рентгеновского фотоэлектронного спектра, позволяющий определять химические состояния кремния в системе $¡-N-0 при исследовании слоев, полученных методом ионного синтеза.

5. Модель структуры (стехиометрическая неупорядоченная молекулярная сетка кремниевых тетраэдров) скрытого диэлектрического слоя оксинитрида кремния, полученного ионным синтезом в твердой фазе.

6. Атомный механизм процесса фазообразования скрытых слоев Со512, полученных методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в кремниевых пластинах 81(100).

Влияние радиационных дефектов на образование и рост зародышей Со512 двух типов.

Влияние упругой (ДОс) и поверхностной (Д05) энергий на морфологию зародышей растущей фазы дисилицида кобальта.

Параметры диффузии ионно-имплантированного Со в в процессе пост-имплантационного отжига на стадии созревания Оствальда.

Влияние технологических параметров ионно-лучевого синтеза (дозы имплантации, скорости набора дозы, температуры отжига) на структуру и свойства скрытых слоев СоБ^.

7. Ряд практических рекомендаций по оптимизации технологии получения многокаскадных фотоэлектрических структур на основе аморфного кремния с целью повышения их эффективности.

Апробация работы.

Основные результаты исследований, изложенные в диссертации, и ее научные положения докладывались и обсуждались на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: IV Республиканской конференции по вопросам микроэлектроники, Тбилиси, 1980; Всесоюзном симпозиуме по физике поверхности твердых тел, Киев, 1983; VII Всесоюзном симпозиуме по электронным процессам на поверхности полупроводников и границе раздела полупроводник-диэлектрик, Новосибирск, 1983; XII Всесоюзной конференции по микроэлектронике, Тбилиси, 1987; Всесоюзной конференции по диагностике поверхности, Каунас, 1988; Всесоюзной конференции "Поверхность-89", Черноголовка, 1989; Всесоюзном семинаре "Энергетическая структура неметаллических кристаллов с различным типом химической связи", Ужгород, 1991;. Всесоюзном совещании "Аморфные гидрогенизированные полупроводники и их применение" Ленинград, 1991; Российских конференциях "Микроэлектроника-94-99", Москва, 1994, 1999; 1-st International Conference "Materials for microelectronics", Spain, Barselona, 1994; 10-th International Conference on Secondary Ion Mass Spectrometry and Related Teclmigues, Munster, October, 1995; 6-th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Switzerland, 1995; Российской научно-технической конференции, Москва, 1995; EMRS-96,-97,-98, Strasburg, France, 1996, 1997, 1998; 10-th International Conference on Ion Beam Modification of Materials (IBMM-96), USA, 1996; Первой Всероссийской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния. Москва, 1996; 43rd International Field Emission Symposium (IFES'96) Russia, Moscow, 1996; 7-th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Goteborg, 1997; Международной конференции по росту и физике кристаллов, Москва, 1998; ГОВМ-98, Amsterdam, Holland, 1998; Всероссийской научно-технической конференции "Микро- и наноэлектроника-98", Звенигород, 1998; Third International Conference

"Single crystal growth, strength problems, and heat mass transfer", Obninsk, 1999; 8th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Sevilla (Spain), 1999, на научном семинаре ИХПМ, Москва, 1999 г.; Второй Российской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологии получения легированных кристаллов кремния ("Кремний-2000"), Москва, 2000 г.; на Ученом Совете факультета ПМП МИСиС и семинарах кафедры материаловедения полупроводников.

Публикации.

По теме диссертации опубликовано 57 работ, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и выводов. Материал изложен на ¿93 страницах, включает рисунков, 2 2. таблиц и библиографический список из 20% наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулирована цель работы, определены ее научная новизна и практическая значимость. Приведены основные положения, выносимые на защиту, перечислены конференции, совещания и семинары, на которых докладывались основные результаты работы и ее научные положения.

В первой главе представлено экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности "поверхностной фазы" толщиной ~1 нм со своими структурными и электрофизическими характеристиками, отличными от объема. Установлены взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода электрона, а также влияние упругих напряжений, температуры и разупорядоче-ния на электронную структуру приповерхностных слоев кремния.

Изучение атомной структуры поверхности (поверхностной элементарной ячейки, межплоскостных расстояний в направлении нормали к поверхности, ус-

редненного внутреннего потенциала в поверхностном слое, среднеквадратичных смещений поверхностных атомов и температуры Дебая) и взаимосвязи между атомной структурой и работой выхода электрона проводили на установке ДМЭ, модернизированной для совместных дифракционных и электрофизических исследований поверхности (in situ) с использованием одной электронной пушки, специально разработанной для этих измерений. Исследовали образцы пи р- типов проводимости с различной степенью легирования.

По данным ДМЭ непосредственно после скола поверхность Si (111) имеет метастабильную структуру (2x1). В вакууме (~5iO's Па) при 300 К структура (2x1) устойчива в течение нескольких суток. При стимулирующем воздействии различных факторов (нагрев до 150 °С, адсорбция малых количеств паров воды (на порядок менее монослоя) при Рщо = 410"6 Па, высокоэнергетический электронный луч) она необратимо переходит в стабильную структуру (1x1). Для Si(lll)-(lxl) при энергии первичного пучка электронов 65 эВ определены следующие характеристики поверхностного слоя: температура Дебая 9S = 402 К, среднеквадратичные смещения атомов (Пи2)"1 = 0,098±0,005Л, межплоскостное

расстояние d,= 3,23±0,01А и усредненный внутренний потенциал К/ = 5 эВ.

--------о о

Значения тех же параметров для объема: 0V= 546 К, (£/*v)"2 =0,075 А , d„=3,12 А и F„v= 12 эВ, достигаются при энергии первичного пучка 285 эВ и угле падения

30°, что соответствует глубине проникновения электронов —1 нм.

Установлено, что непосредственно после скола на поверхности Si (111) -(2x1) термодинамическая работа выхода электрона (РВЭ) для образца п-типа проводимости (КЭФ, р = 0,006 Ом ' см) равна 4,87±0,05 эВ и при структурной перестройке поверхности (2x1) -> (1x1) она возрастает до значения 5,27+0,05 эВ. Для образца р-типа проводимости (КДБ, р=0,005 Ом'см) РВЭ составляет 5,02 эВ и в момент структурного перехода уменьшается до 4,80 эВ. При длительной выдержке в вакууме (НО"6 Па) происходит монотонное уменьшение РВЭ по логарифмическому закону до стабилизации ее значения на уровне 4,72 эВ и 4,62 эВ для п- и р-типов проводимости соотвественно. Уменьшение РВЭ связано с адсорбцией воды (кинетика имеет логарифмический характер). Показано, что независимо от структуры поверхности для кристаллов n-типа проводимости края объемных зон у поверхности изогнуты вверх, а для р-типа - вниз.

Наблюдаемое изменение РВЭ при структурном переходе (2x1) —> (1x1) в предположении постоянства ширины запрещенной зоны в приповерхностном слое, вероятно связано с увеличением энергии сродства и изменением изгиба зон из-за изменения энергетического положения зон заполненных и незаполненных поверхностных состояний в запрещенной зоне.

С помощью метода характеристических потерь энергии электронами (ХПЭЭ) на плазмонах по температурной зависимости энергетического положения пика "поверхностного" и "объемного" плазмонов определено изменение коэффициента термического расширения приповерхностных слоев Si(100) и (111) относительно объема (as/av)si(ioo) = 3,1, (ots/ctv)si(iii) = 5,1. Термическое расширение поверхности Si (111) больше, чем Si(100) из-за большего энгармонизма атомов на поверхности Si (111). Для Si (100) по температурному (от 373 до 573 К) уширению максимумов "поверхностного" и "объемного" плазмонов установлено, что среднеквадратичная амплитуда колебаний атомов в приповерхностном слое в 3,4 раза больше, чем в объеме.

Изучение влияния температуры и упругих напряжений на структуру валентной зоны, положение уровня Ферми, поверхностный изгиб зон и термодинамическую РВЭ в приповерхностных слоях Si (100) проводили методом УФС в сверхвысоком вакууме (~10"8 Па). Источником возбуждения фотоэлектронов служило излучение Не1 (21,22 эВ). Полученная информация относится к слою толщиной -1-2 нм. Энергетическое разрешение, зависящее от ширины линии фотоэлектронного спектра, составляло 40 мэВ (оно складывается из ширины УФ-линии 20 мэВ и аппаратурного уширения, равного 0,1 % от значений анализируемых энергий). Для очистки от оксидов и загрязнений изучаемые поверхности подвергали бомбардировке ионами аргона с последующим отжигом. Контроль за чистотой поверхности осуществляли методом оже-спектроскопии.

Уф-спектр, полученный от поверхности Si (100) при температуре 273 К (рис. 1), представляет собой кривую с тремя ярко выраженными пиками в области 2,7, 6,7 и 9,2 эВ по шкале энергий связи, что соответствует электронам р-, (s+p)- и s-симметрии в валентной полосе кремния.

4 Л

Б+Р

Кинетическая энергия, эВ

Рис. 1. УФ - спектр эталонного кремния

По крага низкоэнергетической части спектра были получены значения термодинамической РВЭ (<р). По высокоэнергетическому краю спектра путем линейной экстраполяции определяли положение потолка валентной зоны Еу относительно уровня Ферми Ей на поверхности - (Ей - Еу)5- Для спектра на рис. 1 ф = 4,75 ± 0,05 эВ, (Ей - Еу)5 = 0,29 ± 0,05 эВ. На спектре хорошо видно расщепление пика, ответственного за р-состояния электронов в валентной зоне (100). Расщепление пика, по-видимому, связано с наличием поверхностной фазы, обладающей структурными и электронными характеристиками, отличными от объема. Существование такого поверхностного слоя подтверждают структурные исследования, проведенные методом ДМЭ (см.выше). Исходя из высказанных соображений, каждый пик разделяли на два, один из которых соответствовал плотности состояний объемной фазы (с индексом V), другой -"поверхностной фазы" (с индексом э). Энергетические положения пиков, отвечающих за р5- и Эз - ,рт- и зу-состояния электронов, приведены в табл. 1. Наряду с энергетическим смещением максимумов при повышении температуры происходит увеличение интенсивности пика, ответственного за р5-состояния электронов, и уменьшение интенсивности пика, ответственного за бз-состояния. Это

коррелирует с тем, что коэффициенты термического расширения поверхности (КТР5) и объема (КТРУ) различны, причем КТР3 > КТРУ; повышение температуры приводит к еще большему "разрыхлению" поверхности по сравнению с объемом и, значит, доля р3-состояний на поверхности возрастает, а доля 55-состояний уменьшается.

Таблица 1.

Энергетические положения пиков, отвечающих за р,- н 5,-, ру- и ву-состояния

электронов

Образец Т, к Энергетическое положение пиков, эВ

Р5 Ру 8,

51(100) 73 273 723 1,75 1,62 1,62 3,09 2,97 3,07 7,63 7,63 7,27 9,46 9,37 9,17

КНС 273 1,51 2,92 7,20 9,20

Из экспериментальных (ф и (Ер - Еу)3) и расчетных (Еру и Ев) данных определяли величину загиба зон на поверхности У5 и энергию сродства к электрону х- Загиб зон монотонно уменьшается с повышением температуры. При этом сродство к электрону остается постоянным (в пределах ошибки эксперимента). По этим данным была построена зонная схема поверхности 51 (100) в зависимости от температуры образца.

Для исследования влияния механических напряжений на электронную структуру поверхности Б! (100) в качестве объектов исследования были выбраны гетероэпитаксиальные слои кремния на сапфире - КНС (КЭФ, р = 5 Ом' см) толщиной 0,6 мкм. Упругие напряжения в слое Б! вызваны различием КТР и параметров решеток кремния и сапфира. По данным спектроскопии комбинационного рассеяния значения механических напряжений составляют 1,3' 109Па на границе раздела кремний-сапфир и 5,510е Па на свободной поверхности кремния. На УФ-спектре, полученном от гетероэпитаксиального слоя КНС, обнаружено смещение пиков, ответственных как за объемные ру- и Бу-состояния электронов, так и за поверхностные р5- и з3-состояния. "Поверхностные" пики смещаются на величину, примерно в 2 раза большую, чем "объемные". Причем в обоих случаях р- составляющая связи увеличивается. Это, по-видимому, свя-

зано с тем, что при двухосном сжатии наибольшее изменение межплоскостных расстояний испытывают приповерхностные слои. Для упругодеформированного кремния обнаружено увеличение работы выхода на 0,2 эВ по сравнению с ненапряженным кремнием, что связано с увеличением энергии сродства к электрону. Построена энергетическая схема приповерхностной области упругодеформированного Si (100).

Рассмотрено влияние разупорядочения атомной структуры на структуру валентной зоны кремния. Для выявления особенностей электронной структуры, чувствительных к изменениям атомного порядка материала, оценки роли дефектных релаксированных метастабильных состояний и связанных с ними изменений топологии в формировании электронной структуры был использован метод рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии высокого разрешения. Экспериментальные результаты сопоставлены с расчетными данными.

В качесте объекта, моделирующего аморфные структуры различной степени разупорядоченности, использовали поверхность (111) монокристаллического кремния, полученную сколом в сверхвысоком вакууме (р = 10~8 Па) и подвергнутую бомбардировке ионами аргона (Ер= 3...5 кэВ) в течение 3 и 15 мин. Проведение эксперимента in situ позволяет исключить влияние загрязнений и наиболее достоверно проследить изменения в электронной структуре при разу-порядочении.

В исходном РФ-спектре (после скола) наблюдали р-, s+p-, s-пики, отражающие состояние 5р3-гибридизации атомов в структуре кристаллического кремния с энергетическим положением 2,5; 6 и 9 эВ. При увеличении степени аморфизации происходит сближение пиков, соответствующих эмиссии электронов из s+p- и s-состояний. При больших степенях аморфизации наблюдается сглаживание s+p- и s-областей спектра. Наблюдается сдвиг пика, отвечающего эмиссии из р-состояний, в сторону меньших энергий связи. В конечном спектре, снятом с образца после 15 мин. бомбардировки, этот сдвиг составил 1,0 эВ. Также происходит увеличение вклада состояний s-типа в формирование структуры валентной зоны.

Основной задачей расчета являлось изучение влияния метастабильных дефектных состояний и связанных с ними изменений топологии на электрон-

ную структуру кремния при разупорядочении. В расчетах использовали кластерный подход, был выбран стандартный метод рекурсии в приближении ближайших соседей, основанный на последовательном учете взаимодействий атомов с их непосредственными соседями при формировании электронной структуры.

Результаты расчета локальных плотностей состояний для кристаллического кремния (эталона) подтверждают разделение валентной зоны кристаллического кремния на р-, Б+р-, Б-области: при энергии 2,8 эВ преобладает вклад состояний р-типа, в области 6 эВ - б- и р-типа, а при 9 эВ - э-типа.

Сопоставление результатов эксперимента и расчета электронной структуры валентной зоны показывает, что энергетические положения пиков валентной зоны для монокристаллического кремния в экспериментальных спектрах практически совпадают с расчетными положениями пиков валентной зоны эталона. Экспериментальные значения интенсивности и полуширины пиков эмиссии из р-, Б+р-, э-состояний отличаются от расчетных. Это связано с различием сечений ионизации б- и р-состояний кремния (для стз</азр = 3,4), с существованием ненулевой дисперсии по энергии в первичном потоке рентгеновского излучения (ДЕР~ 0,25 эВ), а также с использованием параметров уширения при расчете.

При разупорядочении и в экспериментальных, и в расчетных спектрах наблюдается увеличение вклада состояний э-типа в формирование структуры валентной зоны и сдвиг р-пика в сторону края валентной зоны. Переход к непрерывной структуре спектра в области э+р- и Б-состояний при высоких степенях аморфизации хорошо согласуется с изменениями топологической суммы локальных плотностей состояний после минимизации энергии. Поэтому можно сделать вывод о том, что изменение плотности состояний при переходе к разу-порядоченному метастабильному состоянию отражает изменение топологии структуры в целом. Изменения структуры валентной зоны при разупорядочении отражают не только изменения расположения ближайших соседей, но и связанные с ними изменения структуры взаимного расположения окружений атомов в целом, происходящие при общем уменьшении направленности связи. Поскольку топологическая сумма отражает "взаимодействие" атомов, образующих замкнутую фигуру связей, то можно предположить, что переход к разупорядо-

ченному метастабильному состоянию в кремнии происходит через изменение взаимного расположения атомов по замкнутым фигурам (кольцам) связей. Изменения числа атомов в кольце и их взаимного расположения отражают изменения в структурировании ближайших окружений атомов.

Во второй главе рассмотрены процессы фазообразования при ионном синтезе скрытых диэлектрических слоев в кремнии, имплантированном атомами кислорода и азота.

Показано, что самым перспективным методом синтеза скрытых диэлектрических слоев является метод SIMON (Separation by Implanted Oxygen and Nitrogen), основанный на имплантации в кремний ионов кислорода и азота. Однако сложность поведения системы, состоящей из двух реактивных примесей в кремнии, делает необходимым проведение детальных исследований для достижения максимальной эффективности ионного синтеза, снижения дозы имплантации, температуры и длительности отжига и улучшения качества получаемых структур. Неизвестна, в частности, химическая природа синтезируемой фазы. Существующие взгляды на природу оксинитрида кремния, получаемого различными методами, сводятся к тому, что в зависимости от метода получения он может представлять собой гетерогенную смесь SijNi и Si02 либо смесь на молекулярном уровне. Вопрос о химической природе ионно-синтезированных слоев оксинитрида кремния требовал изучения.

В процессе решения поставленных задач были разработаны методы и методики исследования скрытых диэлектрических слоев с помощью ЭОС и РФС. Разработана методика послойного анализа методом ЭОС на большую (около 500 нм)глубину.

