Фазовый состав, ориентация и субструктура силицидов, образующихся при конденсации и фотонной обработке пленок Ti и Mo на кремнии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

! I

СОДЦАТЕНКО Сергей Анатольевич

Фазовый состав, ориентация и субструктура силицидов, образующихся при конденсации и фотонной обработке пленок 14 и Мо на кремнии

Специальность 01.04.07 "Физика конденсированного состояния"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Воронеж - 2004

Работа выполнена в Воронежском государственном техническом университете

Научный руководитель член-корреспондент РАН, доктор

физико-математических наук, профессор Иевлев Валентин Михайлович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Чапланов Аркадий Михайлович;

доктор физико-математических наук, профессор Косилов Александр Тимофеевич

Ведущая организация Воронежский государственный

университет

Защита диссертации состоится 23 ноября 2004 года в 14 часов в конференц-зале на заседании совета Д 212.037.06 Воронежского государственного технического университета по адресу: 394026, г. Воронеж, Московский просп., 14

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Воронежского государственного технического университета

Автореферат разослан 21 октября 2004 г. .

Ученый секретарь диссертационного совета V Горлов М.И.

17ТЖ

90<2<Р<Р9

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Проблема исследования фазовых, ориентационных и субструктурных превращений при синтезе силицидов методами конденсации металлов на нагретые подложки в вакууме и импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок Т1 и Мо на 81, а также закономерностей сопряжения в гетеросисте-мах Б1 - силицид металла сохраняется по ряду обстоятельств.

В фундаментальном плане - на момент постановки цели данного исследования не исследован эффект быстрого отжига излучением ксеноновых ламп в синтезе пленок силицидов ТС и Мо. Кроме того, были достаточно хорошо изучены закономерности ориентированного роста и структура межфазных границ (МГ) в системах силицид-кремний с малым структурным несоответствием (№512-81, Со812-81, Р<1281-81, Сг812-81), полученных путем термического отжига в вакууме пленок металлов на 81. В системах кремний - силицид металла с большим структурным и размерным несоответствием, например, 81 - силицид титана, закономерности эпитаксиального роста на монокристаллических подложках кремния и структура МГ изучены недостаточно. Большинство исследователей основное внимание уделяли технологическим аспектам синтеза силицидов. Субструктурным исследованиям пленок силицидов не уделялось должного внимания.

В практическом плане - современное развитие микроэлектроники направлено к повышению степени миниатюризации элементов СБИС. Для систем металлизации эта тенденция означает переход к субмикронным размерам. В этом случае, решение проблемы контактно-металлизационных систем связано с использованием силицидов тугоплавких металлов, которым свойственны высокая термическая и химическая стабильность, низкие значения удельного сопротивления, хорошая совместимость с базовой МОП и биполярной технологией, стойкость к электромиграции. Наиболее распространенным способом формирования Т1812 и Мо812 является отжиг пленок металлов на подложке 81 в вакууме, инертной или восстановительной атмосфере. Однако высокие температуры формирования низ-коомных слоев дисилицидов при длительной термообработке приводят к деградации контактов на р+- диффузионных областях за счет миграции легирующей примеси в пленку силицида. Таким образом, дальнейшее увеличение степени интеграции СБИС требует разработку новых технологий с применением методов, позволяющих в результате уменьшения времени обработки свести к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей и легирующих добавок, уменьшить структурные нарушения. Уже первые эксперименты показали эффективность метода импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии излучением ксеноновых ламп.

Поэтому вполне закономерной была постановка исследований ориентации и субструктуры пленок силицидов, синтезированных при конденсации металла в вакууме на поверхность монокристаллического кремния, а также фазовых, ориен-тационных и субструктурных превращений при фотонной обработке пленок Ti и Мо на Si.

Работа выполнена в региональной научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии и электронографии Воронежского государственного технического университета в соответствии с планом научно-исследовательских работ ВГТУ по научному направлению "Физика, химия и технология конструкционных и функциональных материалов различного назначения" по теме "Перспективные тонкопленочные материалы для электронной техники" (№ГР 01960009745), а также в рамках проекта программы "Фундаментальные исследования высшей школы в области естественных и гуманитарных наук Университеты России" и РФФИ №01-0332927 и 024)3-06086.

Цель работы. Установление фазовых, ориентационных и субструктурных превращений при синтезе силицидов методами конденсации металлов на нагретые подложки в вакууме и ИФО пленок Ti и Мо на Si, а также закономерностей сопряжения в гетеросистемах Si - силицид металла.

Решались следующие задачи.

1. Сравнительные исследования методами просвечивающей электронной микроскопии, дифракции быстрых электронов и электронной оже-спектроскопии фазового и элементного состава, ориентации и субструктуры пленок, образующихся:

в процессе вакуумной конденсации металлов на поверхности монокристаллического кремния в зависимости от температуры подложки (Тп);

при ИФО пленок металла на поверхности монокристаллического и аморфного кремния в зависимости от дозы энергии излучения.

2. Анализ закономерностей сопряжения на межфазной границе кремний -силициды металлов на основе кристаллогеометрических критериев и исследование структуры межфазных границ.

3. Исследование зависимости удельного сопротивления пленок от дозы энергии излучения.

Объекты и методы исследования.

При выборе объектов исследования исходили:

- из возможности синтеза силицидов тугоплавких металлов методом конденсации металла в вакууме на нагретую подложку и методом ИФО пленок металла на подложке кремния и их способности к закономерному ориентированному росту на монокристаллическом Si.

• ¡'.•it., "'Iii • „н t Ч

г*. «Я

- из существующих и потенциальных возможностей практического применения исследуемой группы силицидов в качестве контактно-металлизационных систем ИС разных поколений.

Фазовый состав, структуру и ориентацию пленок исследовали на электронных микроскопах ЭМВ-100 АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST ЕМ с использованием различных методик*, анализ элементного состава образцов по толщине проводили на оже-спектрометре PHI-551.

Научная новизна результатов.

Установлены закономерные ориентационные соотношения в системе (lll)Si - TiSi2. Для данной системы характерны множественность ориентационных соотношений и некогерентное сопряжение на МГ.

В условиях ИФО для пленки TiSi2(C49) на (111 )Si преимущественными являются ориентации с высокой плотностью РСУ (кинетически выгодные), а в условиях конденсации металла на нагретые подложки - ориентации с наилучшим согласованием плотноупакованных плоскостей (энергетически выгодные). Полученный результат объясняется тем, что для хорошего согласования плотноупакованных плоскостей необходима глубокая релаксация атомной структуры в области МГ, которая не успевает проходить условиях ИФО, напротив квазиравновесные условия конденсации металла на нагретые подложки достаточны для ее развития.

Исследована субструктура пленок TiSi2(C54). В кристаллитах выявлены микродвойниковые прослойки, дефекты упаковки по Шокли и Франку и индивидуальные дислокации.

Установлен размерный эффект полиморфного превращения С49 С54.

Показано, что в системах Si - Ti и Si - Mo начало образования силицидных фаз на поверхности (lll)Si происходит при меньших величинах плотности энергии светового потока (E„)t по сравнению с поверхностью (OOl)Si, на моно-Si при меньших Ен, чем на a -Si, что объясняется разной толщиной естественного слоя оксида.

Практическая значимость. Результаты по формированию однофазных пленок силицидов TiSi2 и MoSi2 методом ИФО на моно-Si и a-Si рекомендованы к использованию при разработке технологического процесса создания контактно металлизационных систем СБИС с субмикронными размерами.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту:

- для систем с большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки (Si - силициды Ti, Mo) ориентационные соотношения отвечают основным кристаллогеометрическим критериям: наиболее плотные ре-

"Консультирование по электронно-микроскопическим исследованиям пленок силицидов проводил д.ф.-м.н. Кущев С.Б.

t Здесь и далее Ей - величина плотности поглощенной энергии светового потока.

шетки совпадающих узлов на МГ, хорошее согласование плотных плоскостей сопрягающихся кристаллических решеток;

- для ориентированной кристаллизации TiSi2 на моно-Si характерна множественность неэквивалентных эпитаксиальных соотношений, что приводит к неоднородности размеров зерен и препятствует получению одноориентационных эпитаксиальных пленок;

- для гетероструктур TiSi2 / Si свойственно некогерентное сопряжение кристаллических решеток;

- с изменением толщины пленки TiSi2, полученной при конденсации металла на нагретые подложки, проявляется размерный эффект полиморфного превращения С49 С54;

- ИФО не когерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии ускоряет процесс силицидообразования по сравнению с классической термической обработкой;

- последовательность образования силицидных фаз при ИФО пленок металлов на Si та же, что и при конденсации в вакууме на нагретую подложку;

- начало образования силицидных фаз на поверхности (11 l)Si происходит при меньших Еи по сравнению с поверхностью (OOl)Si; на монокристаллическом кремнии при меньших Еи, чем на a-Si;

- зависимость Rs (Еи), при формировании силицидов методом ИФО, имеет немонотонный характер, что отражает стадии диффузионного перемешивания компонентов и последовательность образования силицидных фаз.

Апробация работы. Основные результаты работы и ее научные положения докладывались на следующих конференциях, совещаниях, семинарах: на 1 -й Всес. конф. по материаловедению и физико-химическим основам технологий поликремния. Кремний 96 (Москва, 1996г.), на 16-й Рос. конф. по электронной микроскопии (Черноголовка, 1996г.), на конф. "Реализация региональных научно-технич. программ Центрально-Черноземного региона" (Воронеж, ВГТУ, 1996г.), на 5-й междун. конф. "Пленки и покрытия '98" (Санкт-Петербург, 1998г.), на XVII Рос. конф. по электронной микроскопии "ЭМ'98" (Черноголовка, 1998г.), на 2-м Веер. сем. "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж . 1999г.), на 3-м Веер. сем. "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж, 2000г.), на 12-м международном симп.'Тонкие пленки в микроэлектронике" (МСТПЭ-12 Харьков, Украина, 2001г.), на международной конференции "Single crystal Growth and heat & mass transfer" ( Обнинск, 2001 г.), на международной конференции "Interfaces in advanced materials (1АМ'03)" (Черноголовка, 2003г.), на ежегодных научных конференциях сотрудников, аспирантов и студентов ВГТУ.

