Фазы, стбализированные подложкой, и процессы формирования границы раздела в гетероструктурах на основе переходного 3d-металла (Cr,Co) и кремния тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

На правах рукописи

РГ5 ОЯ 2 1 АЯГ 2^03

Плюснпн Николай Иннокентьевич

ФАЗЫ, СТАБИЛИЗИРОВАННЫЕ ПОДЛОЖКОЙ, И ПРОЦЕССЫ ФОРМИРОВАНИЯ ГРАНИЦЫ РАЗДЕЛА В ГЕТЕРОСТРУКТУРАХ НА ОСНОВЕ ПЕРЕХОДНОГО 3(1-МЕТАЛЛА (Сг, Со) И КРЕМНИЯ

01.04.10 - физика полупроводников и диэлектриков

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Благовещенск 2000

Работа выполнена в Научно-технологическом центре по микроэлектронике при Институте автоматики и процессов управления ДВО РАН

Научный консультант: Официальные оппоненты:

Ведущая организация

Член-корр. РАН, д.ф.-м.н., проф., В.Г. Лифшиц

д.ф.-м.н., проф. A.B. Латышев д.т.н., проф., засл. деят. науки и тех. РФ А.Д. Верхотуров д.ф.-м.н., проф. C.B. Ланкин

Институт проблем микроэлектроники и особочистых материалов РАН

Защита состоится « 28 » июня_2000 г. в 10 часов на заседании

диссертационного совета Д 200.20.01 при Амурском комплексном научно-исследовательском институте по адресу: 675000 г.Благовещенск пер. Релоч-ный 1, АмурКНИИ ДВО РАН, зал заседаний.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке АмурКНИИ ДВО РАН

Автореферат разослан «19» мая 2000 г.

tfaf

Ученый секретарь диссертационного совета Д 200.20.01 к.ф.-м.н. Е.С.Астапова

ВЗ?9Г ¿ÏIjOZ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы.

Физика формирования полупроводниковых и металл - полупроводниковых гетероструктур тесно связана с физикой формирования границы раздела, которая находится на стыке физики поверхности (полупроводников и металлов) и физики тонких (металлических или полупроводниковых) пленок. Однако в отличие от этих двух последних областей, получивших очень мощное развитие в последние десятилетия, физика формирования границы раздела в значительной степени еще отстает в своем развитии, что связано со сложностью исследования и интерпретации граничных слоев.

Показательны в этом отношении сложившиеся представления о физике формировании границы раздела металлов и силицидов с кремнием. Этим границам раздела всегда уделялось первоочередное внимание по ряду причин. Прежде всего, мощным движителем данных исследований была полупроводниковая микроэлектронная промышленность, в которой кремний и силициды занимали и, по-прежнему, занимают ключевые места и в которой имеется постоянная тенденция к уменьшению толщины приборных слоев. Другой движитель - это фундаментальная наука, опирающаяся на взаимодействие теоретиков и экспериментаторов и затрагивающая ключевые проблемы физики полупроводников, такие, например, как теория барьера Шотт-ки или теория проводимости в двумерных структурах. А эпитаксиальные ге-тероструктуры на основе переходных металлов, их силицидов и кремния, формирующиеся, соответственно, на монокристаллическом кремнии и силициде являются идеальными объектами исследования для теоретиков.

Тем не менее, несмотря на авангардное положение исследований в этой области, физические представления о формировании границы раздела сводились к представлениям, основанным на кинетике и термодинамике образования и взаимодействия объемных фаз на границе раздела, либо включали в себя дополнительно состояние поверхности кристалла-подложки и присутствие

на ней тех или иных поверхностных фаз. Кинетика образования первого слоя объемной фазы обычно включала в себя стационарную взаимодиффузию между адсорбатом и подложкой и три механизма роста: послойный - по Франк-Ван Дер Мерве, островковый - по Фолмер-Веберу и смешанный - по Странски-Крастанову. Термодинамика образования первого слоя объемной фазы основывалась на рассмотрении объемной фазовой диаграммы. Вопрос о существовании и роли в этих процессах тонкопленочных фаз или фаз, стаби-лизированых до определенной толщины подложкой, а также роли кинетики в их формировании не рассматривался.

Вместе с тем, физика тонкопленочных фаз металла на полупроводниковой подложке и полупроводника на металлической подложке, а также физика их формирования и перехода к объемным фазам может рассматриваться как новое направление физики полупроводниковых наноструктур.