Предложен метод анализа сложного спектра РФС и его применение для исследования системы Si-N-O. Несмотря на увеличение разрешения РФ-спекгров Si2p путем элиминирования (исключения) из них линий Si2piß, его не хватает для выделения пиков всех химических состояний Si в соединениях с О и N (рис. 2). В особенности это относится к парам пиков состояний Si в таких конфигурациях кремниевых тетраэдров, как Si-1 Si2N21 и Si-1 Si301, Si-1 SiN31 и Si-1 Si2NO I, Si-1 SiN201 и Si-1 Si2021. В то же время видно, что состояния Si,

близкие по энергии, сильно различаются по соответствующим им концентрациям N и О. Сущность метода анализа сложного спектра РФС заключается в наложении на множество возможных разложений неразрешающегося спектра условия соответствия результатам количественного анализа, проведенного по спектрам всех элементов.

Таким образом дополнительная информация, позволяющая облегчить анализ сложного спеюра РФС, может быть извлечена из спектров РФС остальных элементов того же образца. Физическое обоснование метода состоит в том, что при анализе методом РФС различие в глубинах выхода электронов, характерных для энергий Si2p, N1 s и Ois, невелико (в пределах 20 % от 1,8 нм для Ois до 2,2 нм для Si2p), и информация о количественном составе анализируемого слоя относится практически к одному и тому же слою образца (для сравнения в случае анализа методом ЭОС глубины выхода регистрируемых электронов для тех же элементов различаются почти в 2,5 раза).

Далее описаны результаты исследований, целью которых было выяснение природы оксинитрида кремния, образующегося при гетерогенном ионном синтезе скрытых диэлектрических слоев.

О-Si. Q-N, в-О.

Si(Si-|Si4| тетраэдры)

,Qà SUNjO (Si-|NjO|)

QÏ Si02(Si-|04| тетраэдры)

99 100 101 102 103 E' эВ

Рис. 2. Энергия пика Si2p в тетраэдрах Si-1 SixNMOv |(Я. + ц+ у = 4)

Известны эффекты генерирования как азота из атмосферы отжига на преципитатах ЗЮг, так и кислорода из объема кремния, выращенного методом

Чохральского, на границе S1/S13N4. Поэтому образцы, имплантированные только кислородом или только азотом, также исследовали с точки зрения образования оксинитрида кремния.

Ионы 0+ и/или N* последовательно имплантировались с энергией 150 кэВ в кремниевые подложки n-типа ориентации (100) при температурах 650 и 350 °С. Суммарная доза имплантации для каждого образца - 1,8 • 1017 см'2, при этом для образцов, имплантированных обоими типами ионов, соотношение доз N:0 составило 2:1. После имплантации производился отжиг при температуре 1200 °С в течение 2 ч. в азоте.

Для образца, имплантированного только азотом, РФ-спектр Si2p3/2 до отжига состоит только из пиков кремния, связанного с азотом. Среди них 51 % не связанного с азотом кремния, 11 % тетраэдров конфигурации Si- |Si3N|, 21 % Si-1 Si2N21, 14 % Si-1 SiN31 и всего 3 % Si-1 N41. При отжиге концентрация кислорода, геггерированного слоем, увеличивается и в спектре Si2p3/2 появляются пики "смешанных" состояний Si: 17 % Si-1 SLt 1, 14 % Si-1 Si3N 1,7% Si-1 Si2N21, 20 % Si-1 SiN31, 30 % Si-1 N41, 5 % Si-1 SiN201, 6 % Si-1N301. Таким образом, кислород, гетгерируемый из объема образца при ионном синтезе скрытого слоя Si3N4, включается в состав образующейся новой фазы, представляющей собой оксинитрид кремния.

В образце, имплантированном только кислородом, концентрация кислорода до отжига оказалась недостаточной для появления каких-либо особенностей на спектре Si2p3/2 (кислород растворен в кремнии и не образует с ним хи-мическихсоединений). На рис. 3 представлены спектры Si2p3/2 эталонного образца (тонкий слой естественного Si02 на Si) и образца, имплантированного кислородом и отожженного.

Сдвиг пика Si(Si02) по сравнению с Si(Si) составляет 4,45 эВ, в то время как эталонное значение сдвига - 3,9 эВ. Кроме того, по сравнению со значением, полученным от эталона, наблюдается уширение пика Si(Si02). Смещение пика Si(Si02) относительно эталонного может быть связано с тем, что зародыши Si02, находясь в решетке кремния, испытывают напряжения сжатия, что сказывается на электронной структуре и, как следствие, на энергии связи (это соответствует результатам Главы 1). Уширение пика, вероятно, связано с разбросом

значений размеров преципитатов и соответствующих напряжений. Этим данным соответствуют энергетические сдвиги пиков Ois и О KLL, которые для данных образцов максимальны. Энергетический сдвиг пика Nls также максимален для образцов, имплантированных кислородом, из чего можно сделать вывод, что азот, геттерируемый скрытым слоем предположительно из атмосферы отжига, локализован в преципитатах БЮг-

10 -1-Я-1-'-1-1-1-1-г

-2 0 2 4 6 8

ДЕ, эВ

Рис. 3. Спектры 312рз/2 от эталонного образца £¡02/51 (1) и от кремния, имплантированного кислородом и подвергнутого отжигу (2).

Результаты разложения спектров Б12рз/2 образцов, имплантированных обоими типами реактивной примеси, изображены на рис. 4. Во всех спектрах присутствуют пики состояний кремния, связанного одновременно с азотом и кислородом. Была сделана попытка разложения спектров отожженных образцов на пики состояний кремния, связанного только с кислородом или только с азотом. Такое разложение означало бы, что исследуемый оксинитрид - чистая гетерогенная смесь оксидов и нитридов кремния, но оно оказалось невозможным: на спектре оставался провал, который можно заполнить только пиками состояний кремния, связанного с кислородом и азотом. Для образца после низкотемпературной имплантации это состояние с конфигурацией кремниевых тетраэдров , площадь пика которого не менее 5 % от общей площади низкоэнергетического пика кремния, что соответствует 6 % всего азота и 17 % всего кислорода в образце.

Рис. 4. Результаты разложения РФ-спектров Б12рз/2 на пики химических состояний кремния для образцов, подвергнутых низкотемпературной (а, в) и высокотемпературной (б, г) имплантации ионов кислорода и азота, до отжига (а, б) и после отжига (в, г).

Для образца после высокотемпературной имплантации это состояние с конфигурациями Б!- Ы202| и с общей площадью пиков не менее 5 %

от площади пика кремния, что соответствует содержанию 5 % всего азота и 30% всего кислорода. Таким образом, минимальное количество атомов кислорода, входящего в состав оксинитрида кремния, больше в образце после высокотемпературной имплантации. Поскольку общая концентрация кислорода в этом образце меньше, можно сделать вывод, что наблюдаемые состояния 51-1 N„0.1.« I не образовались из соединений 51зИ4 и БЮг при ионном распылении образцов.

Показано, что исследуемые слои не соответствуют модели гетерогенной смеси оксидов и нитридов кремния. Методами рентгеноструктурного анализа в скрытом слое не обнаружено зародышей 51зЫ4 и 512Ы20. Присутствие пиков соответствующих состояний на РФ-спектрах объясняется наличием таких состояний в неупорядоченной молекулярной сетке кремниевых тетраэдров.

Таким образом, оксинитрид кремния в скрытом диэлектрическом слое, формируемом методом ионного синтеза, независимо от температуры имплантации, представляет собой смесь оксида и нитрида кремния на молекулярном

уровне - неупорядоченную молекулярную сетку. Влияние температуры имплантации сказывается на составе скрытого диэлектрического слоя, но не на структуре образующегося при отжиге оксинитрида кремния.

В третьей главе проведено детальное изучение процесса фазообразования скрытых проводящих слоев C0S12, полученных методом твердотельного ионно-лучевого синтеза.

Для того, чтобы получить полную картину процесса фазообразования скрытых слоев CoSiî, был выбран комплекс взаимодополняющих аналитических исследовательских методов, позволяющих судить о химическом составе, структуре и электрофизических характеристиках этих слоев:

- вторичная ионная масс-спектрометрия (ВИМС);

- просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ);

- рентгеновская фотоэлектронная спектрометрия (РФС);

- рентгеновская дифрактометрия в различных дифракцж чных схемах;

- обратное Резерфордовское рассеяние и др.

Имплантацию ионов 59Со+ в кремниевые подложки (100) проводили с энергией 180 кэВ при разных дозах (5х1016; (1; 2; 3)х1017 см"2) и плотностях ионного тока (5, 15, 30, 80 мкА/см2). Такой выбор условий имплантации позволил рассмотреть процессы фазообразования на разных стадиях.

Для образования большого количества зародышей и роста фазы CoSiî с наибольшим пересыщением по Со использовали низкотемпературный отжиг (Т=600°С). Высокотемпературный отжиг (Т=1000...1150°С) проводили с целью формирования сплошного слоя CoS^ с резкими межфазными границами, а так же для отжига радиационных дефектов.

Установлено, что уже непосредственно во время имплантации в неравновесных условиях формируется фаза дисилицида кобальта. Данные РФС-анализа показали, что энергетическое положение пика Si2s - 150,0 эВ, соответствующего связям Si-Si, смещено в сторону меньших энергий на 0,2 эВ, что характерно для связей Si в CoSi2.

На РФС-спектре СоЗр наблюдали максимум в районе 80 кэВ, являющийся пиком плазмонных потерь и представляющий собой потерю энергии электронов

на коллективных электронных колебаниях в атомах, соединенных в упорядоченную структуру. Наблюдаемый пик плазмонных потерь с энергией =22 эВ связан с фазой CoSi2 (пик потерь на плазмонах в кремнии составляет 17 эВ). С этими результатами хорошо согласуются данные, полученные методом спектроскопии комбинационного рассеяния. Наличие пика на частоте 285 см'1 соответствует разрешенной колебательной моде объемного кристаллического CoSi2.

Методом рентгеновской дифрактометрии показано присутствие только одной фазы - CoSi2. Других соединений (CoSi, Co2Si), соответствующих диаграмме состояния Co-Si, обнаружено не было.

На появление фазы дисилицида кобальта непосредственно во время имплантации влияют следующие факторы:

1. CoSi2 вносит меньшие искажения, так как имеет решетку с кубической

сингонией и параметром 5,365 А, близким к параметру решетки Si, несоответствие решеток 1,2 %. CoSi имеет решетку с кубической сингонией, но параметр

решетки отличается на 18,2 % (4,426 A), a Co2Si имеет решетку с орторомбиче-ской сингонией (РЬС12 -4,918/3,737/7,109 А).

2. Небольшая растворимость Со в кремнии (предел растворимости при 450°С Ссо=Ю12см'3) приводит к образованию фазы с наименьшим содержанием Со, а именно CoSi2.

Движущей силой фазового превращения является стремление системы к уменьшению свободной энергии G. Главная особенность фазовых превращений в твердом состоянии связана с ролью упругих напряжений, вызванных разницей удельных объемов матрицы и новой фазы. Выигрыш в объемной энергии AGv должен теперь компенсировать проигрыш, связанный не только с образованием новых поверхностей раздела AGs , но и с упругим сопротивлением среды AGC:

AG=AGv + AGs + AGe>

где AGv ,AGs ,AGe - изменения свободной энергии, связанные с объемной, поверхностной и упругой составляющими.

Образование зародышей является началом фазового превращения, изменяющего кристаллическую структуру и химический состав, и приводит к воз-

никновению упругих напряжений из-за несоответствия решеток растущей фазы и матрицы.

Методом ПЭМ и рентгеноструктурного анализа показано наличие в слое зародышей двух типов: А-типа с ориентацией, аналогичной матрице, и В-типа -зародышей, ориентированных по двойникам (рис. 5). Зародыши А- и В-типа различаются по форме. Зародыши А-типа имеют равноосную, близкую к сфероидальной, форму и огранены плоскостями {100} и {111} с малоугловой ра-зориентацией, а зародыши В-типа - вытянутую форму с длинными когерентными границами вдоль плоскостей {111}.

Рис. 5. ПЭМ изображение высокого разрешения образца после имплантации кобальта (0=Г1017 см'2 Е=180 кэВ, ]=15 мкАУсм2)

Соотношение концентрации, размеров зародышей А- и В-типа и их распределение в матрице кремния зависит от режимов имплантации (доза, плотность ионного тока) и постимплантационного отжига (температура, время). Для объяснения этой зависимости нами предложена следующая схема.

В пересыщенном твердом растворе за счет флуктуаций концентрации Со образуется фаза дисилицида кобальта когерентная с матрицей - зародыши А-типа. Различие удельных объемов зародыша и матрицы приводит к упругой деформации, которая снимается за счет возникновения двойникующих дислокаций. Эту деформацию мы рассматриваем как «структурную» деформацию или деформацию с инвариантной плоскостью, т.е. двойникование с плоскостью

(111). В результате когерентный с матрицей зародыш А-типатрансформируется в «двойниковый» зародыш В-типа. В условиях малых концентраций Со термодинамически более выгоден рост зародышей В-типа, чем А, т.к. упругие искажения, вносимые пластинчатыми зародышами минимальны. Двойниковые зародыши растут по граням (110).

При дальнейшем росте зародышей В-типа и достижении ими размеров примерно 5-7 нм релаксация упругих напряжений происходит за счет образования дислокаций несоответствия, которые мы видим на картинах ПЭМ высокого разрешения (по картинам муара на зародышах). В результате релаксации напряжений упругая энергия AGC уменьшается, а поверхностная энергия AGS увеличивается и в этих новых условиях пластинчатым зародышам В-типа уже становится выгодно иметь равноосную форму и их дальнейший рост приостанавливается. Зародыши В-типа начинают растворяться и за их счет растут более термодинамически выгодные зародыши А-типа (конкурентный рост). В областях с большой плотностью когерентных зародышей А-типа (при уменьшении расстояний между зародышами их упругие поля перекрываются) выигрыш в упругой энергии за счет снятия напряжений с помощью двойникования становится невыгодным, т.к. взаимодействие упругих полей зародышей компенсирует составляющую, связанную с двойникованием. "Двойниковый" сдвиг и соответственно превращение зародышей А-типа в В-тип не происходит. Следствием этого, при больших дозах имплантации > 1 10|7см"2 (высоких пересыщениях) за счет увеличения поверхностной энергии зародыши А-типа становятся более устойчивыми. Именно поэтому по данным ПЭМ в максимуме профиля распределения Со наблюдаются зародыши А-типа, а на хвостах - В-типа.

Таким образом, морфология зародышей определяется совместным действием упругой (AGC) и поверхностной (AGS) энергий.

В процессе дальнейшего роста, когда зародыши новой фазы достаточно велики, а пересыщение мало, новые частицы не возникают, и определяющую роль начинает играть конкурентный рост зародышей, при котором крупные зародыши растут за счет растворения мелких. Этот процесс часто называют коагуляцией, он так же известен в литературе как рост Оствальда.

После высокотемпературного отжига, как показали результаты исследований методами ПЭМВР и рентгеноструктурного анализа, зародыши В-типа не были обнаружены, следовательно, они растворились. Все зародыши имели схожую с матрицей ориентацию А-типа.

На поздних стадиях формирования слоя укрупнение и коалесценция частиц являются конкурирующими процессами. При закритических дозах и при высокотемпературном отжиге происходит коалесценция зародышей, заполнение граней {111} гранями {100}, что приводит к образованию сплошных пла-нарных слоев CoSij. Сформированные слои имеют схожую с подложкой ориентацию, это подтверждается данными ПЭМВР (рис. 6).

Рис. 6. ПЭМ-изображение высокого разрешения образца после имплантации кобальта и высокотемпературного отжига (D = 310" см"2 Е= 180 кэВ, j = 15 мкА/см2)

На основании проведенного комплекса исследований предложена схема процесса фазообразования в неравновесных условиях скрытых проводящих слоев CoSi2, полученных методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в кремниевых пластинах Si (100). В этой модели известные фундаментальные процессы, такие как ионное торможение и образование радиационных дефектов, распад твердого раствора Si[Co] и образование зародышей новой фазы, рост зародышей, процесс коагуляции или созревание Оствальда и коалесценция последовательно переходят один в другой, а в некоторых случаях являются конкурирующими в процессе фазообразования.

С ростом фазы Со51г свободный Со диффундирует к зародышам СоБ^. При этом формирование и рост зародышей СоБ12 происходит в процессе имплантации в неравновесных условиях пересыщенного твердого раствора 51[Со].

Были определены параметры диффузии (0,фф, ионно-

имплантированного Со в в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда двумя методиками:

1.По изменению ширины профилей распределения Со, полученных методом ВИМС, для различных условий отжига (температура и время). Для решения этой задачи была выбрана обратная диффузия из бесконечно тонкого источника с ограниченной концентрацией. Из построенной зависимости изменения коэффициента диффузии от температуры была определена эффективная энергия активации диффузии, которая составила 0,5 эВ.

2. По изменению размеров зародышей после диффузионного отжига по изображениям, полученным методом ПЭМВР. Для рассчета использовали тео-ретичекую модель, описанную Лифшицем-Слезовым для процесса созревания Оствальда. В этом случае эффективная энергия активации диффузии составила 0,72 эВ.

При формировании же слоев СоБ12 другим методом (путем осаждения Со на поверхность кремния и последующего отжига) энергия активации диффузии составляла по разным данным 1,28...2,80 эВ [3,4].

Столь быстрая диффузия в нашем случае при ионно-лучевом синтезе, по-видимому, связана с рядом факторов, уменьшающих эффективную энергию активации процесса диффузии:

- большой концентрацией радиационных дефектов;

- градиентом упругих напряжений, связанных с разностью параметров решетки и СоБЬ;

- диффузией атомов Со на короткие расстояния, вызванной большой концентрацией зародышей новой фазы.