Публикации . По теме диссертации опубликовано 16 научных работ.

Личный вклад автора. Самостоятельно автором проведены электронно-микроскопические исследования и выполнен анализ фазового состава, субструктуры и ориентации тонких пленок.

Структура работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы, содержит страниц 113, рисунков 42, таблиц 9 и 144 цитируемых работ.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснованы актуальность темы и выбор объектов исследования, сформулированы цель и задачи исследования, перечислены основные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна полученных результатов и их практическая значимость, приведены сведения об апробации результатов работы, публикациях, структуре и объеме работы.

В первой главе сделан краткий литературный обзор по теме диссертации. Глава состоит из семи разделов. В первом разделе описаны методы формирования и исследования пленок силицидов тугоплавких металлов. Во втором рассмотрено состояние проблемы начальных стадий формирования силицидов. В третьем проведен обзор закономерностей фазообразования в исследуемых системах в зависимости от методов и условий формирования силицидных фаз. В четвертом разделе внимание уделено полиморфным превращениям в пленках дисилицидов Ti и Мо. В пятом разделе рассмотрены исследования перспективных методов термообработки пленочных гетеросистем металл - кремний: быстрого термического отжига и импульсной фотонной обработки. Шестой раздел обзора посвящен исследованиям закономерностей ориентированного роста силицидов на монокристаллической подложке Si и субструктуры межфазных границ силицид - кремний. Седьмой раздел содержит заключение и постановку задачи.

Исходя из проведенного обзора, на момент начала работы для пленочных систем Ti - Si и Мо - Si хорошо исследованы закономерности силицидообразова-ния в процессе термического отжига пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре на поверхности моно - (поли -) Si. Установлено следующее: а) лимитирующей стадией силицидообразования является диффузия; диффундирующий элемент в этих системах - кремний; энергия активации диффузии Еа= 1,8 еВ в системе Ti - Si и Еа = 2,5 еВ в системе Мо - Si; б) в композициях металл - подложка первой зарождающейся фазой является TiSi2 (в силу минимума свободной энергии аморфной смеси, соответствующей составу наиболее глубокой точки эвтектики) и Mo3Si (в силу наименьшего значения энергии образования); в) рост силицидных фаз происходит послойно; г) последовательность образования фаз зависит от содержания кислорода.

Исследования последних лет закономерностей твердофазного синтеза TiSi2 показали, что пленка наивысшего силицида TiSi2 формируется в двух модифика-

циях: высокотемпературной метастабильной С49 и стабильной С54. Причем фаза С49 всегда предшествует С54. Фазовый переход С49 С54 характеризуется высоким значением энергии активации (около 4,5 эВ) и высокой скоростью превращения. Аналогично пленка MoSi2 стабильной модификации С11ь первоначально образуется в метастабильной С40.

На момент постановки задачи не изучены субструктура пленок TiSi2 и MoSi2, полученных конденсацией металлов на нагретые подложки, закономерности их эпитаксии на моно-Si и субструктура МГ кремний / силицид.

На сегодняшний момент в начальной стадии изучения находятся вопросы синтеза силицидов в этих системах в процессе быстрого термического отжига. По имеющимся данным достоверно можно говорить об эффективном синтезе силицидов при быстрой термообработке, где источниками энергии являются вольфрамовые лампы, графитовые нагреватели и инфракрасные лазеры. Совершенно не проводились исследования синтеза силицидов тугоплавких металлов методом ИФО излучением ксеноновых ламп. Кроме того, вследствие сильного отличия скоростных режимов формирования силицидов при термическом и импульсном фотонном отжиге можно ожидать и отличия в закономерностях их эпитаксиально-го роста.

В силу вышеперечисленного, вполне закономерно проведение исследований: во-первых, фазового состава и субструктуры пленок силицидов Ti и Мо, образующихся в процессе конденсации металлов в вакууме на нагретые подложки и при ИФО пленок металлов на подложке Si; во-вторых, закономерностей сопряжения пленок дисилицидов Ti и Мо с подложкой Si, их субстуруктуры и субструктуры межфазных границ.

Во второй главе дано описание методов получения и исследования образцов, приведены сведения об используемых материалах.

Исходные металлы имели следующую чистоту: Ti - 99,95%, Мо - 99,97% .При формировании пленок силицидов в качестве исходных подложек использовали пластины монокристаллического кремния марки КЭФ 0,3 (111) и КЭФ 0,2 (100). Пленки металлов толщиной 40-60 нм наносили различными способами.

Перед напылением поверхность пластин Si очищали химическим травлением в растворе плавиковой кислоты, а затем промывали в дистиллированной воде. Кроме того, при электронно-лучевом испарении пленок Мо и термическом испарении пленок Ti, непосредственно перед нанесением металла Si прогревали при Тп = 1270 К в течение 2-10 мин.

При магнетронном и ионно-плазменном распылении поверхность подложек, перед нанесением металла, освежали в буферном травителе состава HF:H20 =1:10 в течение 20 с, а затем отмывали в перекисно-аммиачной смеси H202:HN40H = 7:1 с последующей промывкой в деионизованной воде.

Непосредственно в камере, перед нанесением пленок металлов, поверхность подложки подвергали ионно-плазменному травлению пучком ионов аргона.

Нанесение пленок металлов проводили в следующих вакуумных установках: УРМ 3.273.004, УВН-2Н, УРМ3.279040, "Магна-2М", "Оратория-29П", УВН-ЭР.068, УСУ-4, "Оратория-5".

Во всех экспериментах температура подложек контролировалась в процессе напыления пленок хромель-алюмелевой или платина - платиноро-диевой термопарами.

Для формирования силицидных слоев методом импульсной фотонной обработки (ИФО) использовали установки УОЛ.П-1 и УНЛ.А-1.

Для исследования в электронном микроскопе на просвет образцы готовились методом химической полировки, химического подтравливания слоя оксида под слоем силицида и методом ионно-плазменного травления*.

Фазовый состав, структуру и ориентацию образующихся слоев исследовали на электронографе ЭГ-100М, электронных микроскопах ЭМВ-100АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST ЕМ

Анализ элементного состава образцов по толщине проведен методом Оже-электронной спектроскопии с послойным травлением ионами аргона. Исследования методом ОЭС проведены в ОИХФ АН СССР на установке PHI-551.

Третья глава включает результаты исследования ориентации и субструктуры пленок TiSi2 двух полиморфных модификаций, полученных конденсацией Ti на моно - Si в СВВ.

В первом разделе приведены результаты исследования ориентации и субструктуры пленки TiSi2 структурного типа С49, синтезированной в процессе конденсации Ti на нагретые подложки (lll)Si и (001)Si в сверхвысоком вакууме (СВВ) при Т„= 973 К.

Субструктура TiSi2 - моноблочная по толщине и образована кристаллитами с поперечным размером около 0,3 мкм. Для большинства кристаллитов характерна высокая плотность (106см"') свойственных этой фазе дефектов упаковки по плоскостям (010). Из анализа электронограммы следует, что для TiSi2 характерны двухосные текстуры <310>, <016>, отвечающие следующим ОС:

для (lll)Si

(150), [001 ]TiSi2(C49) II (111), [ 110 ]Si, (021), [100]TiSi2(C49) II (111), [lT0]Si, (150), [001]TiSi2(C49) II (111), [34l ]Si, (021), [ 100]TiSi2(C49) II (111), [ 23 T ]Si.

(1) (2)

(3)

(4)

* Автор благодарит А.Ю.Исаева за помощь в подготовке и исследовании образцов методом " cross-section ".

каждая из ориентации имеет шесть симметрично эквивалентных позиций;

для (001 )Si (150), [001 ]TiSi2(C49) II (001), [ll0]Si, (5)

(021), [100]TiSi2(C49) II (001), [ll0]Si (6)

в четырех симметрично эквивалентных позициях соответственно.

Ориентации (1), (2) и (5), (6) - преимущественные, с азимутальным отклонением в пределах ±1°. Ориентации (3) и (4) - дополнительные, с азимутальным размытием ±5°. По величине азимутального размытия рефлексов от точного направления можно судить о выгодности той или иной ориентации. Так, очевидно, кристаллиты TiSi2(C49) в ориентациях (1), (2), (5), (6) с азимутальным размытием около 1° при прочих равных условиях сильнее связаны с подложкой, чем кристаллиты в ориентациях (3), (4)

Во втором разделе изучена пленка TiSb(C54), синтезированная в процессе конденсации Ti на нагретые полложки при температуре 1073 К (в СВВ) Пленка TiSb(C54) имела моноблочную по толщине (около 100 нм) субструктуру с размером зерен 0,5 - 5 мкм. Анализ картин дифракции электронов с различных участков образцов показал, что большинство зерен силицида имеют закономерные ориентационные соотношения:

(110), [ 334 ]TiSi2(C54) II (111), [ 112 ]Si, (7)

(100), [ 032 ]TiSi2(C54) II (111), [ 112 ]Si, (8)

(310), [134 ]TiSi2(C54) П (111), [lT0]Si, (9)

(110), [001]TiSi2(C54) II (111), [112 ]Si, (10)

(100), [001 ]TiSi2(C54) II (111), [112 ]Si, (11)

(310), [001]TiSi2(C54) II (111), [lT0]Si. (12)

Субструктура пленок была исследована методом электронно-микроскопического муара. Рис. 1а иллюстрирует характерную субструктуру, образующуюся при реализации ОС (7) и (8). Кристаллиты в ориентации (7) содержат сдвой-никованные полосы различной ширины в ориентации (8) таким образом, что (7) по отношению к (8) является преимущественной. Фасетирование межкристаллитных границ происходит по плоскостям (001Ь П (001)s и {3 11 }7 П {021 }8, угол между фасетками составляет 105,6°. Переход из ориентации (7) в (.8) осуществляется поворотом вокруг оси <001> на 60°, в результате чего образуется когерентная граница двойникового типа по плоскости (001), в которой все атомы совпадают. Регулярные полосы муара, образующиеся в результате двойной дифракции на плоскостях (313 )TiSi2(C54) и (220)Si, свидетельствуют об отсутствии в пределах кристаллитов дислокаций. Наряду с прослойками двойников по смещениям муаровых строк на доли периода выявляются дефекты упаковки (ДУ) (рис. 16).