С точки зрения формирования эпитаксиальных гетероструктур и возможности формирования тонкопленочных фаз, стабилизированных подложкой, рассматриваемые здесь системы Сг, Со - кремний уникальны. В данных системах образуется ряд объемных стехиометрических соединений металла с кремнием. Некоторые из этих соединений (Сг812, Со812) по причине близости ковалентных радиусов металла и кремния имеют малое несоответствие решетки с гранями монокристалла кремния и могут быть выращены на нем в виде псевдоморфных монокристаллических или эпитаксиальных пленок (особенно Сл^г и Со812, несоответствие решеток которых с решеткой 81-0,1 и 1,2 %). По этой же причине в данных системах можно ожидать появление специфичных по структуре и нестабильных в объемном состоянии тонкопленочных фаз, стабилизированных подложкой. В то же время система Сг, Со -кремний имеет важное практическое значение для электроники и микроэлектроники, так как по своим электрофизическим свойствам Сг, Со812, Со и СгёЬ — это, соответственно, немагнитный и магнитный металлы с высокой прводимостью и полупроводник с малой шириной запрещенной зоны. По-

этому на основе одно- и многослойных гетероструктур с использованием данных материалов могут быть созданы приборы, которые могут быть основой элементов трехмерных интегральных схем, новых двумерных полупроводниковых материалов (обеспечивающих новые функциональные возможности) и приборов. Так одно- и многослойные структуры Сг и Со на кремнии, а также гетероструктуры на основе кремния, Сг812 и СоБь представляют интерес для создания магнито-чувствительных пленок, матриц ИК-фотоэлементов, оптоэлектронных и электронных межсоединений ИС, быстродействующих и сверхминиатюрных гетеропереходных транзисторов, транзисторов с металлической или проницаемой базой, с резонансным туннели-рованием, а также различных электронных и оптоэлектронных приборов на основе квантово-размерных эффектов в двумерном слое металла, захороненном в кремнии.

Цель работы.

Целью данной работы было: выявить общие черты перехода поверхностная фаза - объемная в системе переходной Зс1-металл и его силицид - кремний и показать роль различных поверхностных и тонкопленочных фаз, включая протяженные по толщине, в этом переходе. Для достижения этой цели были поставлены следующие задачи: а) проследить весь путь перехода от поверхностной фазы к объемной в процессе формирования границы раздела переходной Зс1-металл и его силицид - кремний в зависимости от толщины; б) выявить существование различных типов поверхностных и тонкопленочных фаз и определить какую роль они играют в различных процессах формирования границы раздела; г) исследовать переход поверхностная - тонкопленочная - объемная фаза при различных термодинамических (температура, концентрация, толщина) и кинетических (скорость осаждения) условиях и д) определить, как строение и свойства поверхностных и тонкопленочных фаз свя-

заны с условиями их формирования и как их тип влияет на механизм роста и ориентацию объемных фаз.

Методы исследования.

Как наиболее подходящие для данного исследования в настоящей работе были использованы методы исследования поверхности и тонких пленок: дифракция медленных электронов (ДМЭ), оже-электронная спектроскопия (ЭОС), спектроскопия характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ), просвечивающая микроскопия (ПЭМ) и микродифракция (ПМД). Для исследования зонной структуры и транспортных свойств применялись методы оптической спектроскопии на отражение и просвет, зондовые измерения проводимости, эффекта Холла и барьерных характеристик. В некоторых случаях, для прояснения физики процесса, в качестве дополнительного средства использовалось также полуэмпирическое математическое моделирование.

Основные результаты диссертации.

Основные результаты диссертации сводятся к следующему:

1. Механизм формирования, структура и свойства границы раздела при вакуумном осаждении одного вещества на твердотельную подложку другого зависят от протяженности, состава и структурного типа поверхностной или тонкопленочной фазы и определяются способом (увеличение толщины, концентрации или температуры) перехода от одной из этих фаз к другой и к объемной фазе. Кинетика формирования поверхностных и тонкопленочных фаз определяет их тип, а они в свою очередь определяют состав, ориентацию и механизм роста объемных фаз.