Перераспределение Со происходит непосредственно во время имплантации (обратная диффузия), тем самым влияя на форму профиля распределения. Форма профиля распределения Со, полученного методом ВИМС, с увеличением дозы имплантации от МО17 до ЗЮ" см'2 качественно изменяется от гауссо-

вой до П-образной. Максимум интенсивности профиля распределения Со имеет близкое значение к атомной концентрации Со в соединении CoSi2 (33 ат%), что свидетельствует о формировании сплошного слоя уже во время имплантации. Доза имплантации 21017 см"2 является критической, выше которой слой становится сплошным уже во время имплантации. Пик распределения Со с увеличением дозы смещается к поверхности, поскольку при высокодозовой имплантации происходит: распыление поверхности вследствие увеличения времени имплантации; постоянное увеличение плотности мишени в результате изменения химического состава мишени - процесса фазообразования CoSi2; перераспределение Со вследствие обратной диффузии и образования слоя соединения.

Для определения условий имплантации была модернизирована программа TRIM, в которую был введен учет дозы имплантации и эффектов высокодозовой имплантации (травление поверхности и увеличение плотности мишени). Рассчитаны величины среднего проекционного пробега ионов Rp и дисперсии ARP. Сопоставление расчетных профилей с экспериментальными результатами ВИМС позволило оценить толщину распыленного слоя и скорость травления.

Для анализа упругих напряжений в сформированных гетероструктурах использовали рентгеновскую дифрактометрию высокого разрешения в различных дифракционных схемах и спектроскопию комбинационного рассеяния.

Причиной появления напряжений в слое является разница параметров решетки и коэффициентов термического расширения (КТР) дисилицида кобальта и кремния.

По угловым расстояниям между пиками от подложки кремния и слоя CoSi2 на рентгеновских кривых качания, полученных в разных геометриях съемки, определяли периоды решетки CoSi2 в направлении, перпендикулярном (ai) и параллельном (ац) к поверхности. По сдвигу экспериментальных пиков относительно объемного CoSi2 рассчитывали деформацию кристаллической решетки CoSi2 в слое в перпендикулярном (ej.) и параллельном (£ц) направлении. Расчет проводили по отражению (400) с использованием коэффициента Пуассона 0,43, принимая модуль Юнга, равным 144 ГПа. Результаты расчетов приведены в табл. 2.

Таблица 2

Значения периода и деформации кристаллической решетки скрытого проводящего слоя СоБЬ.

Доза имплантации Вид термообработки ах.нм ац,нм аоб,нм ех,% Е||,% о» ГПа

2'1017см"2 - 0,5368 0,5326 0,5364 -0,45 0,34 0,26

2'1017см'2 Высокотемпературный отжиг 0,5396 0,5315 0,5364 -0,85 0,64 0,92

3'1017см'2 - 0,5335 0,5381 0,5364 -0,54 0,32 0,46

3'1017см"2 Низкотемпературный отжиг 0,5340 0,5381 0,5364 -0,45 0,32 0,49

31017см'2 Высокотемпературный отжиг 0,5318 0,5395 0,5364 -0,86 0,58 0,81

Видно, что слои дисилицида кобальта сжаты в направлении, перпендикулярном к поверхности пластины, и растянуты в параллельном направлении. После низкотемпературного отжига при 600°С абсолютное значение деформации изменилось незначительно, а после высокотемпературного отжига (1000... 1150°С) возросло в ~1,8 раза. Увеличение напряжения в слое CoSi2 происходит из-за образования сплошного слоя CoSi2 и увеличения степени когерентности границы CoSi2/Si.

Непосредственно после имплантации при D = 2Ю"17см"2, Е = 180 кэВ, j = 15 мкА/см2 наблюдается явная асимметрия кривых качания, что выражено в более плавном уменьшении интенсивности сигнала слева от пика, т. е. появлении так называемого крыла, которое исчезает после отжига (рис. 7). Этот эффект может быть обусловлен двумя причинами. Первая - наличие слоя, который имеет параметр решетки больший, чем у подложки, что приводит к появлению когерентного рассеяния. Увеличение параметра решетки в этом слое обусловлено радиационными точечными дефектами межузельного типа. Вторая причина - наличие диффузного рассеяния на кластерах точечных дефектов вакансионного типа (некогерентное рассеяние).

Разделить вклад указанных факторов в общее рассеяние (кривая качания представляет собой интеграл по сечению обратного пространства в широких

пределах, которые определяются угловым размером окна детектора) можно в трёхкристальной схеме измерения, анализируя распределение интенсивности в направлении, перпендикулярном к вектору дифракции. Вставка на рис.7 - сечение обратного пространства в данном направлении (ш-сканирование). Для этого типа сканирования угловая ширина некогерентного рассеяния много больше, чем когерентного.

Д8, угл.сек

Рис. 7. Кривые качания имплантарованного Со+ (Б = 2х1017см'2):

1 - после имплантации; 2 - после отжига при 1000°С в течение 30 мин.

Сильное когерентное рассеяние локализовано в очень узком диапазоне обратного пространства (~12 угл.с). Такое рассеяние преобладает для всех образцов непосредственно после имплантации, что позволяет предположить, что "крыло" интенсивности обусловлено наличием слоя, в котором присутствуют радиационные точечные дефекты межузельного типа (межузельные атомы Б! и Со в кремнии). После высокотемпературного отжига (1150 °С) диффузное рассеяние не наблюдается, т. е. эти дефекты отжигаются.

Это подтверждается данными, полученными методом спектроскопии комбинационного рассеяния. Так, большая ширина пика, соответствующего рассеянию на колебательной моде чистого 51, свидетельствует о высокой плотности радиационных дефектов кремния. Пик комбинационного рассеяния после

двухступенчатого отжига становится уже, полуширина пика сравнима с полушириной эталона, что свидетельствует об отжиге радиационных дефектов.

Все образцы после высокотемпературного отжига имели низкое электросопротивление (~14 мкОм "см), измеренное четырехзондовым методом.

В четвертой главе приведены результаты изучения влияния технологических параметров (толщин слоев, распределения в них примеси, резкости границ раздела, процессов самодиффузии) на формирование многослойных фотоэлектрических структур на основе аморфного сплава кремния на подложке из нержавеющей стали с целью оптимизации технологии и повышения эффективности фотопреобразователей.

При формировании многослойных структур на основе гидрогенизирован-ных аморфных сплавов кремния особое значение имеет контроль толщины слоев, распределения в них примесей, резкости границ раздела, процессов самодиффузии. Для изучения многослойных структур типа «подложка-нержавеющая сталь/Ад-текстурированное зеркапо^пО/Ы^^/ЫгЬРг/НзЬРз/МОх/Ад-гребенча-тый контакт», используемых при производстве солнечных батарей на основе сплавов сс-БШ [5], применяли методы ВИМС, РФС и рентгеноструктурного анализа. Солнечные батареи были изготовлены разложением газовой фазы в высокочастотном тлеющем разряде.

С целью более полной утилизации солнечного спектра верхняя РзЬ^-структура формируется на базе сплава а-БШ с шириной оптической щели 1,75 эВ, средняя РгЬ^- на базе а-БШ с шириной оптической щели 1,7 эВ, а нижняя Р^М - на базе аморфного сплава а-51Се:Н, представляющего собой непрерывный ряд твердых растворов с вариацией ширины оптической щели от 1,4 до 1,7 эВ в зависимости от содержания ве. Для предотвращения встречного включения переходов Р|-М2, Р^-Из, Рз-1пО,< (вырожденный полупроводник) р-слои формируются в виде сильнолегированных микрокристаллических слоев. Легирование эффективно осуществляется при наличии фтора в плазме тлеющего разряда. Таким образом, имеем структуру типа «нержавеющая стальА^-текстурированное зеркало/2пО/а-31:Н:Р:Р/а-510е:Н/мк-а-51:Н:Р:В/а-51:Н:Р:Р/а-S¡:H/мк-S¡:H:F:B/а-Si:H:F:P/а-Si:H/мк-а-Si:H:F:B/InOx/Ag-гpeбeнчaтый контакт».

На рис. 8 приведены профили распределения элементов в солнечной батарее по глубине.

Время травления, мнн.

Рис. 8. Зависимости интенсивностей вторичных ионов В, С, О, F, Si, Р, Ge, Ag от времени травления

В слое Pi (mk-oc-Sí:H:F:B) по сравнению с Р2 и Рз обнаружена заниженная на 1-2 порядка интенсивность сигналов бора и фтора. И это при том, что легирование всех Р-слоев осуществлялось при одних и тех же режимах. Отличие состоит лишь в том, что слой Pi формировался на подложке варизонной структуры, представляющей собой сплав ct-S¡Ge, a Р2- и Рз-слои осаждались на аморфный кремний.

Для объяснения этого явления была предложена следующая модель. Сплав a-S¡Ge:H характеризуется повышенным содержанием свободных связей Ge-Ge, меньшей плотностью структуры по сравнению с a-Si:H и высоким содержанием микропор [6]. Поэтому при выращивании следующего за ним слоя происходит «затягивание» всех компонентов газовой фазы «пористым» материалом подложки a-SiGe:H и последующие тонкие слои Pi и N2 формируются в порах a-SiGe.H в виде отдельных островков-включений. Площадь этих включений составляет -1-10 % от общей площади поверхности подложки, что и объясняет уменьшение интенсивности ВИМС-сигнала на 1-2 порядка. Известно, что

пористость сплава a-SiGe зависит от содержания в нем Ge и при уменьшении содержания Ge сплав становится более плотным. Для оптимизации свойств многокаскадных солнечных элементов были проведены технологические эксперименты по определению зависимости выходных характеристик от содержания Ge в Ii-слое. Снижение потока германийсодержащего газа (ОеНггермана) на 25% увеличило спектральную чувствительность на 6-8 %.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Развито новое направление в физике поверхности и физическом материаловедении полупроводников, заключающееся в установлении взаимосвязи между атомной и электронной структурой поверхности и закономерностей процессов фазообразования в многослойных композициях на основе кремния, позволившее глубже понять природу и роль поверхностной фазы и основы процессов фазообразования скрытых диэлектрических и проводящих слоев при ионно-лучевом синтезе.

1. Представлено экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности кремния «поверхностной фазы» толщиной -1 нм со своими структурными и электронными характеристиками, отличными от объемных.

• Для чистых поверхностей Si (111) и (100) с помощью комплекса методов (ДМЭ, ЭОС, ХПЭЭ, КРП) определена атомная структура поверхности: поверхностная элементарная ячейка, межплоскостные расстояния в поверхностном слое, среднеквадратичные смещения поверхностных атомов, коэффициент термического расширения, температура Дебая и значения усредненного внутреннего потенциала в поверхностном слое.

• Установлена взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода электрона на атомарно-чистых поверхностях Si (111) электронного и дырочного типа проводимости. Изменение работы выхода электронов при структурном переходе (2x1)—>(1x1) связывается с увеличением энергии сродства к электрону и изменением изгиба зон в результате смещения энергетического положения зоны заполненных и зоны незаполненных поверхностных состояний в запрещенной зоне. Показано, что независимо от структуры поверхности на кристаллах n-типа проводимости края объемных зон у поверхности загнуты вверх, а на

кристаллах р-типа - вниз. Построены электронные модели исследованных поверхностей.

• Изучено влияние температуры и упругих напряжений на электронную структуру приповерхностных слоев 51(100). Построены энергетические схемы приповерхностной области 51(100) с учетом температуры и упругой деформации.

С повышением температуры максимумы плотности р5- и б5-состояний электронов (поверхностной фазы) смещаются в сторону, соответствующую уменьшению энергии связи, и увеличивается интенсивность максимума, ответственного за р5-состояния электронов. Это коррелирует с тем, что коэффициенты термического расширения поверхности (КТР5) и объема (КТР„) различны, причем КТР3 больше КТР„. Повышение температуры приводит к еще большему "разрыхлению" поверхности по сравнению с объемом и, значит, доля р3-состояний на поверхности возрастает.

Впервые в упругодеформированном кремнии обнаружено смещение пиков, ответственных как за объемные, так и за поверхностные состояния электронов. "Поверхностные" пики смещаются на величину примерно в 2 раза большую, чем "объемные". Это связано с тем, что при двухосном сжатии наибольшее изменение межплоскостных расстояний испытывают приповерхностные слои.

Для поверхности Б1 (100) изучено влияние температуры и упругих напряжений на работу выхода электрона и положение уровня Ферми относительно потолка валентной зоны на поверхности.

• Методом XIШЭ по температурным зависимостям положения пиков «поверхностного» и «объемного» плазмонов определено изменение коэффициента термического расширения приповерхностных слоев (100) и Б1 (111) относительно объема (аз/ауЬ.ооо) = 3,1, (а^/иу^ои) =5,1.

Для (100) при повышении температуры от 373 до 573 К происходит уширение пиков плазменных колебаний, связанное с локальными флуктуация-ми электронной плотности (электрон-фононным взаимодействием). Среднеквадратичная амплитуда колебаний атомов в приповерхностном слое в 3,4 раза

больше, чем в объеме. Результаты согласуются с данными, полученными методом ДМЭ, и объясняются ослаблением связей в приповерхностном слое.

2. Изучено влияние разупорядочения в кремнии на электронную структуру путем сопоставления экспериментальных данных, полученных методом РФС, с результатами расчета модельных структур методом рекурсии.

• Методом РФС получены спектры валентных электронов атомарно-чистой поверхности кремния (111), полученной сколом в вакууме (10~9 Па), а также после ее аморфизации бомбардировкой ионами аргона. Установлено, что в спектре валентных электронов после аморфизации происходит сглаживание (s+p)- и s-областей спектра, увеличение вклада состояний s-типа и сдвиг р-состояний в сторону меньших энергий на 1,0 эВ.

• Для расчета плотности состояний электронов в валентной зоне аморфн-зованного материала предложена следующая структурная модель: разупорядо-чение в аморфном состоянии представляется как введение дефекта (вакансии, бивакансии) в выделенный, ограниченный объем кристалла (базисный объем) с последующей релаксацией структуры вокруг дефекта до метастабильного состояния по всему базисному объему. Результаты эксперимента качественно и количественно согласуются с расчетом. Это позволяет сделать вывод, что электронная структура валентной зоны аморфизованного кремния определяется нарушением ближнего порядка: статистически неоднородным изменением по сравнению с кристаллом длин (энергии) и углов связи в ближайшем окружении каждого атома и появлением пятичленных колец связей. Предложенная модель отличается от общепринятого определения аморфного состояния как структуры, в которой имеется ближний порядок и отсутствует дальний порядок.

3. Изучен механизм процесса фазообразования скрытых диэлектрических и проводящих слоев, сформированных методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе.

• Исследовано химическое состояние элементов в скрытых диэлектрических слоях, полученных имплантацией ионов 0+ и/или N* в кремний при различных температурах имплантации и последующих отжигов.

Показано, что спектры Si2p3/2 имплантированных кислородом и азотом слоев содержат пики, относящиеся к атомам кремния, связанным как с различ-

ным количеством атомов только кислорода или только азота, так и с атомами кислорода и азота одновременно. Поэтому эти слои не описываются моделью гетерогенной смеси диоксида и нитрида кремния. Диэлектрический слой представляет собой кремниевую матрицу с зародышами стехиометрического окси-нитрида кремния, структура которого соответствует неупорядоченной молекулярной сетке кремниевых тетраэдров различных конфигураций.

• Предложен атомный механизм процесса фазообразования на различных этапах и их последовательность при формировании скрытых слоев CoSi2 в пластинах Si (100) методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в неравновесных условиях. Детально изучены процессы, происходящие на каждой стадии процесса фазообразования.

В рамках модели фазообразования показано, что радиационные дефекты, возникающие во время ионной имплантации, способствуют образованию слоев CoSi2, понижая энергетический диффузионный барьер, а их ассоциации являются центрами зародышеобразования новой фазы CoSi2.

Методом ПЭМ определено, что в процессе высокодозовой имплантации ионов кобальта в нагретые до 450 °С пластины Si(100) образуются зародыши дисилицида кобальта двух типов: А и В. Зародыши А-типа имеют ориентацию, аналогичную матрице, зародыши В-типа - двойниковую ориентацию. Зародыши А- и В-типа различаются по форме. На начальной стадии фазообразования во время имплантации образуются зародыши А-типа (равноосной, близкой к сфероидальной, формы, ограненной плоскостями {100} и {111}). Различие удельных объемов зародыша и матрицы приводит к упругой деформации, которая снимается за счет возникновения двойникующих дислокаций, зародыши А-типа трансформируются в «двойниковые» зародыши В-типа (вытянутой формы с длинными когерентными границами вдоль плоскостей {111}). В условиях малых концентраций Со термодинамически более выгоден рост зародышей В-типа, чем А, так как упругие искажения, вносимые пластинчатыми зародышами минимальны.

чительной стадии роста стремление системы к уменьшению поверхностной энергии приводит к формированию сплошного слоя с резкой межфазной границей.

• Анализ рентгеновских кривых качания показал, что тетраэдрически искаженная решетка дисилицида кобальта растянута параллельно поверхности и сокращена в направлении, перпендикулярном к поверхности пластины. После отжига напряжения возрастают, что свидетельствует об увеличении степени когерентности границы СоБ^/Б! при образовании сплошного слоя СоБ12. Во всех образцах после имплантации наблюдается слой, в котором присутствуют радиационные точечные дефекты межузельного типа (межузельные атомы и Со в кремнии). После высокотемпературного отжига не наблюдается диффузное рассеяние, т. е. эти дефекты отжигаются.

• Определены параметры диффузии ионно-имплантированного Со в в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда. Эффективная энергия активации диффузии кобальта в матрице кремния О составила 0,50...0,72 эВ.