С увеличением эффективной толщины пленки Т1812 изменяется не только ее морфология (островковая —» лабиринтная —► сплошная), но и наблюдается размерный эффект полиморфного превращения. Когда в одних и тех же условиях синтеза Т^г (только в зависимости от толщины) формируются пленки: островковая в модификации С49; лабиринтная, состоящая из кристаллитов фазы С54 размером более 0,5 мкм и С49 размером от 0,1 до 0.3 мкм; сплошная в модификации С54.

Рис. 1. а - микрофотография участка пленки Т1812(С54) в ориентации (7), (8), б - картина электронно-микроскопического муара, иллюстрирующая типы дефектов упаковки

Анализ сопряжения кристаллических решеток и силицидов на основе кристаллогеометрических критериев показывает, что ориентационные соотношения отвечают двум основным кристаллогеометрическим критериям: наилучшего структурного соответствия, соответствующего хорошему согласованию плотноупа-кованных плоскостей и высокой плотности совпадающих узлов. Энергетически более эффективным является первый критерий.

Для гетероструктур Т1812 / свойственно некогерентное сопряжение кристаллических решеток. Дислокации несоответствия не выявлены ни при каких условиях дифракции.

В четвертой главе представлены результаты исследований фазового состава, субструктуры и ориентации методами ПЭМ и ОЭС пленок в системе Т1 - 81, сформированных ИФО.

В первом разделе рассмотрены фазовые, ориентационные и субструктурные превращения, происходящие при ИФО в гетеросистеме Т1/(111)81, в зависимости от плотности энергии светового потока. Фазовый состав пленок приведен в табл. 1

Таблица 1

Фазовый состав пленок, образующихся при ИФО Ti на моно-Si

Еи, Дж-см"2 Фазовый состав

12-20 (Ti + Si) твердый раствор

22-26 Ti5Sij + TiSi2(C49) + TiC + TiOx + Si

28-32 TiSi2(C54) + TiC + TiOx + Si

Исходные структуры представляли собой высокодисперсные поликристаллические пленки Ti со средним размером зерна 25 нм и двухосной текстурой, со значительным систематическим азимутальным размытием.

Для значений Еи S 20 Дж ем'2 электронограммы не показывают изменений фазового состава пленок. Размер зерен увеличивается с увеличением Еи в 2-2,5 раза, и совершенствуется азимутальная ориентация.

В интервале Еи =22-26 Дж ем'2 образуются многофазные структуры. Фаза Ti5 Si3 имеет гексагональную решетку типа Mn5Si3, TiSi2 структурного типа С49 - базоцентри-рованную орторомбическую решетку. Первый силицид является высокодисперсной неориентированной поликристаллической пленкой со средним размером зерна 20 нм, второй - поликристаллической пленкой с текстурами <310>, <016>. Появление карбида и оксида титана связано с вытеснением углерода и кислорода из той области титановой пленки, в которой уже прошла реакция с Si в непрореагированную область, где при достижении достаточной концентрации О и € образуются фазы ТЮХ и TiC. На рис.2 представлены электронные микрофотографии "cross-section"(a, б), иллюстрирующие субструктуру пленок, образующихся при ИФО с Еи=24Дж см"2 на (lll)Si. Основной слой, контактирующий с Si, толщиной около 150 нм - силицид TiSi2(C49). Субструктура TiSi2 - моноблочная по толщине и образована кристаллитами с поперечным размером около 0,2 мкм. Для большинства кристаллитов характерна высокая плотность (106см"') свойственных этой фазе дефектов упаковки по плоскостям (010). Для TiSi2 характерны двухосные текстуры, отвечающие ОС (3,4). Рис.2б хорошо иллюстрирует параллельность плоскостей (02 l)TiSi2 и (lll)Si и резкий переход от решетки подложки к решетке пленки. Регулярные полосы муара (рис.2в) с периодом 0,54 и 1,06 нм (двойная дифракция на плоскостях (220)Si и (131)TiSi2, (200)TiSi2, соответственно) на участках зерен TiSi2 в ориентациях (3) и (4) свидетельствуют об отсутствии дислокаций в пределах выделенных областей. Подобно результату исследования субструктуры МГ TiSi2(C49)/moho-Si в гл.3.1 дислокации несоответствия не выявлены ни при каких условиях дифракции.

При Ей > 30 Дж ем'2 образование'Т15!2(С54) завершается полностью. Для пленок та^(С54) характерны крупные кристаллиты размером до 5 мкм с двойниками по плоскостям (001)Т'|512. Анализ картин дифракции электронов с различных участков образцов показал, что большинство зерен силицида имеют закономерные ориентационные соотношения (7) - (9).

Рис.2. Микрофотографии гетероструктуры образцов, полученных при ИФО (Еи=24 Дж ем"2) Ti на (lll)Si: гетероструктуры, , а - «cross-section» изображение, б -прямое разрешение плоскостей (111) и (021) кристаллических решеток Si и TiSi2(C49), соответственно, в окрестности МГ для ориентационного соотношения (4), в - картина муара в пределах участков зерен справа в ориентации (3), слева в (4) (двойная дифракция на плоскостях (220)Si и (131)TiSi2, (200)TiSi2, соответственно)

По результатам оже-спектрального анализа для Еи =20 Дж ем'2 получено относительно равномерное распределение кремния по толщине пленки Ti на уровне 20 ат.%,

медленно убывающее от 30 - 35 ат.% в приповерхностном слое до 5 ат.% в объеме содержание кислорода и быстро спадающее до того же уровня содержание углерода. Недостаток кремния и наличие примесных атомов исключают силицидооб-разование. Для Еи = 30 Дж ем"2 приповерхностный слой примерно до 0,13 общей толщины пленки обогащен углеродом и кислородом (до 30-35 ат.% в максимуме), далее до межфазной границы силицид - кремний идет протяженная однородная область стехио-метрического состава Т1812 с примерно 5% избытком 81

Во втором разделе рассмотрены фазовые, ориентационные и субструктурные превращения, происходящие при ИФО в гетеросистеме Т1/(а—в зависимости от плотности энергии светового потока. Данные о составе пленок после ИФО для разных значений Еи приведены в табл.2.

Таблица 2

Фазовый состав пленок, образующихся при ИФО Ti на moho-Sí

Еи, Джем"'' Фазовый состав

12-22 Ti + Si

23-28 Ti5Si3 + TiSi2(C49) + TiC + TiOx + Si

29-32 TiSi2(C54) + TiC + TiOx + Si

Установлено, что последовательность образования силицидных фаз на a -Si и моно-Si идентична. В то же время, на моно-Si образование силицидов начинается при меньших значениях Еи, чем на a-Si: при Еи= 20 и 22 Дж ем"2 соответственно. Очевидно это связано с различной толщиной естественного оксида на поверхностях моно- и a-Si.

По результатам оже-спеетрального анализа элементный состав пленок TiSi2(C54) по толщине хорошо коррелирует с результатами дифракционных исследований. При идентичности профилей силицидных слоев для системы a-Si - Ti протяженность приповерхностной области с повышенным содержанием кислорода несколько больше, чем для системы моно-Si - Ti (28 нм и 22 нм, соответственно). Это различие обусловлено большей толщиной собственного оксида на поверхности a-Si, чем на поверхности моно-Si.,

В третьем разделе исследовалась зависимость удельного сопротивления пленок систем моно-Si - Ti и a-Si - Ti от величины Еи. Получено, что для изменения Rs в обеих системах наблюдается хорошая корреляция с изменением фазового и элементного состава, образующихся слоев. Поскольку, методами ПЭМ в интервале Еи = 16-19 Дж ем'2 для моно-Si и Ец=16 - 21 Дж ем"2 для a-Si не было обнаружено интерметаллических соединений, рост сопротивлений при данных Ей связывается с диффузией Si в Ti. Задержка спада Rs для второй системы свидетельствует о том, что начало образования силицида происходит при больших значениях Еи. Минимальное значение величины (Rs= 2 Ом/ ) соответствует образованию высшего силицида.

В пятой главе представлены результаты исследований методами ПЭМ и ОЭС фазового и элементного состава, субструктуры и ориентации пленок в системе Mo-Si, синтезированных методом конденсации металла на разогретую подложку и ИФО.

В первом разделе проведены исследования фазового состава, структуры пленок при электронно-лучевом испарении и конденсации Мо на (001) и (11 l)Si в области относительно высоких температур подложки. Данные о фазовом составе образующихся пленок приведены в табл.3.

Таблица 3

Фазовый состав пленок, полученных при вакуумной

конденсации Мо на кремний при различных Тп_

Температура подложки (Тп), К Фазовый состав

(111) Si (100) Si

570 Мо Мо

770 Mo+MoSi7 (Г) Мо

970 MoSb (П+MoSi, (Т) MoSi2 (П+MoSi? (Т)

1170 MoSi,(T) MoSb (Т)

Установлено,что последовательность образования силицидных фаз при вакуумной конденсации пленок Мо на (111)51 и (001)81 одинакова. Наблюдается зависимость процесса силицидообразования от ориентации подложки. При Тп = 970 К образуются пленки дисилицида молибдена двух модификаций Мо812(Г) и Мо8Ь(Т). При качественно одинаковом фазовом составе пленок на (111) и (001) относительная доля фазы Мо812(Т) на (111)81 больше. При Тп = 1170 К происходит образование пленок Мо812(Т). Средний размер зерен двухфазных пленок Мо812(Г)+Мо812(Т) составлял 0,035-0,045 мкм, МоБ^Т) - 0,2 мкм.