Столь быстрая диффузия обусловлена: большой концентрацией радиационных дефектов; градиентом упругих напряжений, связанным с разностью параметров решетки и Со31г; диффузией атомов Со на короткие расстояния, обусловленой большой концентрацией зародышей новой фазы. Все эти факторы уменьшают эффективную энергию активации процесса диффузии.

4. Предложен качественно новый подход к решению поставленных в работе задач, базирующийся на научно-обоснованном выборе ряда взаимодополняющих стандартных методов (ДМЭ, ЭОС, РФС, УФС, ХПЭЭ, ВИМС, электронная микроскопия и др.), а также на разработанных и реализованных оригинальных методиках, обеспечивающий однозначную интерпретацию экспериментальных данных. Создан комплекс исследовательского оборудования и аппаратуры, позволяющий в условиях сверхвысокого вакуума ~ 10'8 Па получать различными способами (скол, ионная бомбардировка, отжиг) атомарно-чистую поверхность и исследовать в условиях одного эксперимента ее электрофизические и химические свойства, атомную и электронную структуру рядом методов: измерение контактной разности потенциалов и опредление работы выхода элек-

трона (авторское свидетельство № 1681209), метод дифракции медленных электронов, электронная оже-спектроскопия, рентгеновская и ультрафиолетовая фотоэлектронная спектроскопия и др. Предложен и реализован ряд новых методик.

• Методика определения усредненного внутреннего потенциала кристалла и смещений атомов в направлении, нормальном к поверхности.

• Способ одновременного изучения (in situ) атомной структуры и работы выхода электрона, а так же химического состава методом ЭОС и работы выхода методом Андерсона.

• Метод анализа сложного спектра РФС и его применение для исследования системы Si-N-O. Сущность метода заключается в наложении условия соответствия результатам количественного анализа, проведенного по спектрам всех элементов, на множество возможных разложений неразрешающегося спектра. Физическое обоснование метода состоит в том, что при анализе методом РФС различия в глубине выхода электронов, характерных для пиков Si2p, Nls и Ois, невелики (в пределах 20%), так что информация о количественном составе, содержащаяся в этих пиках, относится к одному слою образца.

• Методика послойного анализа скрытых слоев методом ЭОС на большую (около 500 нм) глубину. Проблема устранения влияния изгиба образца на результаты измерения глубины кратера ионного травления решена с помощью параллельного дополнительного сканирования на профилометре или математической интерполяции изгиба.

• Разработана модифицированная версия программы TRIM, позволяющая моделировать процесс имплантации для любых значений дозы, учитывая эффект торможения ионов из-за увеличения плотности решетки и травление поверхности при известной скорости распыления. Рассчитана величина среднего проекционного пробега ионов Rp и дисперсии ARP. Из сопоставления расчетных профилей с результатами ВИМС оценены толщина распыленного слоя и скорость травления для определенных условий имплантации.

тур на основе аморфного сплава кремния на подложке из нержавеющей стали с целью оптимизации технологии и повышения эффективности фотопреобразователей.

• Показано, что длинноволновая спектральная чувствительность, соответ-ствую-щая первой PIN-структуре, зависит от толщины буферного слоя, обладающего достаточно высоким поглощением. Предложенное уменьшение толщины ZnO с 450 до 200 нм сохраняет функцию буферного слоя и снижает поглощение длинноволнового излучения, повышая, таким образом, эффективность тыльного серебряного зеркала и интегральный фототок нижней и средней структур каскада. Как показали результаты рентгеновских исследований, поглощение в области А. = 0,8 мкм в структурах с буферным слоем достаточно большой толщины возможно связано с образованием отдельной тройной фазы Zn-Ag-O.

• Для оптимизации свойств многокаскадного солнечного элемента проведены технологические эксперименты по определению зависимости выходных характеристик солнечного элемента от содержания Ge в Ii-слое, представляющем собой сплав cc-SiGe:H. Снижение потока германийсодержащего газа (GeHr германа) на 25 % дало ощутимый прирост (6-8 %) спектральной чувствительности первой PIN-структуры интегрального фототока.

В результате проведенной работы КПД солнечных батарей, выпускаемых на «Совлаксе», повышен на 0,5-^0,8 абс.% (с 7,9 до 8,7%). (Акт дан в приложении)

ЦИТИРУЕМАЯ ЛИТЕРАТУРА

1. A.E.White, K.T.Short, R.C.Dynes, J.P.Gamo and J.M.Gibson. Mesotaxy: Formation of buried single-crystal C0SÍ2 layers by implantation. // Mat.Rec.Soc.Symp.Proc. V.74, 1987, p.481-486

2. S.Mantl. Ion beam synthesis of epitaxial silicides: fabrication, characterization and applications. // Materials Science Reports. V.8, 1992, N.l/2. p.1-95

3. Мьюрарка Ш. Силициды для СБИС. /-М.: Мир, 1986. с. 176

4. D.R.Sparks.R.G.Cliapman and N.S.Alvi. Anomalous diffusion and gettering of transition metals in silicon. //Appl.Phys.Lett. 1986. V.49. N9. p. 525-527

5. В.П.Надоров, А.А.Полисан. Производство солнечных батарей на основе сплавов гидрогенизированного кремния. // Цветная металлургия. 1995. N8.

6. Й.Юкимото. Новые сплавы на основе кремния, получаемые в тлеющем разряде. // Аморфные полупроводники и приборы на их основе. Под.ред. С.Хамакавы, -М. Металлургия. 1983. С.158-170.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Пархоменко Ю.Н., Блиев А.П., Галаев A.A. Исследование атомной структуры и электронных свойств поверхности (111) кремния и арсенида галлия. /Тезисы докл. конф. по вопросам микроэлектроники, Тбилиси .-1980.

2. Пархоменко Ю.Н., Блиев А.П., Галаев A.A. Взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода на сколотой поверхности германия.// Кристаллография .- 1980 .- т.25 .- вып.4 .

3. Пархоменко Ю.Н., Гамосов JI.B., Галаев A.A. Исследование процесса многослойной адсорбции воды на атомарно-чистой поверхности (111) германия методом ДЭНЭ/ Тезисы докл. Всесоюзного симпозиума по физике поверхности твердых тел, Киев .-1983,- с.28.

4. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A. Атомная структура полярных граней арсенида галлия / Тезисы докл. Всесоюзного симпозиума по физике поверхности твердых тел, Киев .- 1983,- с.27.

5. Пархоменко Ю.Н., Свиридовский JI.C., Галаев A.A. Фотопроводимость и фото-эдс атомарно-чистой поверхности (111) кремния и германия / Тезисы докл. VII Всесоюзного симозиума по электронных процессам на поверхности полупроводников и границе раздела п/п-диэлектрик, Новосибирск .1983,- ч.1 .- с.45.

6. Пархоменко Ю.Н. , Галаев A.A., Горюнова И.И. Оптические переходы электронов на атомарно-чистой поверхности Si(l 1 l)-(2xl) // Поверхность .- 1984 .-№3 .-с. 51-53.

7. Пархоменко Ю.Н., Миляев В.А., Галаев A.A., Белоконов А.Н. Исследование сколотой поверхности кремния СВЧ и оптическим отражением // ФТП .-1985,- т. 19.- вып.2 .- с.385-390.

8. Пархоменко Ю.Н., Горюнова И.И., Галаев A.A., Выговская Е.А. Влияние температуры и механических напряжений на электронную структуру поверхности кремния (100) / Тезисы докладов XII Всесоюзная конференция по микроэлектронике, Тбилиси, ТГУ .- 1987 ,-ч.2 .- с.3-4.

9. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Горюнова И.И., Мустаев П.Т. Структура валентной зоны упругодеформированных слоев кремния/ Диагностика поверхности, тезисы оригинальных докладов Всесоюзной конф., Каунас .- 1988 .-с.50.

10. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Горюнова И.И. Термическое расширение поверхности (111) и (100) / Тезисы докладов Всесоюзной конференции «Поверхность-89», Черноголовка.- 1989.

П.Пархоменко Ю.Н., Горелик С.С., Горюнова И.И. Влияние кислорода на структуру поликристаллических пленок кремния. // Цветные металлы .- 1989 .-№11 .- с.83-86.

12.А.С. 1681209 СССР. Спрособ измерения работы выхода электронов из материалов / Ю.Н. Пархоменко, Н.В. Пенский .- 1991.

13. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Мильвидский A.M. Структурно-чувствительные особенности электронной структуры аморфного кремния. II Труды Всесоюзного семинара "Энергетическая структура неметаллических кристаллов с различным типом химической связи", Ужгород .- 1991.

14. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Мильвидский A.M. Структура валентной зоны аморфного кремния / Тезисы докладов Всесоюзн. совещания "Аморфные гидрогенизированные полупроводники и их применение", Ленинград .-1991.

15. Пархоменко Ю.Н., Чарный Л.А., Данилин А.Б. Features of buried dielectric layers: ion beam synthsis in silicon. // Mat.Sei. & Eng. .- 1992 .- V.15 .-p.244-248.

16. Пархоменко Ю.Н., Мильвидский A.M., Галаев A.A. Структурно-чувствительные особенности валентной зоны при разупорядочении кремния // Кристаллография .- 1993 .-т.38 .- вып.З .- с.181-184.

17. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Борун А.Ф., Горюнова И.И. Исследование процессов окисления кремния в структуре со скрытым слоем оксинитри-

да кремния / Тезисы докладов Российской конференции "Микроэлектроника-94", Москва .- 1994 .- с. 219-220.

18. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Борун А.Ф., Горганова И.И. Исследование фазового состава скрытого слоя оксинитрида кремния, полученного методом ионного синтеза / Тезисы докладов Российской конференции "Микроэлектроника-94", Москва .- 1994 .-с. 221-222.

19. Пархоменко Ю.Н. , Галаев A.A., Борун А.Ф., Горюнова И.И. Study of low dose ion syntesis with separate and sequential high and low temperature of implantation of oxygen and nitrogen into silicon // 1-st International Conference "Materials for microelectronics", Spain, Barselona .- 1994 .- P.227-228.

20. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Борун А.Ф., Горганова И.И. Silicon oxidation after the fonnatoon of buried silicon oxynitride layer // 1-st International Conference "Materials for microelectronics", Spain, Barselona .- 1994 .- P.279-280.

21. Пархоменко Ю.Н. , Галаев A.A., Полисан A.A. Выговская E.A. SIMS Stüde of Multilayered Hydrogenized Silicon Solar Seils // 10 th International Conference on Secondary Ion Mass Spectrometry and Related Technigues, Munster, October.- 1995.

22. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Борун А.Ф., Данилин А.Б. XPS measurements of SIMON SOI: an attempt to take account of the effect of homogenisation during ion sputtering on the sub-stoichiometric silicin oxynitride // 6th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Switzerland.-1995 .- QA-49.

23. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Борун А.Ф., Данилин А.Б. XPS spectra analysis with quantitative data criterion // 6th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Switzerland.-1995 .- QA-50.

24. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Горюнова И.И. The effect of temperature and mechanical stresses on the electronic structure of silicon (100) surface // 6th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Switzerland .-1995 .-, QA-51.

25. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Горюнова И.И., Торопова O.B. Фазовый состав скрытого слоя оксинитрида кремния / Российская научно-техническая конференция, Москва .- 1995,- с. 153.

26. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Горюнова И.И., Торопова О.В. Изучение процессов окисления кремния в КНИ-структурах / Российская научно-техническая конференция, Москва .- 1995,- с. 154.

27. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Подгорный Д.А. Щербачев К.Д. Investigation of buried conducting cobalt disilicide layers in silicon // E-MRS Symposium 1, Strasborg, France .- 1996 .- I-I/P13.

28. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Борун А.Ф. Горюнова II.И., Торопова О.В. Изучение процессов фазообразования при ионном синтезе скрытых диэлектрических слоев оксинитрида кремния в кремнии // Поверхность: физика, химия, механика .- 1996 .- № 9 .- с. 34-41.

29. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, D.A. Podgomy , K.D.Chtcherbatchev Study of phase composition in buried CoSi2 layers obtained by ion implantation // Simposium I: New trends in ion beam processing of materials, Strasbyrg .-1996.

30. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, D.A. Podgorny, V.B. Ufimtsev Ion beam sinthesis of buried CoSi2 layers in silicon // 10-th International Conference on Ion Beam Modification of Materials (IBMM-96), USA .- 1996.

31. Пархоменко Ю.Н., Выговская E.A., Галаев A.A, Полисан А.А. Солнечные элементы каскадного типа на основе аморфного кремния на подложке из нержавеющей стали / Тезисы докладов Первой Всероссийской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния, Москва .- 1996 .- c.l 11.

32. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Горюнова И.И., Торопова О.В. Процессы фазообразования при ионном синтезе скрытых слоев оксинитрида кремния в кремнии / Тезисы докладов Первой Всероссийской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния, Москва .- 1996 .- с.114.

33. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Подгорный Д.А., Уфимцев В.Б. Ионный синтез скрытых проводящих слоев дисилицида кобальта в кремнии / Тезисы докладов Первой Всероссийской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния, Москва .- 1996 .- с.115.

34. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А. Изучение закономерностей фазообра-зования в скрытых проводящих слоях силицидов, полученных методом ионного синтеза // Известия высших учебных заведений. Цветная металлургия 5, Москва, МИСиС .- 1996 .- с.60-65.

35. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, D.A. Podgorny, K.D.Chtcherbatchev Study of phase composition in buried CoSi2 layers obtained by ion implantation // 43rd International Field Emission Symposium(IFES'96) Russia, Moscow.- 1996.

36. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, A.F.Borun. XPS Spectra Analysis with Quantitative Data Criterion // Advanced perfofmance materials .- 1997 .- V.4 .- N 2.

37. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, D.A. Podgorny, K.D.Chtcherbatchev Phase formation of CoSi2 layers in Si(100) obtained by ion implantation // 7-th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis Goteborg .June .- 1997 .- p.393.

38. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, D.A. Podgorny, K.D.Chtcherbatchev. Perfection of CoSi2 layers in Si(100) obtained by ion implantation // ICAM - 97 E-MRS-97,Strasbourg (France).- 1997.

39. Пархоменко Ю.Н., А.А.Галаев, Подгорный Д.А., Щербачев К.Д. Ионный синтез скрытых проводящих слоев CoSi2 в кремнии // Цветная металлургия .- 1997,-№ 11.

40. Пархоменко Ю.Н., А.А.Галаев. Влияние температуры и упругих напряжений на электронную структуру поверхности кремния (100) // Известия Вузов, Материалы электронной техники .- 1998 .- №2 .- с.40-43.

41. Parkhomenko Yu.N., A.A.Galaev, K.D.Chtcherbatchev et. all Structural analysis of buried conductiong CoSi2 layers formed in Si by high dose Co ion implantation // Journal of Crystal Growth .- 1998 .- v.187.- p.435-443.

42. Пархоменко 10.H., А.А.Галаев, Д.А.Подгорный. Изучение фазообра-зования в скрытых слоях CoSi2, полученных методом ионной имплантации // Кристаллография .- 1998 .- т.43 .- №2 .- с. 1-6.

43. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А., Выговская Е.А., Найдис О.Г. Исследование многослойных структур для солнечных батарей на основе гидрогени-зированных аморфных сплавов кремния методом вторичной ионной масс-спектрометрии // Поверхность .- 1998 .- №10 .- с. 44-47.

44. Parkhomenko Yu.N. et. all Influence of ion beam current density on phase formation of CoSi2 buried layers // E-MRS 98, Strasburg, France, June .- 1998 .- p. 14.

45. Пархоменко Ю.H., Подгорный Д.А. Скрытые проводящие слои CoSi2, полученные методом ионного синтеза в твердой фазе // Международная конференция по росту и физике кристаллов, Москва, ноябрь .- 1998,- с.94.

46. Parkhomenko Yu.N. et. all .High density Ion beam CoSi2 formation in Silicon // IBBM-98, Amsterdam, Holland, sept..- 1998 .- p.29.

47. Пархоменко 10.H. Галаев A.A., Выговская E.A., Боженов А.В. Исследование влияния плотности ионного тока на слои CoSi2 в кремнии, полученные ионно-лучевым синтезом / Всероссийская научно-техническая конференция "Микро- и наиоэлектроника-98",Звенигород, тезисы докладов .- 1998 .-т.1 .- с. 36-37.

48. Parkhomenko Yu.N., A.I.Belogorokhov, V.T.Bublik, K.D.Chtcherbatchev et. all. Behaviour of implanted oxygen and nitrogen in halogen lamp annealed silicon. //NIMB Beam Interactions with Materials & Atoms, p.320-326, 1999.

49. Пархоменко Ю.Н., Галаев A.A., Боженов A.B., Выговская Е.А. и др. Влияние параметров ионно-лучевого синтеза на формирование скрытых слоев CoSi2 в кремнии // Материалы электронной техники Известия высших учебных заведений ,-1999.-№1 .-с. 11-15.

50. Yu.N. Parkhomenko, A.V.Bozhenov, K.D.Chtcherbatchev, V.B.Ufimtsev. Epitaxial growth of CoSi2 layers on silicon formed by ion beam synthesis / Third International Conference Single cristal growth, strength problems, and heat mass transfer, Obninsk.- 1999 .-p. 102.

51. Yu.N. Parkhomenko, L.V. Kozhitov, A.V.Bozhenov at all. Detailed characterization of Si/CoSi2/Si heterostructures formed in Si by ion beam synthesis // 8-th European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis, Sevillia (Spain).- 1999.

52. Пархоменко Ю.Н., Бублик B.T., Щербачев К.Д. и др. Формирование ансамбля радиационных точечных дефектов в тонких слоях GaAs, легированных ионнами Si+, после имплантации и активирующего отжига // Кристаллография .-1999 .-т. 44 .- №6 .- с. 1106-1112.