Анализ электронограмм пленок показал, что для большей части зерен фаз Мо812(Г) и Мо812(Т) характерен ориентированный рост. Его многоориентацион-ный характер не позволяет получать эпитаксиальные пленки одной ориентации.

Во втором разделе проведены исследования фазовых, ориентационных и субструктурных превращений при фотонной обработке пленок Мо на 81.

Данные о фазовом составе пленок по результатам анализа электронограмм приведены в табл.4.

Исходная пленка Мо имеет мелкодисперсную структуру без преимущественных ориентаций. ИФО при Еи до 20 Дж ем"2 не приводит к изменению фазового состава пленок, наблюдается лишь незначительное увеличение среднего размера зерен.

Взаимодействие Мо с 81 и образование низшего силицида Мо381 с кубической решеткой, происходит при Еи = 20 Дж ем'2. При Еи = 24-26 Дж-см'2 формируются однофазные пленки Мо812(Г) с гексагональной решеткой. Дальнейшее увеличение Еи приводит к образованию второй модификации дисилицида молибдена - МоБ^Т), имеющего тетрагональную решетку. При Еи> 32 Дж-см"2 образуются однофазные пленки, содержащие только дисилицид молибдена тетрагональной модификации.

Все полученные пленки имеют поликристаллическую структуру с высокой плотностью дефектов упаковки и микродвойников в зернах. Средний размер зерна увеличивается от 20 до 40 нм с увеличением Еи для чистых металлов и от 30 нм для дисилицида MoSi^D ДО 0,2 мкм для дисилицида MoSi2(T).

По результатам оже-спектрального анализа на поверхности образцов присутствуют Si ( 55-60 ат.%), С ( 25-30 ат.%), О ( 10 ат.%) и небольшое количество Мо ( 2-3 ат.%), ниже расположена область пленки однородного состава, соответствующего MoS¡2 с небольшим избытком кремния и содержанием кислорода и углерода около 2-4 ат.%.

В третьем разделе рассмотрены фазовые, ориентационные и субструктурные превращения в системе Mo/a-Si при ИФО пленок металла на a-Si.

Обработка пленочной системы a-Si - Мо в интервале Еи =12-22 Дж-см'2 также, как и в случае системы a-Si - Ti , приводит к кристаллизации исходной аморфной пленки Si. Последовательность образования силицидных фаз при ИФО пленок Мо на а - Si является такой же, как и в случае системы моно-Si - Мо.

Данные о фазовом составе пленок после ИФО для разных значений Ей по результатам анализа электронограмм приведены в табл.4.

Как видно, из сравнения результатов ИФО пленок Мо на (lll)Sí и на a-Si, начало процесса силицидообразования на a-Si происходит при более высоких значениях Еи (20 Дж ем'2 для моно-Si и 26 Дж-см'2 для a-Si).

Таблица 4

Фазовый состав пленок, образующихся при ИФО Мо на (11 l)Si_

Еи, Дж-см'2 моно-Si Еи, Дж-см"2 a-Si

20- Mo+Mo4Si 20-26 Мо

24- MoSi?(D 27-28 Мо + Mo-iSi

28- Moswn + MoSi,m 29-30 MoSi,(r)+MoSi,m

32- MoSi?(T) 32-34 MoSbíT)

В третьем разделе исследовалась зависимость удельного сопротивления пленок систем моно-Si - Мо и a-Si - Мо.

Rs хорошо корелирует с изменениями фазового и элементного состава, образующихся слоев. Для данной системы рост сопротивления в интервале Еи = 22 - 25 Дж-см'2 для моно-Si и Еи=24-28 Дж-см'2 для a-Si соответствует образованию M03SÍ. Максимальное значение Rs (около 90 и 40 Ом/Г1) соответствуют значениям Еи= 26 Дж-см'2 для моно-Si - Мо и 30 Дж-см'2 для a-Si - Мо. Задержка спада Rs для второй системы отражает начало образования дисилицида Мо при больших значениях Ец- Минимальное значение величины Rs=10-12 Ом/ соответствовало образованию однофазного силицида MoSi2(T).

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ.

1. Проведено исследование субструктуры и ориентации пленок TiSi2 и M0SÍ2, полученных методами вакуумной конденсации металла на нагретые подложки Si и ИФО пленок металла на Si. Установлено, что поликристаллическая структура пленок силицидов обусловлена многоориентационным характером эпи-таксии. Определены основные типы внутрикристаллитных дефектов: одиночные дислокации, дефекты упаковки и микродвойники. С изменением толщины пленки TiSi2, полученной при конденсации металла на нагретые подложки, проявляется размерный эффект полиморфного превращения С49 -> С54. Не обнаружено дислокаций несоответствия на межфазной границе ни при каких условиях дифракции. Это свидетельствует о том, что при большом размерном и структурном несоответствии решеток силицидов и кремния реализуется некогерентное сопряжение на межфазной границе.

2. Экспериментально впервые выявлены ориентации (2), (3), (4), (6 -9) для TiSi2. Анализ реализующихся ориентационных соотношений показал, что они отвечают критериям:

а) наилучшего структурного соответствия (хорошего согласования плотно-упакованных плоскостей через межфазную границу);

б) относительно высокой плотности РСУ.

При синтезе силицида TiSi2 методом конденсации металла на нагретые подложки преимущественными являются ориентации, удовлетворяющие первому критерию. В условиях быстрого синтеза TiSi2 при ИФО и быстрого роста кристаллитов TiSi2(C54) из матричной фазы TiSi2(C49) преимущественно образуются ориентации с относительно высокой плотностью РСУ.

3. Показана эффективность ИФО, проявляющаяся в ускорении процесса си-лицидообразования. Установлено, что последовательность образования силицид-ных фаз Ti и Мо при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре. Начало образования силицидных фаз на (lll)Si происходит при меньших величинах плотности энергии светового потока (Еи), чем на (OOl)Si, на моно-Si при меньших Е„, чем на a -Si, что объясняется разной толщиной естественного оксида.

4. Характерная зависимость удельного сопротивления обработанных пленок от Еи и сопоставление с данными фазового анализа пленок для различных значений Еи показывают, что реакции предшествует диффузия некоторого количества Si (до 20%) в Ti. За рост Rs ответственно образование твердого раствора. Снижение R§ с увеличением Ец происходит с началом образования силицида, и наименьшее значение Rj соответствует завершению процесса образования конечной фазы. Характер зависимости Rs от Ей для пленок на моно- и a-Si одинаков, а установленная хорошая корреляция Rs с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов.

Основные результаты работы изложены в следующих публикациях:

1. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Балашова В.Ю., Белоногов Е.К. Образование силицида TiSi2 при вакуумной конденсации металла на кремнии / Вестник, ВГТУ, 1996, сер. Материаловедение, вып. 1.1, С. 155-157.

2. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И., Сарыкалин В.Н., Солдатенко С.А. Получение пленок силицидов методом импульсной фотонной обработки молибдена на монокристаллическом и аморфном кремнии / Тез. Док. 1 Всес. конф. по материаловедению и физико-химическим основам технологий поликремния. Кремний 96, Москва, С.243.

3. В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, С.А.Солдатенко Локальная эпитаксия и субструктура пленок TiSi2 на Si / Тез. Док. 16 Рос. конф. по электронной микроскопии. Черноголовка, 1996, С. 148.

4. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И., Сарыкалин В.Н., Солдатенко С.А. Формирование контактно- металлизационных систем СБИС на основе силицидов титана методом импульсной фотонной обработки / Материал.конф. Реализация региональных научно-технич. Программ центрально-черноземного региона, 1996, Воронеж, ВГТУ, т.2, С. 36-43.

5. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Руднева И.Г., Белоногов Е.К. Образование силицидов молибдена при вакуумной конденсации металла на кремнии/ Вестник, ВГТУ, 1997, сер. Материаловедение, вып.1.2,с.33-35.

6. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Солдатенко C.A., Рубцов В.И., Сарыкалин

B.Н. Состав и структура силицидов образующихся при импульсной фотонной обработке пленок титана на монокристаллическом и аморфном кремнии / ФХОМ, 1997, N4, С.62-67.

7. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Балашова В.Ю., Солдатенко С.А., Бугаков A.B., Руднева И.Г. Субструктура межфазных границ кремний силицид металла / Тез.док. XVII Рос.Конф. по электронной микроскопии ЭМ'98 1998, Черноголовка,

C.77-78.

8. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Балашова В.Ю., Санин В.Н. Синтез силицидов металлов при импульсной фотонной обработке / Тез.док. 2 Веер. Сем. Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении. Воронеж. 1999. С.163-165.

9. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Солдатенко С.А. Ориентированное образование силицидов в системе Ti/Si(l 11)/ Тез. док.2 Веер. Сем. Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении. Воронеж. 1999.С. 165-167.

10. Ievlev V.M., Kushev S.B., Soldatenko S.A. Orientation and substructure of TiSi2 films on Si(l 11) / Functional materials, v.6, N5, 1999, P.920-925

11. Кущев С.Б., Солдатенко С.А. Субструктура пленок силицидов Ti и закономерность сопряжения на межфазной границе TiSi2-(l 1 l)Si. / Тез. док. 3 Веер. Сем. Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении. Воронеж . 2000. С.99.

12. Иевлев В.М., Бугаков А.В, Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Маркушев Б.Н., Руднева И.Г. Закономерности сопряжения и субструктура межфазных границ в системах Si-Силицид Me (Me: Pt, Pd, Ni, Re, Ir, Mo, Ti) / Сб.докл. 12-го Международного симп.'Тонкие пленки в микроэлектронике" МСТПЭ-12 Харьков, Украина.- 2001.- С.201-206.