53. Пархоменко Ю.Н. Влияние температуры и упругих напряжений на электронную структуру поверхности кремния (100) / Вторая Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния («Крсмпий-2000»), Москва, МИСиС .-2000,-с.88.

54. Пархоменко 10.Н., Божепов A.B., Выговская Е.А. Влияние послеим-плантационного отжига на структурное совершенство слоев дисилицида кобальта / Вторая Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния («Кремний-2000»), Москва, МИСиС .- 2000 .-с.89.

55. Пархоменко Ю.Н., Боженов A.B., Щербачев К.Д. Дефектообразование при ионно-лучевом синтезе скрытых слоев CoSi2 в кремнии / Вторая Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния («Кремний-2000»), Москва, МИСиС .- 2000,- с.90.

56. Пархоменко Ю.Н., Подгорный Д.А., Выговская Е.А. Механизм распада твердого раствора Si-Co в процессе высокодозовой ионной имплантации Со+ в Si(100) / Вторая Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния («Кремний-2000»), Москва, МИСиС .- 2000,- с.91-92.

57. Пархоменко Ю.Н., Подгорный Д.А., Щербачев К.Д. Формирование скрытых проводящих слоев CoSi2 в процессе высокотемпературного отжига при ионно-лучевом твердотельном синтезе / Вторая Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния («Кремний-2000»), Москва, МИСиС. -2000.

-с.93-94.

Содержание диссертации автор исследовательской работы: доктора физико-математических наук, Пархоменко, Юрий Николаевич

ПЕРЕЧЕНЬ СОКРАЩЕНИЙ И ОБОЗНАЧЕНИЙ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА I

АТОМНАЯ И ЭЛЕКТРОННАЯ СТРУКТУРА АТОМАРНО-ЧИСТОЙ ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ. ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ НАПРЯЖЕНИЙ, ТЕМПЕРАТУРЫ И РАЗУПОРЯДОЧЕНИЯ НА ЭЛЕКТРОННУЮ СТРУКТУРУ ПРИПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ КРЕМНИЯ

1.1. Феноменологическое описание структуры поверхности 20 ковалентного кристалла в терминах квантовой химии

1.2. Техника и методика экспериментальных исследований

1.2.1. Получение чистой поверхности (111) сколом

1.2.2. Определение морфологии сколотой поверхности кремния 28 (111)

1.2.3. Условия сохранения чистой поверхности

1.2.4. Методика определения размера двумерной элементарной 30 ячейки на поверхности с помощью метода дифракции медленных электронов

1.2.5. Методика определения глубины проникновения электронов 34 низких энергий

1.2.6. Методика усредненного внутреннего потенциала кристалла 3 6 и статических смещений атомов в направлении нормали к поверхности

1.2.7. Методика определения характеристической температуры 39 Дебая и среднеквадратичных смещений поверхностных атомов

1.2.8. Методика и техника эксперимента измерения контактной 40 разности потенциалов и определения работы выхода электрона методом Андерсена

1.3. Атомная структура поверхности скола (111) кремния

1.3.1. Природа структуры (111) (2x1)

1.3.2. Структурный переход (2xl)-»(lxl)

1.4. Межплоскостные расстояния и усредненный внутренний 58 потенциал в приповерхностном слое кремния

1.4.1. Изменение межслойных расстояний в приповерхностной 62 области кремния

1.5. Среднеквадратичные смещения поверхностных атомов и 65 температура Дебая в приповерхностном слое

1.6. Электрофизические свойства и электронная структура 68 атомарно-чистых поверхностей Si (111)

1.7. Динамические характеристики приповерхностного слоя 74 кремния

1.7.1. Метод характеристических потерь энергии электронов на 74 плазмонах

1.7.2. Методика эксперимента

1.7.3. Определение коэффициента термического расширения 78 приповерхностных слоев кремния (111) и (100)

1.7.4. Определение среднеквадратичной амплитуды колебаний 87 атомов на поверхности кремния (100)

1.8. Влияние температуры и упругих напряжений на 90 электронную структуру поверхности кремния (100)

1.9. Структурно-чувствительные особенности валентной зоны 99 при разупорядочении в кремнии

1.9.1. Расчет структуры валентной зоны кремния при разупорядочении. Постановка задачи, выбор метода расчета

1.9.1.1. Метод рекурсии

1.9.1.2. Расчет электронной структуры кластера

1.9.1.3. Построение кластера

1.9.1.4. Результаты расчета

1.9.2. Изучение структуры валентной зоны при аморфизации в 114 кремнии методом РФЭС. Совместное рассмотрение результатов расчета и эксперимента

1.9.2.1. Результаты эксперимента, совместное рассмотрение результатов расчета и эксперимента

Выводы к главе I

ГЛАВА II

ПРОЦЕССЫ ФАЗООБРАЗОВАНИЯ ПРИ ИОННОМ

СИНТЕЗЕ СКРЫТЫХ ДИЭЛЕКТРИЧЕСКИХ СЛОЕВ В КРЕМНИИ, ИМПЛАНТИРОВАННОМ АТОМАМИ КИСЛОРОДА И АЗОТА

2.1. Разработка методов и методик исследования скрытых диэлектрических слоев с помощью электронной оже-спектроскоии и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии

2.1.1. Послойный анализ методом электронной оже- 131 спектроскопии на большую (около 500 нм) глубину

2.1.2. Использование метода электронной оже-спектроскопии с 133 разворачиванием электронного и ионного пучка в растр

2.1.3. Метод анализа сложного рентгеновского фотоэлектронного 135 спектра и применение этого метода для исследования системы БнЫ-О

2.1.4. Выделение спектра 812рз/2 из спектра Б12р

2.1.5. Определение формы спектра Б12р чистого кремния

2.1.6. Определение ширины пиков химических состояний 138 кремния

2.1.7. Расчет энергий пиков 812р3/2 химических состояний 138 кремния в системе 8ь1Ч

2.1.8. Метод анализа сложного спектра РФЭС

2.1.9. Метод анализа спектра 8123/2 оксинитрида кремния

2.1.10. Определение энергетического положения пиков N и О

2.2. Фазовый состав оксинитрида кремния, получаемого методом ионного синтеза

2.2.1. Особенности образования многокомпонентных фаз в 143 кремнии, имплантированном «достехиометрическими» дозами ионов азота

2.2.2. Особенности образования многокомпонентных фаз в 146 кремнии, имплантированном «достехиометрическими» дозами ионов кислорода

2.2.3. Особенности фазообразования в кремнии, последовательно имплантированном «достехиометрическими» дозами кислорода и азота

Выводы к главе II

ГЛАВА III

ФАЗООБРАЗОВАНИЕ В СКРЫТЫХ СЛОЯХ 160 ДИСИЛИЦИДА КОБАЛЬТА В КРЕМНИИ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ИОННО-ЛУЧЕВОГО СИНТЕЗА

3.1. Выбор условий ионной имплантации

3.1.1. Расчет профиля распределения кобальта в кремнии

3.1.2. Учет травления поверхности во время имплантации

3.1.3. Сравнение расчетных профилей распределения ионов 172 кобальта в кремнии по глубине с результатами ВИМС

3.2. Образование и рост зародышей Со812 во время 173 имплантации

3.2.1. Образование фазы Со

3 .2.2. Конкурентный рост зародышей

3.3. Термически активированный рост зародышей Со

3.3.1. Рост зародышей по механизму созревания Оствальда

3.3.2. Оценка параметра диффузии при росте по механизму созревания Оствальда

3.4. Схема процессов фазообразования

3.5. Свойства скрытых слоев 224 Выводы к главе III

ГЛАВА IV

МНОГОСЛОЙНЫЕ СТРУКТУРЫ НА ОСНОВЕ 240 СПЛАВОВ ГИДРОГЕНИЗИРОВАННОГО АМОРФНОГО КРЕМНИЯ ДЛЯ СОЛНЕЧНЫХ БАТАРЕЙ

Выводы к главе IV

Введение диссертация по физике, на тему "Атомная и электронная структура поверхности и фазообразование в многослойных композициях на основе кремния"

Легированные монокристаллы и поликристаллы кремния, различные соединения на его основе, и прежде всего, оксиды, нитриды, силициды, аморфный кремний позволяют получать материал с необходимыми диэлектрическими, полупроводниковыми и проводящими свойствами не только на поверхности, но и в объеме кристаллов кремния («скрытые слои»).

Установление взаимосвязи атомной и электронной структуры поверхности кремния, влияния механических напряжений, температуры и разупорядочения на электронную структуру приповерхностных слоев, закономерностей процессов фазообразования в скрытых диэлектрических и проводящих слоях гетероструктур на основе необходимо для более глубокого понимания фундаментальных основ строения твердого тела в целом, поиска, изучения и практического использования ранее неизвестных эффектов и явлений, определяющих дальнейшее развитие микроэлектроники. Решение этих проблем необходимо для целенаправленного, научно-обоснованного изменения свойств материала при изготовлении приборных структур, так как открывает возможность управления процессами фазообразования, формирования межфазных границ, дефектообразования, диффузии, а также для научных, технических и технологических задач в смежных отраслях науки и техники: катализе, эмиссионной технике, технологии выращивания кристаллов и др.

Со времени открытия транзисторного эффекта [1] физика и химия поверхности полупроводников и границ раздела фаз является предметом постоянных экспериментальных и теоретических исследований.

Уже на заре создания физико-химической науки Гиббс предложил общие принципы описания свойств системы с учетом поверхности раздела. Однако до последнего времеци, исследования сводились к изучению термодинамики и интегральных характеристик поверхности, таких как поверхностная энергия, адсорбция. И хотя было очевидно,, что сущность поверхностных явлений связана с особенностью атомной структуры поверхности, заключающейся в незамкнутости координационной сферы у поверхностных атомов, попытки установления связи между этой структурой и свойствами, тем более экспериментальные, практически не предпринимались.

Вместе с тем следует отметить, что хотя научная актуальность исследований чистой поверхности велика, важные для практики сведения могут быть получены только при исследовании взаимосвязи чистой поверхности и реальных границ раздела фаз. Особенно полезны исследования начальных стадий процесса фазообразования тонких слоев и границ раздела полупроводник - диэлектрик, полупроводник - проводящий слой, т.е. тех границ, с которыми мы имеем дело в реальных полупроводниковых структурах.

Такое понимание совокупности указанных выше проблем и определило цель настоящей работы.

Для этого необходимо было решение следующих задач: 1) разработка научной концепции изучения тонких слоев и границ раздела кремния, основанной на представлении чистой поверхности кремния как отдельной «фазы» со своими структурными и электронными характеристиками, учете влияния на свойства этой «фазы» атомной структуры, упругих напряжений, температуры и разупорядочения, являющихся последовательным приближением от чистой поверхности к реальным границам раздела фаз; 2) выбор комплекса экспериментальных методов для изучения чистой поверхности кремния и начальных стадий процессов фазообразования тонких скрытых диэлектрических и проводящих слоев в кремнии, позволяющих однозначно интерпретировать экспериментальные результаты; 3) определение влияния атомной структуры, механических напряжений, температуры и разупорядочения на электронную структуру приповерхностных слоев кремния; 4) разработка модели атомных механизмов процессов фазообразования скрытых диэлектрических и проводящих Со81гслоев, полученных методом твердотельного синтеза; 5) установление оптимальных технологических параметров процессов формирования многослойных структур на основе гидрогенизированных слоев аморфного кремния для оптимизации технологии и повышения эффективности фотопреобразователей.

Настоящая работа является результатом обобщения части научно-исследовательских работ, которые проводились на кафедре материаловедения полупроводников и в лаборатории микроэлектроники МИСиС, в том числе в соответствии с координационными планами АН СССР (шифр 1.14, 1.3); программой ГНТП "Новые материалы" (шифр проекта 06.03.) 1996-1998 гг.; межвузовской научно-технической программой "Перспективные материалы", разделы: "Материалы для микро- и наноэлектроники" и "Энергоресурсосберегающие технологии" 1998-2000 гг.; грантом INTAS и грантом по фундаментальным исследованиям в области электроники и радиотехники 1998-2000 гг.

К началу этой работы (1981 г.) экспериментальная техника и методы исследования поверхности на атомном уровне находились в зачаточном состоянии. Это поставило перед нами ряд технико-методических задач, связанных с созданием экспериментально-исследовательской базы:

• Создан комплекс оригинального исследовательского оборудования, л Q позволяющий в условиях сверхвысокого вакуума (5 10" - 5 10 Па) получить различными способами (скол, ионная бомбардировк + отжиг) атомарно-чистую поверхность и проводить исследования ее электрофизических, структурных и химических свойств в условиях одного эксперимента несколькими методами (in situ): измерение контактной разности потенциалов (КРП) и определение работы выхода электронов (РВЭ), дифракция медленных электронов (ДМЭ), оже-электронная спектроскопия (ОЭС)идр.

• Усовершенствованы существующие экспериментальные методы и теоретические способы обработки результатов ДМЭ.

Решение вышеперечисленных методических и теоретических задач наряду с использованием современного стандартного оборудования и-методов (оже-спектроскопия, рентгеновская фотоэлектронная и ультрафиолетовая спектроскопии, электронография, рентгенография, оптическая и электронная трансмиссионная и растровая микроскопия, различные варианты масс-спектрометрии) позволило провести комплекс экспериментальных исследований и получить результаты для достижения основных целей работы.

Научная новизна.

2. Представлено экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности кремния «поверхностной фазы» толщиной ~1 нм со своими структурными и электронными характеристиками, отличными от объемных. Для чистых поверхностей Si (111) и (100) с помощью комплекса методов (ДМЭ, ЭОС, ХПЭЭ, КРП) определена атомная структура поверхности: поверхностная элементарная ячейка, межплоскостные расстояния в поверхностном слое, среднеквадратичные смещения поверхностных атомов, коэффициент термического расширения, температура Дебая и значения усредненного внутреннего потенциала в поверхностном слое. Установлена взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода электрона на атомарно-чистых поверхностях (111) кремния электронного и дырочного типов проводимости. Построены электронные модели исследованных поверхностей.

3. На основании установленных закономерностей влияния температуры и упругих напряжений на электронную структуру приповерхностных слоев предложены энергетические схемы приповерхностной области (100) в зависимости от температуры и упругой деформации.

- предложен новый метод анализа сложного рентгеновского фотоэлектронного спектра, позволяющий, в частности, определять химические состояния кремния в системе Б^Ы-О методом РФС;

- впервые показано, что при обычно используемых температурах имплантации (350.650 °С) в скрытом слое оксинитрида кремния при формирующем его отжиге не образуются преципитаты термодинамически устойчивых фаз 8102 и 812^0;

- показано, что при "достехиометрическом" ионном синтезе скрытого диэлектрического слоя путем имплантации ионов кислорода и азота и отжига в кремниевой матрице образуются зародыши стехиометрического оксинитрида кремния, структура которого описывается моделью неупорядоченной молекулярной сетки кремниевых тетраэдров.

6. Предложен атомный механизм процесса фазообразования на различных этапах и их последовательность при формировании скрытых слоев СоБ12 методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в кремниевых пластинах Si(lOO) в неравновесных условиях. Детально изучены процессы, происходящие на каждой стадии процесса фазообразования.

Показано, что радиационные дефекты способствуют образованию зародышей CoSi2 непосредственно во время ионной имплантации, уменьшая энергетический диффузионный барьер, а их ассоциации являются центрами зародышеобразования новой фазы CoSi2.

Выявлено, что на начальной стадии фазообразования во время имплантации образуются зародыши сходной с матрицей ориентации - А-типа (равноосной, близкой к сфероидальной форме, ограненной плоскостями {100} и {111}). Различие удельных объемов зародыша и матрицы приводит к упругой деформации, которая снимается за счет возникновения двойникующих дислокаций, зародыши А-типа трансформируются в «двойниковые» зародыши В-типа (вытянутой формы с длинными когерентными границами вдоль плоскостей {111}). В условиях малых концентраций Со термодинамически более выгоден рост зародышей В-типа, чем А, так как упругие искажения, вносимые пластинчатыми зародышами минимальны. При дальнейшем росте фазы дисилицида кобальта в областях с большой плотностью когерентных зародышей существенное влияние поверхностного натяжения приводит к преимущественному росту зародышей А-типа и формированию сплошного слоя с резкой межфазной границей.

Определены параметры диффузии ионно-имплантированного Со в Si в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда. Эффективная энергия активации диффузии кобальта в матрице кремния Q3** составила 0,50.0,72 эВ. Для расчета Qf* при разных температурах отжига использовали две методики: по изменению ширины на полувысоте профиля распределения Со, полученного методом ВИМС; и с помощью метода просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения при исследовании размеров зародышей до и после высокотемпературного отжига.

Практическая значимость работы.

1. Создан комплекс исследовательского оборудования и аппаратуры, позволяющий в условиях сверхвысокого вакуума ~10"8 Па получать различными способами (скол, ионная бомбардировка, отжиг) атомарно-чистую поверхность и исследовать в условиях одного эксперимента ее электрофизические и химические свойства, атомную и электронную структуру рядом методов: измерение контактной разности потенциалов и определение работы выхода электрона (авторское свидетельство № 1681209), метод дифракции медленных электронов, электронная оже-спектроскопия, рентгеновская и ультрафиолетовая фотоэлектронная спектроскопия и др.

3. Определены оптимальные технологические условия ионного синтеза слоев CoSi2, позволяющие получать скрытые проводящие слои дисилицида кобальта с заданной толщиной и высоким качеством гетероструктур Si/CoSi2/Si. Эти гетероструктуры при малой толщине скрытого слоя могут стать основой для создания транзисторов повышенного быстродействия на горячих" электронах, а при больших толщинах проводящих слоев -контактных слоев и многоуровневых межсоединений в ИС.