13. Ievlev V.M., Bugakov A.V., Kushev S.B., Soldatenko S.A., Markushev B.N., Rudneva I.G. Conjugation regularities and substructure of interphase boundaries in the systems Si - Final phase of Pt-, Pd-, Ni-, Re-, Ir-, Mo-, Ti- silicides / Proceedings Fourth International Conference "Single crystal Growth and heat & mass transfer" ICSC, 0bninsk-2001 .-V.2. -P.496-503.

14. Иевлев B.M., Кущев С.Б., Солдатенко C.A., Исаев А.Ю., Рубцов В.И. Структура и закономерности сопряжения на межфазной границе пленок TiSi2 на (11 l)Si / Неорганические материалы. 2001,- Т.37.- №12,- С. 1471-1479.

15. Ievlev V.M., Kushev S.B., Bugakov A.V., Soldatenko S.A. Orientation relationships and substructure of interphase boundaries in the systems Si - metal silicide films of -silicides (Pt-, Pd-, Ni-, Re-, Mo-, Ti, Ir) / Interfaces in advanced materials (IAM'03) International conference. Book of abstracts, Chernogolovka - 2003.- P.6.

16. Солдатенко С.А. Влияние ИФО на кинетику полиморфного превращения в тонких пленках / Тонкие пленки и нитевидные кристаллы, сб. научн. тр. ВПИ, 1993, С.45-48.

St'

<J

>2112?

РНБ Русский фонд

2005-4 18480

Подписано в печать 20.10.04. Формат 60x84/16. Бумага ъ,-. множительных аппаратов.

Усл. печ. л. 1,0. Тираж 90 экз. Заказ № Воронежский государственный технический университет 394026 Воронеж, Московский просп., 14

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Синтез силицидов Ti и Мо. Основные методы и закономерности формирования силицидных пленок, их субструктура и ориентация. Состояние проблемы

1.1. Методы формирования и исследования пленок силицидов титана и молибдена

1.2. Начальные стадии формирования силицидов Ti и Mo

1.3. Последовательность фаз образующихся при синтезе силицидов в гетеросистемах Ti-Si и Mo-Si

1.4. Полиморфные превращения в пленках дисилицидов Ti и Мо

1.5. Быстрый термический и импульсный фотонный отжиг

1.6. Закономерности ориентированного роста силицидов на Si

Актуальность темы: Проблема исследования фазовых, ориентацион-ных и i субструктурных; превращений при синтезе: силицидов; методами конденсации металлов на нагретые подложки; в вакууме и импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок Ti и Мо на Si, а также закономерностей сопряжения в гетеросистемах Si - силицид металла сохраняется по ряду обстоятельств.

В i фундаментальном < плане - на момент постановки цели * данного исследования не исследован эффект быстрого отжига излучением ксеноновых ламп в синтезе пленок силицидов Ti и Мо. Кроме того, были достаточно хорошо изучены закономерности, ориентированного > роста t и структура межфазных границ (МГ) в системах силицид-кремний с малым структурным несоответствием (NiSi2-Si, GoSi2-Si, Pc^Si-Si, CrSi2-Si), полученных путем» термического отжига в вакууме пленок металлов на Si. В системах кремний - силицид металла с большим структурным и размерным г несоответствием, например, Si -силицид титана^ закономерности эпитаксиального роста на монокристаллических подложках кремния и структура межфазных границ изучены недостаточно. Большинство исследователей основное внимание уделяли технологическим аспектам синтеза силицидов. Субструктурным исследованиям пленок силицидов не уделялось должного внимания.

В практическом плане — современное развитие микроэлектроники/направлено к повышению степени миниатюризации элементов СБИС. Для систем металлизации эта тенденция означает переход к субмикронным размерам. В этом случае, решение проблемы контактно-металлизационных систем связано с использованием силицидов тугоплавких металлов, которым свойственны высокая термическая и химическая стабильность, низкие значения удельного сопротивления, хорошая г совместимость с базовой МОП и биполярной технологией^ стойкость к электромиграции. Наиболее распространенным способом формирования TiSi2 и MoSi2 является отжиг пленок металлов на подложке Si в вакууме, инертной или восстановительной атмосфере.

Однако высокие температуры формирования. низкоомных слоев дисилици-дов при длительной- термообработке приводят к деградации; контактов на р+-диффузионных областях за счет миграции легирующей примеси в пленку силицида. Таким образом, дальнейшее увеличение степени интеграции СБИС требует разработку новых технологий с применением методов, позволяющих в результате уменьшения времени обработки s свести; к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей s и легирующих добавок, уменьшить структурные нарушения. Уже первые эксперименты показали эффективность метода импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии излучением ксеноновых ламп:

Поэтому вполне закономерной была постановка исследований ориентации и субструктуры пленок силицидов, синтезированных при конденсации металла в вакууме на поверхность монокристаллического кремния, а также фазовых, ориентационных и субструктурных превращений при фотонной обработке пленок Ti и Мо на Si.

Работа выполнена в региональной научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии и электронографии Воронежского государственного технического университета в соответствии с планом; научно-исследовательских работ ВГТУ по научному направлению "Физика, химия и технология конструкционных и функциональных материалов различного назначения'' по теме "Перспективные тонкопленочные материалы для электронной техники" (№ГР 01960009745), а также в; рамках проекта программы "Фундаментальные исследования высшей школы; в области естественных и гуманитарных наук Университеты России" и РФФИ№01-03-32927 и 02-03-06086.

Цель работы. Установление фазовых, ориентационных: и субструктурных превращений при синтезе силицидов методами конденсации металлов на нагретые подложки в вакууме и ИФО пленок Ti и Мо на Si, а также закономерностей сопряжения в гетеросистемах Si — силицид металла.

Решались следующие задачи:

1. Сравнительные исследования методами просвечивающей электронной микроскопии, дифракции быстрых электронов и электронной оже-спектроскопии фазового и: элементного состава, ориентации и субструктуры пленок, образующихся: в процессе вакуумной конденсации»металлов на поверхности монокристаллического кремния в зависимости от температуры подложки (Тп); при ИФО пленок, металла на поверхности монокристаллического, поликристаллического и аморфного кремния в зависимости от дозы; энергии излучения.

2. Анализ закономерностей сопряжения на: межфазной границе кремний - силициды металлов на основе кристаллогеометрических критериев и исследование структуры межфазных границ:

3. Исследование зависимости удельного сопротивления пленок от дозы энергии излучения.

При выборе объектов исследования исходили:

- из; возможности синтеза силицидов тугоплавких металлов методом конденсации металла в вакууме на нагретую подложку и методом ИФО пленок металла на подложке кремния и их способности к закономерному ориентированному росту на монокристаллическом Si.

- из существующих и потенциальных возможностей практического применения исследуемой группы силицидов в качестве контактно-металлизационных систем? ИС разных поколений.

Методы исследования. Фазовый состав, структуру и ориентацию пленок исследовали на электронных микроскопах ЭМВ-100 АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST ЕМ с использованием различных методик1, анализ элементного состава образцов по толщине проводили на оже-спектрометре РШ-551.

1 Консультирование по электронно-микроскопическим исследованиям пленок силицидов проводил д.ф.-м.н. Кущев С.Б.

Научная новизна результатов. Установлены закономерные ориента-ционные соотношения в системе (lll)Si»- TiSi2- Для данной системы характерно некогерентное сопряжение на МГ.

В условиях ИФО для пленки TiSi2(C49) на (111 )Si преимущественными являются ориентации с высокой плотностью РСУ (кинетически выгодные)^ а в условиях конденсации ? металла на нагретые подложки - ориентации • с наилучшим согласованием плотноупакованных плоскостей5 (энергетически выгодные).' Полученный результат объясняется тем, что для хорошего согласования плотноупакованных плоскостей; необходима* глубокая релаксация атомной структуры в области МГ, которая i не успевает проходить условиях ИФО, напротив квазиравновесные условия конденсации; металла на нагретые подложки достаточны для ее развития.

Исследована субструктура пленок TiSi2(C54). В кристаллитах выявлены- микродвойниковые прослойки, дефекты упаковки по Шокли и Франку и индивидуальные дислокации;

Установлен размерный эффект полиморфного превращения С49 —»С54.

Показано, что в системах Si - Ti и Si - Mo начало образования силицид-ных фаз на поверхности (111 )Si происходит при меньших величинах плотнол • сти энергии светового потока (Еи) 2 по сравнению с поверхностью (OOl)Si, на моно-Si при меньших Еи, чем на a -Si, что объясняется разной толщиной естественного слоя оксида.

Практическая значимость.

Результаты по формированию однофазных пленок силицидов TiSi2 и MoSi2 методом ИФО на моно-Si и a-Si рекомендованы к использованию при разработке технологического i процесса; создания контактно металлизацион-ных систем СБИС с субмикронными размерами.

2 Здесь и далее Ей - величина плотности поглощенной энергии светового потока.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту:

- для систем с большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки (Si - силициды Ti, Мо) ориентацион-ные соотношения отвечают основным кристаллогеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов на МГ, хорошее согласование плотных плоскостей сопрягающихся кристаллических решеток;

- для ориентированной < кристаллизации TiSi2 на моно-Si характерна множественность неэквивалентных эпитаксиапьных соотношений, что приводит к неоднородности размеров зерен и препятствует получению одноориентационных эпитаксиальных пленок;

- для гетероструктур TiSi2/ Si свойственно некогерентное сопряжение кристаллических решеток;

- с изменением толщины пленки TiSi2, полученной при конденсации металла на нагретые подложки проявляется размерный-эффект полиморфного превращения С49 С54;

- ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии ускоряет процесс силицидообразования по сравнению с классической термической обработкой;

- последовательность образования силицидных фаз при ИФО пленок металлов на Si та же, что и при конденсации в вакууме на нагретую подложку;

- начало образования силицидных фаз на поверхности (11 l)Si происходит при меньших Ей по сравнению с поверхностью (OOl)Si; на монокристаллическом кремнии при меньших Ей, чем на a-Si;

- зависимость Rs (Еи) при формировании силицидов методом ИФО имеет немонотонный характер, что отражает стадии диффузионного перемешивания компонентов и последовательность образования силицидных фаз.