4. Дан ряд практических рекомендаций для научно-обоснованной оптимизации технологии получения многослойных структур на основе гидрогенизированных сплавов аморфного кремния, повышена эффективность многокаскадных фотопреобразователей:

- снижение потока германийсодержащего газа на 25 % дало прирост спектральной чувствительности первого каскада Р^^г-структуры на 6-8 %;

- рекомендовано в промышленном производстве снизить толщину буферного слоя ZllO для повышения квантовой эффективности в области длинных и средних волн. Уменьшение толщины ZnO с 450 до 200 нм повысило квантовую эффективность на 0,2 %;

В результате проведенной работы КПД солнечных батарей повышен на 0,5ч-0,8 абс.% (с 7,9 до 8,7%).

Основные положения и результаты, выносимые на защиту.

1. Экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности кремния "поверхностной фазы" толщиной ~1 нм со своими горячих" электронах, а при больших толщинах проводящих слоев -контактных слоев и многоуровневых межсоединений в ИС.

В результате проведенной работы КПД солнечных батарей повышен на 0,5ч-0,8 абс.% (с 7,9 до 8,7%).

Основные положения и результаты, выносимые на защиту.

Экспериментальные результаты исследования атомной структуры поверхности Si (111) (размер поверхностной элементарной ячейки, межплоскостные расстояния в приповерхностном слое, усредненный внутренний потенциал) и динамических свойств поверхностных слоев (среднеквадратичные смещения, коэффициент термического расширения и характеристическая температура Дебая).

4. Метод анализа сложного рентгеновского фотоэлектронного спектра, позволяющий определять химические состояния кремния в системе Si-N-0 при исследовании слоев, полученных методом ионного синтеза.

6. Атомный механизм процесса фазообразования скрытых слоев CoSi2, полученных методом ионно-лучевого синтеза в твердой фазе в кремниевых пластинах Si(100).

Влияние радиационных дефектов на образование и рост зародышей CoSi2 двух типов.

Влияние упругой (AGS) и поверхностной (AGS) энергий на морфологию зародышей растущей фазы дисилицида кобальта.

Параметры диффузии ионно-имплантированного Со в в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда.

Влияние технологических параметров ионно-лучевого синтеза (дозы имплантации, скорости набора дозы, температуры отжига) на структуру и свойства скрытых слоев СоБ12.

Заключение диссертации по теме "Физика полупроводников"

ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ IV

1. Изучено распределение примесей по глубине в многослойных структурах на основе гидрогенизированных сплавов аморфного кремния и проведена оценка толщины слоев методом вторичной ионной масс-спектрометрии (ВИМС). Солнечные батареи, представляющие собой трехкаскадную структуру типа нержавеющая сталь/Ag- текстурированное зеркало /ZnO/a-Si:H:F:P /a-SiGe:H/ mk-Sí:H:B /<x-Si:H:F:P/a-Si:H/mk-Si:H:F:B/a-Si:H:F:P/a-Si:H/mk-Si:H:F:B/InOx/ Ag- гребенчатый контакт, были изготовлены путем разложения в высокочастотном (13, 56 МГц) тлеющем разряде методом «с рулона на рулон», с использованием в качестве подложки рулонной ленточной нержавеющей стали. В качестве Ii-слоя использовали слои a-SiGe:H переменного состава (варизонная структура).

2. В профилях распределения примесей в области Р на кривой наблюдается повышение интенсивности сигнала, что объясняется изменением плотности этого слоя (микрокристаллический кремний). Обнаружена заниженная на 1,5 порядка интенсивность сигналов бора и фтора, а также слегка заниженный сигнал фосфора, соответственно в слоях Р1 и N2, которые формируются при этом в границах варизонной структуры а-8Юе:Н вместо формирования самостоятельных слоев а-81:Н:Р:В и а-8кН:Р:Р. Предложена модель, объясняющая эти результаты. В связи с высоким содержанием микропор в а-810е:Н при формировании последующих слоев на его поверхности происходит затягивание всех компонентов газовой фазы «пористым» материалом подложки а-8Юе:Н, и последующие тонкие слои Р1 и N2 формируются в порах а-810е:Н в виде отдельных островков-включений. Площадь этих островков составляет 1ч-10 % от общей поверхности подложки, что объясняет уменьшение интенсивности сигнала.

С целью оптимизации свойств многокаскадных солнечных элементов проведены технологические эксперименты по определению зависимости выходных характеристик элемента от содержания Ое в I! слое. Снижение потока германийсодержащего газа на 25% увеличило спектральную чувствительность на 6-^8 %.

Это подтверждает предложенную нами модель. Уменьшение содержания германия в варизонной структуре позволило практически убрать «островковый» эффект.

3. Показана возможность оценки концентрации легирующей примеси в отдельных слоях (Р^ Р2, Рз, N1, N2, N3 и 11) в многослойной структуре на примере трехкаскадных солнечных элементов методом ВИМС при использовании стандартных образцов. Расчет концентрации примеси бора показал, что в слоях р-типа концентрация колеблется в пределе (2-ь9) " 1019см"3 и, таким образом, слои являются вырожденными и реализуется туннельный переход во всех трех элементах трехкаскадной структуры. Расчет концентрации фосфора показал, что в слоях n-типа величина концентрации

18 3 примеси фосфора -10 см" . Оценка концентрации фосфора в слое Ni осложнена из-за увеличения интенсивности сигнала вследствие явления интерференции масс и это дает соответственно увеличенное значение концентрации фосфора в этом слое.

Проведена оценка содержания германия в сплаве a-SiGe:H в слое с применением коэффициентов коррекции на сплав. Содержание Ge в сплаве а-SiGe:H ~ 34 %.

4. Определен фазовый состав просветляющего покрытия методом РФЭС. Показано, что 1п находится в состоянии 1п20з.

5. Проведена оценка квантовой эффективности (спектральной чувствительности) в каждой из PIN структур. Получено три типа кривых, отличающихся величиной спектральной чувствительности как в коротковолновой (А, = 0,35-ь0,4 мкм), так и в длинноволновой (X = 0,8 мкм) области, то есть выходными характеристиками.

Для выяснения причин различия коротковолновой спектральной чувствительности проведена серия технологических экспериментов по вариации толщины 13 слоя за счет изменения мощности разряда в камере 1з в интервале 160-=-190 Вт. Оценка толщины слоя 13 методом ВИМС показала ее изменение от 76 до 80 нм. Наиболее оптимальной была признана мощность 167 Вт, при которой получены максимальные фотоэлектрические характеристики и высокая спектральная чувствительность в области А, = 0,35ч-0,4 мкм.

Показано, что длинноволновая спектральная чувствительность, соответствующая первой PIN-структуре, зависит от толщины буферного слоя ZnO, обладающего достаточно высоким поглощением. Предложенное нами уменьшение толщины ZnO с 450 до 200 нм сохраняет функцию буферного слоя и снижает поглощение длинноволнового излучения, таким образом, повышая эффективность тыльного зеркала и интегральный фототок нижней и средней структур каскада. Поглощение в области Х=0,8 мкм в структурах с буферным слоем достаточно большой толщины возможно связано с образованием отдельной тройной фазы Zn-Ag-O, как показали результаты рентгеновских исследований.

6. Результаты проведенных исследований позволили дать ряд следующих практических рекомендаций для повышения эффективности многокаскадных фотопреобразователей:

- рекомендованное снижение потока германийсодержащего газа на 25% дало прирост чувствительности P1I1N1 структуры на 6ч-8 %;

- за счет оптимизации коротковолновой спектральной чувствительности ( оптимизации толщины 13 слоя) повышена усредненная эффективность солнечных элементов;

- рекомендовано в промышленном производстве снизить толщину буферного слоя ZnO для повышения квантовой эффективности в области длинных и средних волн.

7. В результате проведенной работы повышен КПД солнечных батарей с 6,3 до 9,7 %.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе развито новое направление в физике поверхности и физическом материаловедении полупроводников, заключающееся в установлении взаимосвязи между атомной и электронной структурой поверхности и закономерностей процессов фазообразования в многослойных композициях на основе кремния, позволившее глубже понять природу и роль поверхностной фазы и основы процессов фазообразования скрытых диэлектрических и проводящих слоев при ионно-лучевом синтезе.

1. Представлено экспериментальное подтверждение существования на чистой поверхности кремния «поверхностной фазы» толщиной ~1 нм со своими структурными и электронными характеристиками, отличными от объемных.

• Установлена взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода электрона на атомарно-чистых поверхностях Si (111) электронного и дырочного типа проводимости. Изменение работы выхода электронов при структурном переходе (2xl)-»(lxl) связывается с увеличением энергии сродства к электрону и изменением изгиба зон в результате смещения энергетического положения зоны заполненных и зоны незаполненных поверхностных состояний в запрещенной зоне. Показано, что независимо от структуры поверхности на кристаллах n-типа проводимости края объемных зон у поверхности загнуты вверх, а на кристаллах р-типа - вниз. Построены электронные модели исследованных поверхностей.

• Изучено влияние температуры и упругих напряжений на электронную структуру приповерхностных слоев Si(100). Построены энергетические схемы приповерхностной области Si(100) с учетом температуры и упругой деформации.

С повышением температуры максимумы плотности ps- и Ss-состояний электронов (поверхностной фазы) смещаются в сторону, соответствующую уменьшению энергии связи, и увеличивается интенсивность максимума, ответственного за р3-состояния электронов. Это коррелирует с тем, что коэффициенты термического расширения поверхности (KTPS) и объема (KTPV) различны, причем KTPS больше KTPV. Повышение температуры приводит к еще большему "разрыхлению" поверхности по сравнению с объемом и, значит, доля р5-состояний на поверхности возрастает.

Для поверхности Si (100) изучено влияние температуры и упругих напряжений на работу выхода электрона и положение уровня Ферми относительно потолка валентной зоны на поверхности.

• Методом ХППЭ по температурным зависимостям положения пиков «поверхностного» и «объемного» плазмонов определено изменение коэффициента термического расширения приповерхностных слоев Si (100) и Si (111) относительно объема (as/av)Si(ioo)= 3,1, (as/av)Si(iii) = 5,1.

Для Si (100) при повышении температуры от 373 до 573 К происходит уширение пиков плазменных колебаний, связанное с локальными флуктуациями электронной плотности (электрон-фононным взаимодействием). Среднеквадратичная амплитуда колебаний атомов в приповерхностном слое в 3,4 раза больше, чем в объеме. Результаты согласуются с данными, полученными методом ДМЭ, и объясняются ослаблением связей в приповерхностном слое.

• Методом РФС получены спектры валентных электронов атомарно-чистой поверхности кремния (111), полученной сколом в вакууме (10 9 Па), а также после ее аморфизации бомбардировкой ионами аргона. Установлено, что в спектре валентных электронов после аморфизации происходит сглаживание (s+p)- и s-областей спектра, увеличение вклада состояний s-типа и сдвиг р-состояний в сторону меньших энергий на 1,0 эВ.

• Для расчета плотности состояний электронов в валентной зоне аморфизованного материала предложена следующая структурная модель: разупорядочение в аморфном состоянии представляется как введение дефекта (вакансии, бивакансии) в выделенный, ограниченный объем кристалла (базисный объем) с последующей релаксацией структуры вокруг дефекта до метастабильного состояния по всему базисному объему. Результаты эксперимента качественно и количественно согласуются с расчетом. Это позволяет сделать вывод, что электронная структура валентной зоны аморфизованного кремния определяется нарушением ближнего порядка: статистически неоднородным изменением по сравнению с кристаллом длин (энергии) и углов связи в ближайшем окружении каждого атома и появлением пятичленных колец связей. Предложенная модель отличается от общепринятого определения аморфного состояния как структуры, в которой имеется ближний порядок и отсутствует дальний порядок.

• Исследовано химическое состояние элементов в скрытых диэлектрических слоях, полученных имплантацией ионов 0+ и/или N+ в кремний при различных температурах имплантации и последующих отжигов.

Показано, что спектры Si2p3/2 имплантированных кислородом и азотом слоев содержат пики, относящиеся к атомам кремния, связанным как с различным количеством атомов только кислорода или только азота, так и с атомами кислорода и азота одновременно. Поэтому эти слои не описываются моделью гетерогенной смеси диоксида и нитрида кремния. Диэлектрический слой представляет собой кремниевую матрицу с зародышами стехиометрического оксинитрида кремния, структура которого соответствует неупорядоченной молекулярной сетке кремниевых тетраэдров различных конфигураций.

Методом ПЭМ определено, что в процессе высокодозовой имплантации ионов кобальта в нагретые до 450 °С пластины Si(100) образуются зародыши дисилицида кобальта двух типов: А и В. Зародыши А-типа имеют ориентацию, аналогичную матрице, зародыши В-типа - двойниковую ориентацию. Зародыши А- и В-типа различаются по форме. На начальной стадии фазообразования во время имплантации образуются зародыши А-типа (равноосной, близкой к сфероидальной, формы, ограненной плоскостями {100} и {111}). Различие удельных объемов зародыша и матрицы приводит к упругой деформации, которая снимается за счет возникновения двойникующих дислокаций, зародыши А-типа трансформируются в «двойниковые» зародыши В-типа (вытянутой формы . с длинными когерентными границами вдоль плоскостей {111}). В условиях малых концентраций Со термодинамически более выгоден рост зародышей В-типа, чем А, так как упругие искажения, вносимые пластинчатыми зародышами минимальны.

При дальнейшем росте фазы дисилицида кобальта, когда поля упругих напряжений начинают перекрываться, существенное влияние поверхностного натяжения приводит к преимущественному росту зародышей А-типа. На заключительной стадии роста стремление системы к уменьшению поверхностной энергии приводит к формированию сплошного слоя с резкой межфазной границей.

• Анализ рентгеновских кривых качания показал, что тетраэдрически искаженная решетка дисилицида кобальта растянута параллельно поверхности и сокращена в направлении, перпендикулярном к поверхности пластины. После отжига напряжения возрастают, что свидетельствует об увеличении степени когерентности границы CoSi2/Si при образовании сплошного слоя CoSi2. Во всех образцах после имплантации наблюдается слой, в котором присутствуют радиационные точечные дефекты межузельного типа (межузельные атомы Si и Со в кремнии). После высокотемпературного отжига не наблюдается диффузное рассеяние, т. е. эти дефекты отжигаются.

• Определены параметры диффузии ионно-имплантированного Со в Si в процессе постимплантационного отжига на стадии созревания Оствальда. Эффективная энергия активации диффузии кобальта в матрице кремния Q3** составила 0,50. .0,72 эВ.

Столь быстрая диффузия обусловлена: большой концентрацией радиационных дефектов; градиентом упругих напряжений, связанным с разностью параметров решетки Si и CoSi2; диффузией атомов Со на короткие расстояния, обусловленой большой концентрацией зародышей новой фазы.

Все эти факторы уменьшают эффективную энергию активации процесса диффузии.

4. Предложен качественно новый подход к решению поставленных в работе задач, базирующийся на научно-обоснованном выборе ряда взаимодополняющих стандартных методов (ДМЭ, ЭОС, РФС, УФС, ХПЭЭ, ВИМС, электронная микроскопия и др.), а также на разработанных и реализованных оригинальных методиках, обеспечивающий однозначную интерпретацию экспериментальных данных. Создан комплекс исследовательского оборудования и аппаратуры, позволяющий в условиях g сверхвысокого вакуума ~ 10"° Па получать различными способами (скол, ионная бомбардировка, отжиг) атомарно-чистую поверхность и исследовать в условиях одного эксперимента ее электрофизические и химические свойства, атомную и электронную структуру рядом методов: измерение контактной разности потенциалов и опредление работы выхода электрона (авторское свидетельство № 1681209), метод дифракции медленных электронов, электронная оже-спектроскопия, рентгеновская и ультрафиолетовая фотоэлектронная спектроскопия и др. Предложен и реализован ряд новых методик.

5. Установлено влияние технологических параметров (толщины слоев, распределения в них примеси, резкости границ раздела, процессов самодиффузии) на формирование трехкаскадных многослойных фотоэлектрических структур на основе аморфного сплава кремния на подложке из нержавеющей стали с целью оптимизации технологии и повышения эффективности фотопреобразователей.

• Показано, что длинноволновая спектральная чувствительность, соответствую-щая первой PIN-структуре, зависит от толщины буферного слоя, обладающего достаточно высоким поглощением. Предложенное уменьшение толщины ZnO с 450 до 200 нм сохраняет функцию буферного слоя и снижает поглощение длинноволнового излучения, повышая, таким образом, эффективность тыльного серебряного зеркала и интегральный фототок нижней и средней структур каскада. Как показали результаты рентгеновских исследований, поглощение в области X = 0,8 мкм в структурах

274 с буферным слоем достаточно большой толщины возможно связано с образованием отдельной тройной фазы Zn-Ag-0.

• Для оптимизации свойств многокаскадного солнечного элемента проведены технологические эксперименты по определению зависимости выходных характеристик солнечного элемента от содержания Ое в ^-слое, представляющем собой сплав а-810е:Н. Снижение потока германийсодержащего газа (ОеЩ- германа) на 25 % дало ощутимый прирост (6-8 %) спектральной чувствительности первой РШ-структуры интегрального фототока.

В результате проведенной работы КПД солнечных батарей, выпускаемых на «Совлаксе», повышен на 0,5-н0,8 абс.% (с 7,9 до 8,7%). (Акт дан в приложении)

275

Список источников диссертации и автореферата по физике, доктора физико-математических наук, Пархоменко, Юрий Николаевич, Москва

1. Bardeen J., Brattein W.H. Physical principles involved in transistor action // Phys. Rev. 1949 V.75 P. 1208-1225.

2. A.E.White, K.T.Short, R.C.Dynes, J.P.Garno and J.M.Gibson. Mesotaxy: Formation of buried single-crystal CoSi2 layers by implantation. // Mat.Rec.Soc.Symp.Proc. V.74, 1987, p.481-486

3. S.Mantl. Ion beam synthesis of epitaxial silicides: fabrication, characterization and applications. // Materials Science Reports. V.8, 1992, N.l/2. p. 1-95

4. Галаев A.A., Пархоменко Ю.Н. Исследование атомной структуры поверхности методом дифракции медленных электронов // Научные труды МИСиС .- 1976 .- № 89 .- С. 106-112.