Апробация работы. Основные результаты работы и ее научные положения докладывались на следующих конференциях, совещаниях, семинарах: на 1-й Всес. конф. по материаловедению и физико-химическим основам технологий поликремния. Кремний 96 (Москва, 1996г.), на 16-й Рос. конф. по электронной микроскопии (Черноголовка, 1996г.), на конф. "Реализация региональных научно-технич. Программ центрально-черноземного региона'' (Воронеж, ВЕТУ, 1996г.), на 5-й междун. конф."Пленки и покрытия '98" (Санкт-Петербург, 1998г.), на XVII Рос. конф. по электронной микроскопии "ЭМ'98" (Черноголовка, 1998г.), на 2-м Веер. сем. "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж. 1999г.), на 3-м Веер. сем. "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении" (Воронеж^ 2000г.), на 12-м международном симп. "Тонкие пленки в микроэлектронике" (МСТПЭ-12 Харьков, Украина, 2001г.), на международной конференции "Single crystal Growth and heat & mass transfer" (Обнинск, 2001г.), на международной конференции "Interfaces in advanced materials (IAM'03)"( Черноголовка, 2003г.), на ежегодных научных конференциях сотрудников, аспирантов и студентов ВГТУ.

Публикации . По теме диссертации опубликовано 16 научных работ

Личный вклад автора. Самостоятельно автором проведены электронно-микроскопические исследования и выполнен анализ фазового состава, субструктуры и ориентации тонких пленок.

Структура работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы, содержит страниц 113, рисунков 42, таблиц 9 и 144 цитируемых работ.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ;

1. Проведено исследование субструктуры и ориентации пленок TiSi2 и MoSi2, полученных методами вакуумной конденсации: металла на нагретые подложки Si и ИФО пленок металла на Si. Установлено, что поликристаллическая структура пленок силицидов обусловлена многоориентационным характером эпитаксии. Определены основные типы; внутрикристаллитных дефектов: одиночные дислокации, дефекты упаковки и микродвойники. С изменением толщины пленки TiSi2, полученной при конденсации металла на нагретые подложки,. проявляется размерный эффект полиморфного превращения С49 —> С54. Не обнаружено > дислокаций несоответствия: на межфазной; границе ни при каких условиях дифракции. Это свидетельствует о том, что при большом: размерном и структурном * несоответствии решеток силицидов и кремния реализуется некогерентное сопряжение на межфазной границе.

2. Экспериментально впервые выявлены ориентации (2), (3), (4), (6 -9) для TiSi2. Анализ реализующихся ориентационных соотношений показал, что они отвечают критериям: а) наилучшего структурного соответствия (хорошего согласования; плотноупакованных плоскостей через межфазную границу); б) относительно высокой плотности РСУ.

При синтезе силицида TiSi2 методом конденсации металла на- нагретые подложки преимущественными являются ориентации, удовлетворяющие первому критерию. В условиях быстрого синтеза TiSi2 при ИФО и быстрого роста кристаллитов TiSi2(C54) из матричной фазы TiSi2(C49) преимущественно образуются ориентации с относительно высокой плотностью РСУ.

3. Показана эффективность ИФО, проявляющаяся в ускорении процесса силицидообразования. Установлено, что последовательность образования силицидных фаз Ti и Мо при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре. Начало образования силицидных фаз на (111 )Si происходит при меньших величинах плотности энергии светового потока (Еи), чем на (OOl)Si; на моно-Si при меньших Еи, чем на a -Si, что объясняется разной толщиной естественного оксида.

4. Характерная зависимость удельного сопротивления обработанных пленок от Еи и сопоставление с данными фазового анализа пленок для различных значений Ей показывают, что реакции предшествует диффузия некоторого количества Si (до 20%) в Ti. Зароет R$ ответственно образование твердого раствора. Снижение Rs с увеличением Еи происходит с началом образования силицида, и наименьшее значение Rs соответствует завершению процесса образования конечной фазы. Характер зависимости Rs от Ей для пленок на моно- и a-Si одинаков, а установленная хорошая корреляция Rs с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов.

1. Поут Дж. Тонкие пленки взаимная диффузия и реакции/ Дж. Поут, Дж.Мейер М:, 1982 - С. 576.

2. Иевлев В.М. Структура и состав силицидов ? образующихся при фотонном отжиге / В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, В.П.Злобин // ФХОМ.- 1986.- № 2.-С. 128-130.

3. Мьюрарка Ш. Силициды для СБИС / Ш.Мыорарка //- М., 1986.- С. 176.

4. Oppolzer Н. Influence of slight deviations from TaSi2 stoichiometry on the high-temperature stability of tantalum silicide / silicon contacts / H.Oppolzer, F.Neppl, ICHieber, V.Huber // J. Vac. Sci. Technol.- 1984.- V.B2(4).- P.630-635. '

5. Beyers R. ТЕМ studies of cosputtered TiSi2 films containing excess silicon / RiBeyers, R.Siclair, M.E.Thomas // Mat. Res. Spoc. Symp. Proc.- 1984;- V.25.-P.601-605.

6. Kemper M.J.H. Crystallization and resistivity of amorphous titanium silicide films deposited by coevaporation / M.J.H.Kemper, P.H.Oosting // J; Appl. Phys. -1982:-V.53> № 9.- P.6214-6219.

7. Gupta A. Exeiiner laser-induced chemical vapor, deposition of titanium silicide 7 A.Gupta, G.A.West, K.W.Beeson // J. Appl. Phys. 1985.- V.58.- №9.-P.3573-3582.

8. Nender C. Selective deposition of Ti: an interface study / C.Nender, S.Berg, B.Gelin, B.Stridh//J. Vac. Sci.Technol.- 1987.- V.A5(4).- P.1703-1707.

9. Вудраф Д. Современные методы исследования поверхности /

10. Д.Вудраф, Т.Делчар //М.: Мир, 1989.- 468 с.

11. Walser R.M. First phase, nucleation in silicon transition metal planar interfaces / RlM. Walser, R. W.Bene//Appl.Phys.Lett.-1976.- V.28.- № 10.- P.624-625.

12. Bene R.W. A kinetic modelffor solid-state silicide nucleation / R. W.Bene //J. Appl.Phys. -1987.- V.61.- № 5.- P.1826-1833.

13. Iwami M. ELS study of Ti-silicide formation on Si(l 11) at room temperature / Miwami, S.Hashimoto, A.Hiraki // Solid State Communications.- 1984.-V.49.- № 5.- P.459-4621

14. Satoko G. Chemisorption and silicide formation processing of transition metals Ti, V, Or, Fe and Ni on Si(lll) / C.Satoko, S.Ohnishi, T.Zeng-yu // Appl. Surf. Scie.- 19881- V.33/34.- P.277-285.

15. Плюснин Н.И1 Атомное перемешивание на границе раздела Si Сг и начальные стадии эпитаксии / Н.И.Плюснин, Н.Г.Галкин, А.Н.Каменев, В.Г.Лившиц, С.А.Лобачев // Поверхность. Физика, химия, механика.- 1989.- №: 9.- С.55-61.

16. Wallart X. Auger and electron-energy-loss spectroscopy study of interface formation in the Ti-Si system / X.Wallart, J.P.Nys, H.S.Zeng, G.Dalmai, I. Lefebvre, M.Lannoo // Phys. Rev. В.- 1990.- V.41.- №5.- P.3087-3096.

17. Wallart X. Early stages characterization of the, formation of TiSi2 on Si(100) and Si(lll) / X.Wallart, J.P.Nys,, G.Dalmai // Appl. Surf. Scie.- 1989.-V.38.- P.49-56.

18. Vahakangas J. Initial growth of Ti on Si / J.Vahakangas, J.U.Idzerda, E.D.Williams,R:L.Park//Phys. Rev. В.- 1986.-V.33.-№12.-P.8716-8723.

19. Tsong T.T. The early stages of silicide formation on metal and silicon surfaces, time of flight atom-probe studies of atomic structure and' composition / T.T.Tsong, // Mat. Res. Soc. Symp. Proc.- 1984.- V.25.- P.363-374.

20. Chopra D.R1 Study of the Ti/Si interface using x-ray photoelectron and Auger electron appearance potential spectroscopies / D.R.Chopra, A.RlChourasia, T.R.Dillinghanv K.L.Peterson, B.Gnade // J. Vac. Sci. Technol.- 1987.- V.A5(4).1. P. 1984-1987.

21. McGinn J.T. Cross-sectional transmission electron microscopy study of the structure of titanium diffusion barriers on (100) silicon / J.T.McGinn,J.-S .Maa, C.J.Buiocchi // Mat. Scie. and Engineering.- 1989.- А П1.- P.177-180;

22. Chen L.J. The applications of transmission electron microscopy to the characterization of metal thin films on silicon / LJ.Chen, W.Lur, JJ.Cheng // Thin Solid Films.- 1990.- V.191.- P.221-237.

23. Зубарев E.H. Электронно-микроскопическое исследование начальных стадий фазообразования на межфазных границах металл / кремний / Е.Н.Зубарев // МСТПЭ-12: Тонкие пленки в электронике.- 2001.- 23-27 апреля.- С. 194.

24. De Nijs J.M.M. The Ti/c-Si solid state reaction П. Additional measurements by means of RBS, XPS and AES / J.M.M.De Nijs, A.VanSilfhout // Appl. Surf. Scie.- 1990.- V.40.- P.349-358;

25. Барабаш O.M. Структура и свойства металлов и сплавов / О.М.Барабаш, Ю.Н.Коваль // Киев: Наукова думка, 1986.- 600 с.