5. КаулсонЧ. Валентность .- М.: Мир, 1965 .- 426 с.

6. Tamm I. Uder eine mogliche Art der Elektronenbindung an Kristalloberflachen // Sow.Phys .- 1931 .- V.l .- P.733-746.

7. Shockley W. On the surface states associated with periodic potential // Phys.Rev.- 1939 .- V.56 .- №4 .- P.317-323.

8. Б.А. Нестеренко, O.B. Снитко. Физические свойства атомарно-чистой поверхности полупроводников .- Киев: Наукова Думка .- 1983 .- 261 с.

9. Alonso М., Soria F. Initial statrs of oxydation of GaAs (111) (2x2) Ga surfaces // Surf. Sci.- 1987 .- p.530-542.

10. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел. Том 1 .- М.: Мир, 1983 .- 379 с.

11. Дворянкин В.М., Митягин А.Ю. Дифракция медленных электронов -метод исследования атомной структуры поверхности // Кристаллография1967 .-Т. 12 .-С.И12-1134.

12. Пархоменко Ю.Н. Исследование атомной структуры поверхности монокристаллов элементарных полупроводников и соединений методом дифракции медленных электронов. Диссертация к.ф.-м.н. М,- 1974 .- 120с.

13. Aspnes D.E., Handler P. Surface states on cleaved silicon surfaces // Sur. Sci .- 1966 .- V.4 .- P.353-380.

14. Dubarev S.L., Ryazanov M.I. Multiple scattering theory for fast electrons in single crystals // Acta Cryst.- 1988 .- V.A44 .- №1 .- P.51-61.

15. Галаев A.A., Пархоменко Ю.Н., Шварцман B.JI. и др. Техника эксперимента и расчета картин дифракции медленных электронов // Заводская лаборатория .- 1975 .- т.4 .- № 41.- С. 439-442.

16. Пинскер З.Г. Дифракция электронов .- М.: АН СССР.- 1949 .- 436 с.

17. Jaccodine R.J., Schleget W.A. Measurement of strains at Si-SiCb interface // J. Appl. Phys .- 1966 .- V.37 .- №6 .- p.2429-2434.

18. Поверхностные явления в полупроводниках. Научные труды № 89. Под ред. С.С. Горелика .- М.: Металлургия .- 1976.

19. Lander J.J., Morisson J. Calculations of structures of clean surface of Germanium // J. Chem. Phys .- 1962 .- V.37 .- p.729-734.

20. Нестеренко Б.А., Бородкин А.Д. Динамические характеристики поверхностных атомов // У.Ф.Ж.- 1971 .- №16 .- с. 132-136.

21. Stern R.M., Gervais A. Surface atom layer stating // Surf. Sci.- 1969 .- №17 .-p.273-276.

22. Галаев A.A., Сулеева Л.Б., Блиев А.П., Пархоменко Ю.Н. Взаимосвязь атомной структуры поверхности германия (111) с электрофизическими свойствами // Вестник АН КазССР .- 1978 .- № 12 .- с.39-42.

23. Галаев А.А., Блиев А.П., Пархоменко Ю.Н. Взаимосвязь между атомной структурой и работой выхода на сколотой поверхности кремния и германия // Кристаллография .- 1980 .- т.25 .- №4 .- С.324-329.

24. Anderson Р.А. The contact difference of potential between tungeten and barium. The experimental work function of barium // Phys. Rev. 1935 .- V.3 .- P.958-964.

25. Anderson P.A. The work function of lithium // Phys. Rev. 1949 .- V.76 .№8 .-P. 1205-1209.

26. Anderson P.A. The work function of copper // Phys. Rev. 1949 .- V.76 .№3 .-P.388-390.

27. Riviere J.C. Contact potential difference measurements by Kelvin method // Proc. Phys. Soc .- 1957 .- V.70B .- P.676-680.

28. Hoiseher A. A. A field emission potential method for measuring work function // Surf. Sci.- 1966 .- V.4 P.89-102.

29. Riviere J.C. The work function of gold // Appl. Phys. Lett .- 1966 .- V.8 .- №7 .-P. 172-174.

30. Clements H.J., Van J. Wienskowsky. On the interaction of cesium cleaved GaAs (110) and Ge (111) surfaces: work function measurements and adsorption site model // Surf. Sci.- 1978 .- V.18 .- P.648-666.

31. Gobeli G.W., Allen F.G. Photoelectric threshhold and work function // Semicond. And Semimet.- N.Y. 1966 .- №2 .- P. 150-156.

32. Guihar G.M., Balkansky M., Sebenne C.A. Semicjnductor surface state spectroscoppy //Surf. Sci.- 1979 .- V.86 .- №3 .- P.874-888.

33. Галаев А.А., Пархоменко Ю.Н. Гамосов Л.В. Исследование динамических свойств поверхностных атомов при фазовом переходе на сколотой поверхности германия // Электронная техника. Сер. Материалы .- 1978 .- №4 .- С.52-54.

34. Haneman D. Surface structures of properties of diamond-structures semiconductors//Phys.Rev.- 1961 .-V.121 .-№4 .-P. 1093-1100.

35. Галаев A.A., Горелик C.C. Атомная структура поверхности полупроводниковых кристаллов на примере полярных граней (111) А и1 1 1) В в кристаллах антимоиида индия // ДАН СССР .- 1969 т. 184 .№3 с.236-237.

36. Галаев А.А., Гамосов JI.B., Пархоменко Ю.Н. Исследование атомной структуры и фазовых переходов на поверхности (111) германия и кремния / Тезисы оригинальных докладов VII Всесоюзной конференции по микроэлектронике. Зеленоград .- 1978 .- С.48.

37. Галаев А.А., Гамосов JI.B., Пархоменко Ю.Н. Структурные превращения на сколотой поверхности германия // Кристаллография .- 1979 .- т.24 № 1 .-С.130-133.

38. Галаев А.А., Гамосов JI.B. Совместные ДЭНЭ-Оже исследования атомарно-чистой поверхности кремния (111)/ Кристаллография .- 1979 .-т.24 .- № 1.- С. 70-73.

39. Боонстре А. Поверхностные свойства германия и кремния .- М.: Мир .1970.- 360 с.

40. Ibach Н., Rowe J.E. Hydrogen adsorption and surface structures of silicon // Surf. Sci.- 1974 .- V.43 .- №8 .- P.481-490.

41. Беляков Ю., Компанией Т. Адсорбция кислорода и водорода на грани (100) монокристаллов германия // ЖТФ-1972 .- т. 152 .- № 6 .- С. 1278-1282.

42. Беляков Ю., Волков М., Компаниец Т. Влияние способов очистки поверхности на адсорбционные свойства монокристаллов германия // ЖТФ .- 1974 .- т. 154 .- №6 .- С. 1298-1301.

43. Lander J.J. Progress in solid state chemistry / Ed. H.Reiss .- Oxford Pergamon .- 1965 .- V.2 .- P.226.

44. Lander J. J., Morrison J. Structures of clean surfaces of germanium and silicon // J. Appl. Phys .- 1963 .- V.34 .- № 5 .- P. 1403-1410.

45. Нефедов В.И., Черепин В.Т. Физические методы исследования поверхности твердых тел. М.: Наука .- 1983 .- 296 с.

46. Monch W. On the correlation of geometrical structure and electronic properties at clean semiconductor surfaces // Surf. \sci .- 1977 .- V.63 .- P.79-95.

47. Binning G., Rohrer H., Gerber Ch. Surface studies by scanning tunneling microscopy // Phys. Rev. Lett.- 1982 .- V.49 .- №1 .- P.57-59. „

48. Verwerd W.S. Relaxation and reconstrution of Si and diamond (111) surfaces using X4H9 clusters // Surf. Sci.- 1979 .- V.80 .- P.89-100.

49. Neave J.H. Electron beam-adsorbate interactions on silicon surface // Surf. Sci1973 .- V.34 .- P.401-419.

50. Kirby R.E., Lienhtmann E. Electron beam induced effects on GaAs adsorption utilizing Auger electron spectroscopy CO and 02 on Si // Surf. Sci .- 1974 V.41 .-№2.- P.447-451.

51. Thomas S. Electron-irradiation effect in the Auger analysis of Si02 // J. Apply. Phys .- 1974 .- V.45 .- №1 .- P. 161-166.

52. Margoninski Y. AES srudy of electron-beam-induced interactions between oxygen and the Ge (111) serface // J. Apply. Phys .- 1976 V.47 .- №9 .-P.3868-3872.

53. Sinharoy S., Henzler M. Binding state on water vapor on cleaved germanium // Surf. Sci.- 1975 V.51.- P.75-88.

54. Hensier М. The effect of oxygen on surface structure and surface structure on cleaved germanium (111) face .- Surf. Sci.- 1971.- 24 .- p.209-218.

55. Allen F.G., Gobeli C.W. Workfunction on a.c. surface Si // Phys. Rev 1962 .-127 .-p. 150-162.

56. Handler P. Energy level diagrams for germanium and silicon surface // J. Phys. Chem. 1960 .- 14 .- p. 1-8.

57. Applbaum J.A., Hamann D.R. Surface states and surface bends of Si (111) // Phys.Rev. Lett.-1973.-31,- p. 106-108.

58. Кулешов В.Е., Кухаренко А.Н., Фридрихов С.А. Спектроскопия и дифракция электронов при исследовании поверхности твердого тела. М.: Наука,- 1982.

59. Лившиц В.Г. Электронная спектроскопия и процессы на поверхности кремния. М.:Наука.- 1985.

60. Корсуков В.Е., Лукьянченко A.C., Светлов В.Н. Вычисление КТР поверхности AI (111) методом характеристических потерь энергии электронами на плазмонах // Поверхность. Физика, химия, механика. -1983.-№ 11.- с. 28-37.

61. Ф.Розберн. Справочник по вакуумной технике и технологии. М.: Энергия,- 1972 г.

62. Р.В.Хемминг. Цифровые фильтры. .М.: Наука.- 1980. - 346 с.

63. R.I.G.Uhrberg, G.V.Hansson. Experimental studies of the dandling and dimer-bond-related surface electron bands on Si (111) (2x1) // Phys. Rev. В -1981.- V.24.-P.4684.

64. Галаев A.A., Пархоменко Ю.Н., Горюнова И.И., Кокаев А.Р. Термическое расширение поверхности Si(lll) и (100). Тезисы докладов Всесоюзной конференции «Поверхность-89», Черноголовка,- 1989 г.,- с. 12.

65. Галаев A.A., Пархоменко Ю.Н. Исследование атомной структуры поверхности полупроводниковых кристаллов методом дифракции медленных электронов. В кн.: Поверхностные явления в полупроводниках. М.: Металлургия,- 1976,- с. 92-108.

66. Пархоменко Ю.Н., Галаев А.А. Влияние температуры и упругих напряжений на электронную структуру поверхности кремния (100) // Материалы электронной техники .- 1998 .- №2 с.40-43.

67. Nesterenko В. A., Rozumnyuk V. Т., Snitko О. V. Electrical properties of clean silicon surfaces with different crystalline orientations // Ibid. 1969.- vl6 .-Nl.-p. 239-245.

68. Jamazaki K., Jamada M., Jamamoto K., Abe K. // J. Appl. Phus.- 1984,- V. 23.- N6,- P. 681—686.

69. Полякова А. Л. Деформация полупроводников и полупроводниковых приборов. М.: Энергия.- 1979. - 166 с.

70. Uda T.Computer generation of structural model of hydrogenated amorhous silicon // J.Non-Crysn.Sol.- 1987 .- V.97 A 98 .- P. 175-178.

71. Wooten F., Winer K.,Weaire D. Computer generation of structural model of a-Si and a-Ge // PHYS.Rev.Lett.-1985 .- V.54 №13 .- p. 1392-1395.

72. Connel G.A.N., Lucovsky G. Structural models of amorphus semiconduction and insulators // J.Non-Cryst.Sol.- 1978 .- V.31 № 1-2 .- p. 123-155.

73. Anderson D. Random tetrahedral network with periodic boundary conditions // J.Non-Cryst.Sol.- 1974 .- V.16 .- № 2 p.317-320.

74. Winer K. Structural and vibration properties of a realistic model of amorphous silicon // PHYS.Rev.B. .- 1987 .- V.35 .- №5 .- p.2366-2374.

75. Wooten F.,Weaire D.Criteria for randomness of randomized network .-PHYS.Rev.С .- 1986 .- V.19 .-№19 .-p. 1411-1414.

76. Stillinger F.M., Weber T.A. Computer simulation of local order in condensed phases of silicon //PHYS.Rev.B. .- 1985 .-V.31 .-№8 .-p.5262-5271.

77. Ovshinsry S.R., Adler D. Local structure, bonding and electronic properties of covalent amorphus semiconductors // Contem.PHYS. .- 1978 .- V.19 .- №2 .p. 109-126.

78. Гавриленко В.И., Греков A.M., Катрич Г.А.и др. Влияние аморфизации на энергетические состояния валентных электронов в кремнии // ФТП .1983 .-.Т. 17 .-№9.- С. 1642-1647.

79. Mott D. Gap states in amorphus silicon dangling and floating bonds // Journal of Non-Crystalline solids .- 1987 .- V.97 A 98 p.79-82.

80. Kelly M.J. Creation and saturation of light induced defects in a-Si:H // Journal of Non-Crystalline solids .- 1987 .- V.97 A 98 .- p.92.

81. Spicer W. Light induced change in the density of states of a-Si:H // Journal of Non-Crystalline solids .- 1989 .- V.107 .- p.289-294.

82. Греков A.M., Гунько B.M. Клапченко Г.М. и др. Влияние водорода на оборванные связи в кремнии// ФТП .- 1983 .- Т. 10 .- С. 1859-1860.

83. Keyton А.С., Ribarsky M.F. Abinitio calculations on hydrogen-bounded silicon clustwrs // PHYS.Rev.B. .- 1981.- V.23 .- №6 .- p.2897-2910.

84. King H., Kramer В., MacKinnon A.Density of states and charge distribution in a-Si:H // Sol.St.Comm .-1983 .- V.47 .- №9 .- p.683-686/

85. Recursion method and it's application // Sol. State Science. V.58. - Red. Petifor. - №4. - Springer. - 1985. -128 p.

86. Уэйр Д., Торп Ф. Вычислительные методы в теории твердого тела .- М .: Мир 1986 .-380 с.

87. Харрисон. Электронная структура и свойства твердых тел .- Мир .-1983 .-Т.2.-331 с.

88. B.von Roedern, Ley L., Cardona M. Photoelectron spectra of a-Si:H // PHYS.Rev.Lett.- 1977 .- P. 1576-1579.

89. Muuer J.N., Absence of band-gap surface states on clean a-Si // PHIL.Mag.B .- 1981 .- V.43 .- № 2 .- P.273-282.

90. B.von Roedern, Ley L., Cardona M. Photoemission studies on in situ prepared a-Si:H // PHIL.Mag.B .- 1979 .- V.40 .-№6 .- P.433-450.

91. Karcher R, Ley L. Photoemission spectra of hydrogenated and oxidized a-Si //Solid.State Comm .- 1982 .- V.43 .- №6 P.415-418.

92. Burnham N.A. Electron energy loss spectroscopy study of a-Si:H // Vac.Sci.Technol.A .- 1987 .-V.5 .- №4 P.2016.

93. Ley L. X-Ray Photoemission spectra of crystalline and a-Si, a-Ge Valence bands // PHYS.Rev.Lett.-1972 V.29 .-№16 .- P. 1088-1091.

94. Физика гидрогенизированного аморфного кремния / Под ред. Дж.Джоунопулоса и Дж.Люковски .-М.:Мир .- 1988 .- 488 с.

95. Senemaud С. Electronic structure of a-Si:H by soft X-Ray spectroscopy // Sol.St.Comm .- 1982 .- V.43 .- №6 .-P.484-485.

96. Данилин А.Б. Реактивная ионная имплантация как метод создания структур кремний на изоляторе // Зарубежная электронная техника .- 1986 .-№4.- С.62-81.

97. Hemmet P.L.F., Reeson K.J., Kilner J.A. and Krause S.J. SIMOX Bibliography // Vacuum .- 1991 .- V.42.-№5/6 .- P.393-453.

98. Jaussaud C., Margail J., Strormenos J. And Bruel M. High Temperature Annealing of SIMOX Layers: Physical Mechanisms of Oxygen Segregation // Mater.Res>Soc.Symp.Proc .- 1988.-V.107.-P. 17-22.

99. Stein H.J. Buried Insulator Formation in Silicon by Ion Implantation: A review. Presented at 1986.

100. Данилин А.Б., Мордкович B.H. Физические проблемы создания КНИ-структур методом реактивной ионной имплантации (препринт). Черноголовка,-1989.

101. Nesbin L.,Stiffler S., Slusser G. Formation of SOI Structures by Implanted Nitrogen//J.Electrochem.Soc .- 1985 .-V.132 .- №11 .- P.2913-2917.

102. Wong J.K.,Kilner J.A. Study of silicon-on-insulator Structures Formed by Low Dose Oxygen and Nitrogen Implantation // Mat.Sci. and Engineering .1991 .- B12 .- 000-000 (corr.exz.).

103. Hemment P.L.F., Peart R.F., Yao M.F. et all. High Quality Silicon on Insulator Structures Formed by the Thermal Redistribution of Implanted Nitrogen// Appl.Phys.Lett.- 1985 .-V.46 .-№10 .- P.925-954.

104. Эдельман Ф.Л. Структура компонентов БИС.- Наука: Новосибирск 1977 .- 256 с.

105. Hezel S. Si(LVV) Auger spectra of amorphous Si-oxide, Si-nitride, and Si-oxynitride // J.Apple.Phys .- 1980 .- V.51 .- №5 .- P.2566-2568.

106. Hezel R., Streb W. Charaterization of Silicon Oxynitride Films Prepared by Simultaneous Implantation of Oxygen and Nitrogen Ions into Silicon // Thin Solid Films .- 1985 .- V.124 .-№1 P.35-41.

107. Vasquez R.P., Madhukar F., Grunthaner F.J. and Naiman M.L. An X-ray Photoelectron Spectroscopy Study of the Thermal Nitridation of Si02/Si // J.Apple.Phys .- 1986 .-V.60 .- №1.- P.226-233.

108. Nesbit L., Slusser G., Frenette R. And Halbach R. Microstructure of Silicon Implanted with High Doses of Nitrogen and Oxygen // J. Electrochem. Soc .1986 .-V.133 .- P.1186-1194.

109. Мордкович B.H. Структуры «кремний на изоляторе» перспективный материал микроэлектроники // Материалы электронной техники .- 1998 .№2.- С.4-7.

110. Riviere J.C., Crosseley J.A.A. and Sexton B.A. Silicon Oxynitride Films: Ion Bombardment Effects, Depth Profiles and Ionic Polarization, Studied with the Aid of the Auger Parameter// J.Appl. Phys .- 1988 .-V.64 .-№9 .- P.4585-4600.

111. Брытов И.А., Гриценко В.А., Ромащенко Ю.Н. Ближний порядок и электронная структура аморфного SiNxOy // ЖЭТФ .- 1985 .- Т.89 .- №2 .-С.562-572.

112. Шервуд П.М.А. Обработка данных в РФЭС, п.3.7.2.3. Нормировка по площади // Приложение 3 в Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред. Д.Бриггса и М.П.Сиха. М.: Мир .- 1987 .- 525 с.

113. Itoh Т., Hayamizu Y. and Abe T. In-Diffusion of Nitrogen from N2 Ambient and its Aggregation at Lattice Imperfection in Silicon Cristals // Materials Science and Engineering В .- 1989 .- V.4 .- P.309-313.

114. Bultena S., Gujrathi S.C., Brebner J.L. et all. Nitrogen in-diffusion and accumulation in oxygen-implanted silicon during thermal annealing // X Int.Conf. on Ion Implantation Technology IIT-94, Catania-Italy 13-17 June 1994.- P-3.70.

115. Scorupa W., Knothe P. And Grotzchel R. Diffusion Inhibition Against Gold of Beam Synthesized Buried Silicon Nitride Layers in Silicon // Nucl.Instrum.Methods В .- 1988 .- V.34 .- P.532-537.

116. Schork R, Ryssel H. Ion Beam Synthesis of Buried Nitride Layers with High Quality Interfaces // X Int. Conf. On Ion Implantation Technology IIT-94 , Catania-Italy 13-17 June 1994 .- P-3.61.

117. Сих М.П., Бриггс Д. Перспективы анализа поверхности и границ раздела // Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред. Д.Бриггса и М.П. Сиха . М.: Мир 1987 .- С.22.

118. Van Ommen А.Н., Коек В.Н., Viegers М.Р.А. Ordering of Oxide Precipitates in Oxygen Implanted Silicon // Appl. Phys. Letts .- 1986 .- V.49 .P. 1062.

119. Хофман С. Послойный анализ // Анализ поверхнсти методами оже- и рентеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред Д. Бриггса и М.П. Сиха . М.: Мир .- 1987 .- С. 182.

120. Ривьер Дж. К. Оборудование // Анализ поверхности методами оже- и рентеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред Д. Бриггса и М.П. Сиха. М.: Мир .- 1987 .- С.

121. Фельдман JI. и Майер Д. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия, п.9.4. Энергетический спектр фотоэлектронов // Основы анализа поверхности и тонких пленок. М.:Мир .- 1989 .- С.219.

122. Himpsel F.J., McFeely F.R., Taleb-Ibrahimi A. Et all. Microscopic Structure of the Si02/Si Interface // Phys. Rev. В.- 1988 .- V.38 №9 .- P.6048-6096.

123. Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy by J.F. Moulder, W.F. Stickle, P.E.Sobol, K.D.Bomben, edited by J.Chastain, Perkin-Elmer Corporation, Physical Electronics Division, 6509 Flying Cloud Drive, Eden Prairie, Minnesota 55344, USA .- 1992.

124. Labunov V.A. and Protasevich P.V. XPS and AES Investigation of Silicon Oxidation by Ion-Implanted Oxygen // Nucl. Inst. & Meths. В .- 1989 .- V.39 № 1/4 .- P.466.

125. Барит И.Я., Борун А.Ф. Данилин А.Б. и др. Профили концентрации азота и кислорода, одновременно имплантированных в кремний / Тезисы докладов Всесоюзной конференции "Ионно-лучевая модификация материалов". Черноголовка .- 1987 .- С. 107.

126. Мао B.Y., Chen С.Е., Pollack G. et all. Total Dose Hardening of Buried Insulator in Implanted Silicon-on-Insulator // IEEE Tranc. Nucl. Sci .- 1987 .-V.6 .-№34 .-P. 1692-1998.

127. Maeyama S., Kajiama K. Surface Silicon Crystallinity and Anomalous Composition Profiles of Buried Si02 and Si3N4 Layers Fabricated by Oxygen and Nitrogen Implantation in Silicon // Jap. J. Appl. Phys .- 1982 .- V.21 .- №5 .- P.744-751.

128. Эльдман Ф.Л. Структура компонентов БИС . Новосибирск: Наука .- 1977 .- С.108.

129. Borun A.F., Danilin А.В., Mordkovich V.N. and Temper E.M. Behavior of 0+ and N+ Upon Simultaneous Substoichiometric Implantation into Silicon // Radiat. Eff.- 1988 .- V.107 .- P.9-13.

130. Handbook of x-ray Photoelectron Spectroscopy by J.F. Moulder et. all, edited by J.Chastain, Perkin Elmer Corporation, Physical Electronics Division, 6509 Flying Cloud Drive, Eden Prairie, Minnesota 55344, USA, ©1992.

131. Нефедов В.И. Рентгено-электронная спектроскопия химических соединений. М.:Химия .- 1984 .- 150 с.

132. Danilin А.В., Drakin К.A., Malinin A.A. et all. Behavior of implanted nitrogen in Si with the buried layer of Si02 precipitates // Sol.State Phenomena .- 1991 .- V.19&20 .- P.405-410.

133. A.E.White, K.T.Short, R.C.Dynes, J.P.Garno and J.M.Gibson. Mesotaxy: Single-crystal growth of buried CoSi2 layers. // Appl.Phys.Lett.V.50(2), 1987, p.95-97

134. J.C.Barbour, S.T.Picraux and B.L.Doyle. Buried silicide synthesis and strain in cobalt-implanted silicon. // Mat.Res.Soc.Symp.Proc. V.107, 1988, p.269-275.

135. A.H.van Ommen, J.J.M.Ottenheim., A.M.L.Theunissen and A.G.Mouwen. Synthesis of heteroepitaxial Si/CoSi2/Si structures by Co implanted into Si. // Appl.Phys.Lett. V.53(8), 1988, p.669-671

136. K.Kohlhof, S.Mantl., B.Stritzker and W.Jager. Formation of buried epitaxial Co silicides by ion implantation. // Nucl.Inst.Meth.Phys.Res. B39, 1989, p.276-279

137. Х.Риссел, И.Руге. Ионная имплантация. / -М.: Наука, 1983. -360 с

138. I.Kasko, C.Dehm, L.Frey and H.Ryssel. effect of ion-beam mixing temperature on cobalt silicide fprmation. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res.B80/81, 1993, p.786-789

139. E.H.A.Dekempeneer, J.J.M.Ottenheim, D.E.W.Vandenhoudt, C.W.T.Bulle-Lieuwma and E.G.C.Lathouwers. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res.B55, 1991, p.769-772

140. Ю.Н.Пархоменко, А.А.Галаев, А.В.Боженов, Е.А.Выговская и К.Д.Щербачев. Влияние параметров ионно-лучевого синтеза на формирование скрытых слоев в кремниию // Материалы Электронной техники. №1, 1999, с. 11-15

141. В.Ю.Троицкий. Модификация поверхностных слоев кремния высокоинтенсивными ионными пучками./ 1996, М. с. 200

142. J.F.Zigler, J.P.Biersack and O.Littmark. The stopping and Range of Ion in Solid / -1985, -V.l, Pergamon Press, Oxford

143. Валиев K.A., Евгеньев С.Б., Орликовский A.A. и др. Синтез скрытых слоев дисилицида кобальта в кремнии методом высоко-дозовой ионной имплантации. //Тр. ФТИАН. 1993. Т.6. с.70-79

144. Дворина Л.А. Перспективы развития исследований в области силицидов. /К.:ИПМ, 1991. с.33-35

145. L.Bischoff, K.-H.Heinig, J.Teichert and W.Skorupa. Submicron CoSi2 structures fabricated by focused ion beam implantation and local flash lamp melting. //Nucl.Inst.Meth.Phys.Res. B112, 1996, p.201-205

146. Глазов B.M., Земсков B.C. Физико-химические основы легирования полупроводников. / -М.: Наука, 1967. -372 с

147. Эллиот Р.П. Структуры двойных сплавов. / М.: Металлургия, 1970

148. Самсонов Г.В., Дворина JI.A., Рудь Б.М. Силициды. / -М.: Металлургия, 1979. -271 с

149. Гельд П.В., Сидоренко Ф.А. Силициды переходных металлов четвертого периода. / -М.: Металлургия, 1971. -584 с

150. Шанк Ф.А. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургия, 1973.-760 с.

151. Lexa D., Kematick R.J. and Myers C.E. Thermodynamics of phase formation of the cobalt silicides. // Chem.Mater. -1996. -V.8. -p.2636-2642.

152. Мыорарка Ш. Силициды для СБИС. / -М.: Мир, 1986. с. 176

153. By.P.V.Satyam, K.Sekar, G.Kuri, B.Sudaravel, D.P.Mahapatra and B.N.Dev. Defects in the ion-beam synthesized epitaxial Si/CoSi2/Si(lll) system. // Philosophical Magazine Letters, V.73, 1996, N.6, p.309-317

154. M.Palard, M.O.Ruault, O.Kaitasov, H.Bernas and K.H.Heinig. Irradiation induced growth of CoSi2 precipitates in Si at 650°C: An in situ study. // Nucl.Inst.Meth.Phys.Res. B120, 1996, p.212-215

155. Hamman D.R.// Phys. Rev. Lett. -1988. -V.60. -p.313.

156. T.Ito, H.Azuma and S.Noda. Internal stress of CoSi2 films formed by rapid thermal annealing. // Jpn.J.Appl.Phys. V.33, 1994, p.5681-5685

157. G.Bai, M-A.Nicolet and T.VreelandJr. Elastic and thermal properties of mesotaxial CoSi2 layers on Si. // J.Appl.Phys., V.69, 1991, N.9, p.6451-6455

158. A.A.Galaev, Yu.N.Parkhomenko, D.A.Podgorny, K.D.Chtcherbatchev. Phase formation of buried CoSi2 layers in Si(100) obtained by ion implantation., 8th Conference on Applications of Surface and Interface Analysis EC ASIA'97 (Stockholm, 1997)

159. J.F.Ziegler. Ion implantation. Science and Technology / Academic Press, Orlando, 1984

160. И.М.Лифшиц, В.В.Слезов. //ЖЭТФ, 1958, т.36, N.2(8), с.479-492

161. C.Wagner. // Z.Elektrochem. 1961, N.65. р.35

162. С.З.Бокштейн. Процессы диффузии, дефекты структуры и свойства материалов. / -М. Металлургия, 1976.

163. Б.И.Болтакс. Диффузия в полупроводниках. / -М: ФИЗМАТГИЗ, 1961, с.464

164. Б.С.Бокштейн, С.З.Бокштейн, А.А.Жуховицкий. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах. / -М: Металлургия, 1974

165. D.A.Porter and K.E.Easterling. Phase Transportations in Metals and Alloys / Van Nostrand-Reinhold, New-York, 1981, p. 115.

166. J.W.Martin and R.D.Doherty. Stability of Microstructure in Metallic Systems / Cambridge University Press. Cambridge. 1976

167. D.Lexa, RJ.Kematick and C.E.Myers. Thermodynamics of phase formation of the cobalt silicides. // Chem.Mater., V.8, 1996, p.2636-2642

168. D.R.Sparks,R.G.Chapman and N.S.Alvi. Anomalous diffusion and gettering of transition metals in silicon. // Appl.Phys.Lett. 1986. V.49. N9. p.525-527

169. F.D.Schowengerdt, T.L.Lin, RW.Fathauer and P.J.Grunthaner. Diffusion of Si in thin CoSi2 layers.

170. W.Ostwald. Z. Physik. Chem. / 1900, N.34, p.495

171. V.Boldyrev K.Meyer. Festkorperchemie / VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffmdustrie, Leipzing, 1973, p.374

172. K.Rademacher, S.Mantl, Ch.Dieker, H.Luth and C.Freiburg. Growth kinetics of iron silicides fabricated by solid phase epitaxy or ion beam synthesis. // Thin Solid Films, V.215, 1992,p.76-83

173. M.Strobel, S.Reiss and K.-H.Heinig. Evolution of nanocluster ensembles: Computer simulation of diffusion and reaction controlled Ostwald ripening. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res. B120, 1996, p.216-220

174. S.Reiss and K.-H.Heinig. Ostwald ripening during ion beam synthesis a computer simulation for inhomogeneous systems. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res. B84, 1994, p.229-233

175. P.W.Voorhees, // J.Stat.Phys., 1985, N.38, p.231

176. A.J.Arldell, RB.Nicholson and J.D.Essheldy. // Acta Metall., 1966, N.14, p. 1295

177. K.Enomoto and K.Kawasaki. // Acta Metall., 1989, N.37, p. 1399

178. G.Bai, Marc-A.Nicolet, T.Vreeland,Jr., Q.Ye and K.L.Wang. Strain in epitaxial CoSi2 films on Si(lll) and interface for pseudomorphic growth. // Appl.Phys.Lett. 1989. V.55. N18. p. 1874-1876

179. A.baba,H.Aramaki,T.Sadoh and T.Tsurushima. Growth kinetics of CoSi formed by ion beam irradiation at room temperature. // J.Appl.Phys., V.82, 1997, N.ll, p.5480-5483

180. M.Palard, M-O.Ruault, H.Bernas, M.Strobel and K-H.Heinig. In situ TEM study of the evolution of CoSi2 precipitates during annealing and ion irradiation. Inst.Phys.Cinf.Ser.157., 1997, p.501-506

181. W.C.Jonson, P.W.Voorhees and D.E.Zupon. // Metall.Trans. 1989, N.20A, p. 1175

182. H.Trinkaus and S.Mantl. Precipitation kinetics in silicon during ion beam synthesis of silicide layers. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res. B80/81, 1993, p.862-866

183. A.Hiraki. Initial formation process of metal/silicon interfaces. // Surface Science, V.168, 1986, p.74-99

184. S.Takeda. The structures of extended defects in Si and other materials studied by HREM. // Instr.Phys.Conf.Ser.N. 157, 1997, p.25-34

185. Th.Englert, G.Abstreiter and J.Pontcharra. Determination of existing stress in silicon films on sapphire substrate using raman spectroscopy. // Solid States Electronics, V.23, 1980, p.31-33

186. K.Kato, M.Takai, S.Namba, R.Schork and H.Ryssel. Raman measurement of lical SOI structure by SIMOX. // Nuc.Instr.Meth.Phy.Res.B55, 1991, p.710-713

187. H.Richter, Z.P.Wang and L.Ley. The one phonon raman spectrum in microcrystalline silicon. // Solid States Communications, V.39, 1981, p.625

188. Надоров В.П., Полисан A.A. Производство солнечных батарей на основе сплавов гидрогенизированного аморфного кремния. //Цветные металлы. 1995. - с. 8.

189. Madan. A., Ovshinsky S.R., BennE. //Phil. Mag. 1975.- v40. - р.259-260.

190. Wilson R.G., Stevie F.A., Magee C.W. Secondary Ion Mass Spectrometry. New York, 1989.

191. Matsuda A. // Jpn. J. Appl. Phys. 1986. - v.25.- p.X54-X56.

192. Matsuda A. // J. Appl. Phys. 1986. - v.60. - p.4025-4027.

193. Burdick J., Glatfelter Т. // Solar Cells 1986. - v. 18.- p.301-314.

194. Yang L., Chen L., Catalono A. // Appl. Phys. Lett. -1991. v.59. - p.840-842.

195. Reedy R. Mason B. et al // Conf. Amorphous and Microcristaiiine Silicon Technology 507,- Pittsburgh 1998.-p.7216291. С О В Л А К С

196. Общество с ограниченной ответственностью

197. Москва, Кулаков пер., 15 (15, KuJakov per., Moscow, 129626), тел./1е1.: (095) 287-97-58, факс/Гах: (095) 286-35-67

198. Е mail: sovlux - mail@mtu - net.ru

199. В рабочих стандартах предприятия предусмотрено проведение периодических исследований указанных структур на установке ВИМС по разработанным методикам.

200. Утверждаю» ?Р^ъного директорат.н. Полисан А. А.1. АКТоб использовании результатов диссертационной работы Пархоменко Юрия Николаевича1. Председатель комиссии:1. Члены комиссии:1. А.Н. Туркин