26. Ottaviani G. Metallurgical aspects of the of silicides formation / G.Ottaviani// Thin Solid Films.-1986.- V.140.- P.3-21.

27. Ottaviani G. Silicides formation / G.Ottaviani,.C.Nobili // Thin Solid Films.- 1988.- V.163.-P.111-121. .

28. Hung L.S. Kinetics of TiSi2 formation by thin Ti films on Si / L.S.Hung, J.Gynlai, J.W.Mayer, S.S.Lau, M-A.Nicolet // J. Appl. Phys. -1985.-V.54.- № 9.-P.5076-5080.

29. Nemanich R.J. Initial reactions and silicide formation of titanium on silicon studies by Raman spectroscopy / R.J:Nemanich, R.T.Fulks, B. L.Sstafford, H.A.Vander Plas // J. Vac. Sci. Technol.- 1985.- V.A3(3).- P.938-941.

30. Lakshmikuniar S.T. The growth of titanium silicides in thin film Ti/Si structures / S.T.Lakshmikumar, A.C.Rastogi // J. Vac. Sci. Technol.- 1989.-V.B7(4).- P.604-608.

31. B.М.Коптенко, В.И.Микитенко, В.Н.Полянский, В.Н.Щербин // Поверхность. Физика, химия, механика.- 1986.- № 6.- С.152-153.

32. Соколов f JI.В: Наблюдение поверхностных: сверхструктур Si n Ge под слоем собственного окисла / ЛЛЗ.Соколов, А.И.Торопов, М.П.Бакланов,

33. C.И.Стенин //Поверзшость. Физика, химия, механика.- 1982,- № 8.- С.9-11.

34. Murarka S.P. Thin film interaction between: titanium and polycrystal-line silicon / S.P.Murarka, D.B.Fraser//J.Appl.Phys.-1980.-V.51 .-№1 .-P.342- 349:

35. Zsoldos E. , X-ray investigation of Ti-Si thin films prepared by solid phase reaction / E.Zsoldos,, G.Peto, V.Schiller, G.Valyi // Thin Solid Films.-1986.-V. 137.-P.243-249;

36. Hsu C.C. Formation of silicides; in the Ti,TiOx/ Si(lll) and Ti/Si02/Si(l 11) system / C.C.Hsu, Jon-Xiang Wang, Shi-Duan Jin, Bau-Qi Li, Ming-Ron Ji, Jian-Hin Wu // J: Vac. Sci. Technol.- 1987.- V.A5(4).-P. 1402-1406.

37. McLachlan D.R: Refractoiy metal silicides / D.R.McLachlan, J.B.Avins // Semiconductor international.- 1984.- № 10.- P.129-138.

38. Болтовец H.C. Силицидообразование в системе вакуумно конден- 'сированный молибден кремний / Н.С.Болтовец, В.А.Кравацкий, Ю.Н.Макагон, С.И.Сидоренко, Н.Н.Яременко // Неорганические материалы.- 1985.- Т.21.- № 2 - G.254-257.

39. Beyers R. Metastable phase formation in titanium silicon thin films / R.Beyers, R.Siclair// Ji Appl: Phys. - 1985 - V.57.- № 12.- P.5240-5245.

40. Houtom van H.J. W. Influence of grain size on the transformation temperature of C49 TiSi2 to C54 / I.J.M;M.Raaijmakers, T.J:M.Menting // J. Appl. Phys. 1987.- V.61.- № 8.- P.3116-3118:

41. Beyers R: Titanium disilicide formation on heavily doped silicon substrates / R.Beyers, D.Goulman, P.Merchant // J; Appl; Phys. 1987.- V.61.- № 8.-P.5110-5115.

42. Ghow T.P. Titanium silicide formation on BF2+ implanted silicon / T.P.Chow, W.Katx, G.Smith//Appl.Phys.Lett.- 1985.-V.46.-№ 1.-P.41-43.

43. Ghow T.P: Titanium silicide formation on boron-implanted silicon / T.P.Chow, W.Katx, R.Goehner, G.Smith // J. Electrochem. Soc.- 1985.-V.46.-№1.- P.1914-1917.

44. Tanaka H. In situ observation of the C49-to-C54 phase transformation in TiSi2 thin films by transmission! electron microscopy / H.Tanaka, N.Hirashita, • R.Sinclair// Japn. J: Appl. Pys.- 1996.- V.35.- Part 21- № 4B;- P.L479-L481.

45. Okihara M. Synthesis; and characterization; of pure C49 TiSi2 / M.Okihara, N.Hirashita, K.Tai, M;Kageyama, Y.Harada, H.Onoda // J.:. Appl: Phys.- 1999.-V.85.-№ 5.-P. 2988-2990;

46. You-Seok S. Retarded C54 transformation and suppressed aglomera-tion by precipitates in TiSi2 films / S.You-Seok, P.D.Gyu, J.Se-Aug, L.Sang-Hyeob, K.Tae-Kyun, Y.In-Seok, K.San-Dong, K.Chung-Tae // J. Appl; Phys.-2000.-V.88.- № 6.- P. 2760-2764.

47. Reader A.H; Stacking faults and precipitates in annealed and. co-sputtered C49 TiSi2 films / A.H.Reader, I.J.Raaijmarkers, HJ.W.van Houtom // Inst. Phys. Gonf. Ser. № 87: Section 7, Microsc. Semicond. Mater. Conf.- !987.

48. Хайбуллин И.Б., Смирнов JI.C. Импульсный отжиг полупроводников, состояние проблемы' и нерешенные вопросы / И.Б.Хайбуллин, Л.С.Смирнов // Физика и< техника полупроводников.- 1985.- Т. 19.- В.4.-С.569-591.

49. Панков Ж. Оптические процессы в полупроводниках / Ж.Панков // -М-Мир, 1973.-456 с.

50. Делоне Н.Б Взаимодействие лазерного излучения с веществом / Н.Б.Делоне // М.: Наука, 1989.-278 с.

51. Claro F. Transient heat transport in solidv / F.Claro, G.D.Mahan // J.Appl.Phys.- 1989.- V.66.- № 9.- P.4213-4217.

52. Gold R.B. Calculation of solid-phase reaction rates induced by a scanning CW- laser / R.B.Goldi J.F.Gibbons // J.Appl.Phys.-1980 V.51.- № 1.- P. 1256-1258.

53. Кияк С.Г. Модификация полупроводников лазерными импульсами миллисекундного диапазона / С.Г.Кияк // Изв. АН СССР.- 1989.- Т.53.- № 3.-сер.Физ.- С.417-422.

54. Маркевич М.И; О возможности закалки пленок алюминия при лазерной обработке//М.И.Маркевич//ФММ.-1985.-Т.60.-№2.-С.21-25.72: Маркевич М.И. О закалочных явлениях в пленках никеля /

55. М.И.Маркевич, С.Г.Розин, А.М.Чапланов // Изв. АН СССР. Сер. Металлы. -1986. -№1.- С. 149-152.

56. Маркевич М.И. Расчет миграции вакансий в тонких пленках никеля* при их неравновесной концентрации / М.И.Маркевич, С.Г.Розин; Э.И.Точицкий, А.М.Чапланов // Металлофизика.-1985.-Т.5.-В:13.-С.109-111.

57. Маркевич М.И; Стимулированная собирательная рекристаллизация в тонких пленках ГЦК-металлов при воздействии импульсного лазерного излучения / М.И.Маркевич // Неорганические материалы.- 2000.- Т.36.-№ 7.- С.825-827.

58. Nanu L. Phosphorus diffusion in silicon during rapid thermal annealing / L.Nanu, G.R.Evans // Semicond.Sci.Thechnol.- 1989.-V.4.- P.711-714.

59. Белявский В.И. Подпороговое дефектоообразование при мощной импульсной обработки кремния / В.И.Белявский, Ю.А.Капустин,

60. B.В.Свиридов // ФТП! 1991. -Т,25. - Вып.7. - С.1204-1208.

61. Лабунов В.А. Формирование силицидов импульсной термообработкой пленочных структур / В.А.Лабунов, В.Е.Борисенко, Д.И.Заровский и др. // ЗЭТ 1985: - №8.(291). - С.27-53.

62. C.W.Wei; J.VanderSpiegel, J.J.Santiago, L.E.Seiberling // Appl.Phys.Lett.-1984.- V.45.- № 5.- P.527-528.

63. Levy D. Rapid thermal annealing and titanium; silicide formation /

64. D.Levy, J.P.Ponpon; A.Grob, J.Grob, R.Stuck // Appl.Phys-1985.-A.38.-P.23-29i

65. Kermani A. Process control of titanium; silicide formation using rapid thermal processing / A.Kermani, T.Debolske, J.Growley, T.Stultz // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research.- 1987.- B.21.- P.633-637.

66. Brillson LJ. Titanium silicon and silicon dioxide reactions controlled by low temperature rapid thermal annealing / L.J.Brillson, M.L.Slade, H.W.Richter, H.VanderPlas, R.T.Fulks // J.Vac.Sci.Technol.- 1985.- A.4.- № 3.-P.993-997.

67. Lee H.S. Growth kinetics of Mo, W, Ti and Co silicides formed by Infrared laser heating / H.S.Lee, G.J,Wolga // J. Electrochem. Soc. 1990.- V.137.-№2.-P. 684-690.

68. Ponpon J.P., Saulnier A. Comparison of the growth kinetics of titanium silicide obtained by RTA and furnace annealing / J.P.Ponpon, A.Saulnier // Semi-cond. Sci. Technol: 1989. - V.4. - P.526-528.

69. Rastogi R.S. Molybdenum disilicide formation by ion-beam mixing and rapid thermal annealing of Mo/Si(l 11)7 Thin Solid Films.- 1988:- V. 164.-P.449-454.

70. Ashwini Kumar P.K. TiSi2 formation by rapid thermal processing in a diffusion furnace / P.K.Ashwini Kumar, Vijay Kumar, S.K.Sarkar // J.Vac.Sci.Technol.- 1989.- A.7.- № 3.- P.1488-1491.

71. Saiton S. Single cristalline silicide formation / S.Saiton, H.Ishiwara, T.Asano et al. // Japanese Journal of applied physics. 1981.- V.20.- №9. -P. 1649-1656.

72. Furukawa S. (Invited) Epitaxial growth for intergrated circuits and future devices / S.Furukawa, H.Ishiwara // Japanese Journal of applied physics.-1983.-V.22.- Supplement 22-1 P. 21-27.

73. Poate J.VL Formation of epitaxial silicides and insulators on Si and other semiconductors / J;M.Poate, , J.M.Gibson, D.C.Jacobson, J.M.Phillips // Layered Structure and Interface Kinetics, edl by S.Furukawa -1985.- Tokyo.-P; 149-172.

74. Chen LJ. Lattice imaging of silicide silicon interfaces / L.J.Chen, J.W.Mayer, K.N.Tu, T.Sheng // Thin films and interfaces.-1982.-V. 10.-P. 93-99.

75. Gibson J.M. The effect of nucleation and growth on epitaxy in the

76. CoSi2/Si system. / J.M.Gibson, J.C.Bean, J.M.Poate, R.T.Tung // Thin films and interfaces.- 1982.- V. 10.- P. 101-110.

77. Chang C.S. Partial epitaxial growth of NbSi2 on Si(l ll). / C.S.Chang, J.J.Chu, L.J.Chen // Thin Solid Films. 1988i - V.l61. - P. 263-271.

78. Chang C.S. Partial epitaxial growth of HfSi2 films grown on silicon. / C.S.Chang, C.W.Nieh, L.J.Chen // J. Appl. Phys. 1987., - V.61(6). -P.2393-2395.

79. Wang Li-Ming. Epitaxial growth ofTiSi2 (C49) on (001)Si by rapid thermal annealing. / Li-Ming Wang, Shinn-Tyan Wu. // Jap. J. Appl. Phys. 1997.-V.36.- Pt.l.- №10. P. 6475-6480.

80. Bollmann W. Crystal defects and Crystalline interfaces. / W.Bollmann // Berlin, 1970 - P.244.

81. Zur A. Lattice match: An application to heteroepitaxy. / A.Zur, T.C.McGill//JJ Appl. Phys.- 1984. V.55(2). - P. 378-386.

82. Cherns D. Atomic structure of the NiSi2/(l l l)Si interface / D.Cherns, G.R.Anstis, J.L.Hutchison, J.CH.Spence // Phyl. Mag. A. 1982.- V.46. - №5. - P. 849-862.

83. Morar J.F. Metallic CaSi2 epitaxial films on Si(l 11). / J.F.Morar, M:Wittmer // Phys. Rev. В.- 1988.- V.37.- №5.- P.2618-2621.

84. Pumphrey P.H. A plane matching theory of high angle grain boundary structure. / P.H.Pumphrey // Scr. Met.- 1972.- V.6.- P. 107-114.

85. Бугаков A.B. Энергия и релаксированная структура межфазных границ в металлических системах с ГЦК решеткой: 1. Энергия границ различных ориентаций. / А.В.Бугаков //Поверхность. Физика, химия, механика.1993.-№2.- С. 97-105.

86. Медведцев И.В. Математическая модель процесса выращивания монокристаллов силицидов пленок на кремнии. / И.В.Медведцев, Г.А.Чечно, Н.И.Ходарковский // Вычислительная^ и прикладная математика (Киев).-1989.-№67.- G. 56-611

87. Catana A. Atomic scale study of local TiSi2/Si epitaxies. / A.Catana, P.E.Schmid; M.Heintze, F.Levy// J; Appl. Phys.- 1990. V.67(4). - P.l 820-1825.

88. Chu J.J. Localized epitaxialigrowth of IrSi3 on (111) and (001) silicon. // JJ.Chu, L.J.Chen // J. Appl; Phys.- 1988. V.63(4). - P.l 163-1167.

89. Cheng Н.С. Epitaxial growth of С40 structure silicides on (111 )Si. / H.C.Cheng, W.T.Lin, CJ.Chien, FJ.Shiau, L.J.Chen // Application of surface science 22/23. North-Holland, Amsterdam.- 1985.- P. 512-519.

90. Lin W.T. Localized epitaxial growth of MoSi2 on silicon. / W.T.Lin, L.J.Chen // J. Appl. Phys.- 1986. V.59(5). - P. 1518-1524.

91. Perio A. Growth of MoSi2 with preferential orientation on (100) silicon. / A.Perio J.Torres, G.Bomchil, F.Arnaud d'Avitaya, R.Pantel // Appl. Phys. Lett.-1984.-V.45(8).-P. 857-859.

92. Perio A: Thermal evolution of molybdenum disilicide grown on (100) silicon under ultrahigh vacuum conditions. / A.Perio, J.Torres // J. Appl; Phys.-1986. V.59(8). - P. 2760-2764:

93. Torres J. Growth of thin films of refractory silicides on Si(100) in ultrahigh vacuum. / J.Torres, A.Perio, R.Pantel, J.Campidelli, F.Arnaud d'Avitaya // Thin Solid Films.- 1985.- V.126.- P. 233-239.

94. Magee T.J. Microstructural investigations of refractory metal silicidefilms on silicon / T.J.Magee, G.R.Woolhouse, H.A.Kawayoshi, I.C.Niemeyer,

95. B.Rodrigues, R.D.Ormond // J.Vac.Sci.Technol.- 1984.- B.2.-№4.-P.756-761.

96. Nava F. Impurity effects in molybdenum silicide formation. / F.Nava, G.Majni, P.Gantoni, G.Pignatel, G.Ferla, P.Cappelletti, F;Moiy // Thin Solid Films.- 1982.- V.94.- P. 59-65.

97. Tanaka H. In situ observation of the C49 to G54 phase transformation in TiSi2 thin films bytransmission electron microscopy. / H.Tanaka, N.Hirashita, R.Sinclair // Jap. J. Appl. Phys. 1996.- V.35.- Pt.2.- №4B. - P. L479-481.

98. Nipoti R. On the epitaxial relationships of TiSi2 on silicon. / R.Nipoti, A.Armigliato // Jap. J. Appl; Phys. 1985.- V.24:- №11. - P. 1421-1424.

99. Wu I.C. Local epitaxy of TiSi2 on (11 l)Si: effect due to rapid thermal annealing and to the annealing atmosphere. / I.C.Wu, J.J.Chu, L.J.Chen // J. Appl. Phys.- 1986. V.60(9). - P. 3172-3175;

100. ChuJJ. Transmission microscope study of the growth kinetics of TiSi2 epitaxy on (11 l)Si: / JJ.Chu, I.C.Wu, LJ.Chen // J. Appl. Phys.- 1987. V.61(2). -P. 549-551.

101. Derrien J. Thin metallic silicide films epitaxially grown on Si(l ll) and their role in Si-metal-Si devices. / J.Derrien, F.Arnaud d'Avitaya // J. Vac. Sci. Technol.- 1987.- V.A5(4).- P. 2111-2120.

102. Lewis B. Physical processes in epitaxial growth. / B.Lewis // Thin Solid Films.- 1971.-V.7.-P. 179-217.

103. Thompson C.V. Epitaxial; grain; growth in' thin? metal films. /

104. C.V.Thompson, J.Floro, H.I.Smith // J.Appl. Phys.- 1990. V.67(9). -P. 4099-4104.

105. Powder Diffraction File,. Alphabetical Index Inorganic Compounds, 1977, JCPDS, Pensilvania 19081, U.S.A.

106. Косевич B.M. Структура межкристаллитных и межфазных границ. / В.М.Косевич, В.М.Иевлев, Л.С.Палатник, А.И.Федоренко // М., "Металлургия" 1980.-С.256.

107. Бугаков А.В. Энергия и релаксированная атомная структура межфазных границ в. металлических системах с ГЦК решеткой. / А.В.Бугаков, В.М.Иевлев, Б.Н.Ирхин // Поверхность. Физика, химия, механика, 1993j № 2, с. 97-105.

108. Иевлев В.М; Образование силицида TiSi2 при вакуумной конденсации металла на кремнии / В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, С.А.Солдатенко, В.Ю.Балашова, Е.К.Белоногов // Вестник, ВРТУ, 1996, сер. Материаловедение, вып.1.1, с.155-157.

109. Ievlev V.M. Orientation and substructure of TiSi2 films on Si(ll l) / V.M.Ievlev, S.B.Kushev, S.A.Soldatenko // Functional materials , v.6, N5, 1999; p.920-925.

110. Иевлев В.М. Субструктура межфазных .границ кремний силицид металла / В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, В.Ю.Балашова; С.А.Солдатенко1 , АВ.Бугаков,,И.Г.Руднева // Тез.док. XVII Рос.Конф. по электронной микроскопии ЭМ'98 1998, Черноголовка, с.77-78.

111. B.Н.Сарыкалин / ФХОМ, 1997, N4, с.62-67.

112. Иевлев В.М. Локальная эпитаксия и субструктура пленок: TiSi2 на: Si / В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, С. А;Солдатенко // Тез. Док. 16 Рос. конф. по г электронной микроскопии. Черноголовка, 1996, с. 148.

113. Иевлев В .М. Ориентированное образование силицидов в системе Ti/Si(l 11)/ В.М.Иевлев, С.Б.Кущев, С.А.Солдатенко // Тез.док. 2 Веер. Сем. Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении. Воронеж. 1999 .с. 165-167.

114. Кущев С.Б. Образование силицидов молибдена' при; вакуумной конденсации металла на кремнии / С.Б.Кущев, С.А.Солдатенко, И.Г.Руднева, Е.К. Белоногов // Вестник, ВГТУ, 1997, сер. Материаловедение, вып. 1.2, с.33-35.