2. При низкотемпературном формировании границ раздела, в случае Сг и Со на подложке кремния, объемным фазам предшествуют двумерные и протяженные по толщине тонкопленочные фазы, в зависимости от кинетики формирования границы раздела. При высокотемпературном формировании гра-

ниц раздела в системах 81(111)-Сг и 81(111)-Со, наряду с поверхностными и двумерными тонкопленочными фазами 1х1-Сг, 7х7-Сг, ал/Зхл/З-Сг и ^7x^7-Со, 1x1-Со, обнаружено формирование протяженных по толщине тонкопленочных фаз со структурой Р^Зх^З-Сг и 1х1-Со.

3. В случае формирования границы раздела кремний - Сг812(0001)/ подложка 81(111) объемной фазе кремния, предшествуют различные (в зависимости от кинетики формирования границы раздела) двумерные тонкопленочные фазы кремния, которые при отжиге могут упорядочиваться в две различные эпи-таксиальные структуры: 3^3x3^3-81 и 6/6x6/7-81.

4. Возможны различные кинетические методы управления типом поверхностных и тонкопленочных фаз. Один из них - это формирование перед их ростом - интерфактантов. В случае роста Сг и Со на 81(111) использование ин-терфактантов дает изменение механизма роста от перемешивания к послойному росту. Другой метод - это варьирование скорости осаждения или кинетической энергии осаждаемых атомов. В случае Сг на 81(111) использование этого метода позволяет изменить механизма роста от непрерывного перемешивания к пороговому, а в случае 81 на Сг812(0001) - от перемешивания с островковым ростом к послойному росту с повышением степени монокристалличности пленки при отжиге. Третий метод - изменение температуры роста. В случае эпитаксии Сг812(0001) на 81(111) его использование приводит к изменению способа зарождения силицида (из поверхностной или тонкопленочной фазы) и изменению ориентации Сг812(0001) (с А- на В-тип).

5. Поверхностные и тонкопленочные фазы Сг-81 и Сг на 81(111) отличаются по электронной структуре и транспортным свойствам от объемных фаз системы Сг-81. В двумерной тонкопленочной фазе хрома проводимость соответствует двумерному металлу с квантованной зоной проводимости, а в сверхтонкой пленке СгБ1 - металлическому слою с выраженным классическим размерным эффектом. Тонкопленочная фаза Сг и сверхтонкая пленка Сг812 имеют при высоких значениях подвижности высокую проводимость. Эпитак-

сиальные границы раздела тонкопленочных фаз Сг и псевдоморфных слоев С^г отличаются от неэпитаксиальных более высоким по величине барьером Шоттки с инверсным р-слоем подложки 81(111). При этом высота барьера Шоттки псевдоморфной пленки Сг812 А-типа с этим слоем больше, чем у Сг812 В-типа и в процессе перехода от объемного силицида к тонкопленочной фазе - растет. Энергия активации высокотемпературной проводимости в эпи-таксиальных пленках Сг812 на 81(111) соответствует ширине запрещенной зоны около 0,34 эВ. Двумерный слой между пленкой Сг312 и подложкой дает край оптического поглощения с энергией около 0,1 эВ и двумерную металлическую проводимость при гелиевых температурах

Научная новизна.

Новыми в данной работе являются следующие результаты: -Экспериментально установлен размерный эффект формирования протяженных по толщине тонкопленочных фаз, как нового класса необъемных веществ (металла) и необъемных соединений (металл-кремний), стабилизированных подложкой.

-Показано, что поверхностные и тонкопленочные фазы и их переход к объемным фазам определяет механизм зарождения, роста и атомного перемешивания, ориентацию объемной фазы, а также электрофизические свойства структур при формировании границ раздела переходной металл (силицид) -подложка кремния и аморфный кремний - подложка кремния. -Показано, что тонкопленочные фазы и сверхтонкие силициды обладают свойствами, отличающимися от свойств объемных фаз. Так, по сравнению с объемными фазами, тонкопленочная фаза Сг и сверхтонкая пленка Сг812 на кремнии имеют существенно более высокую проводимость. Высота барьера Шоттки изменяется при переходе от тонкопленочной фазы к объемной. -Обнаружен граничный слой в гетероструктуре эпитаксиальный силицид -кремний, подобный двумерному металлу.

-Обнаружен эффект влияния интерфактантов - упорядоченных поверхностных фаз Сг и Со на эпитаксиальное ориентирование островков дисилицида Сг на кремнии и смену механизма роста пленок Сг и Со на кремнии. -Построена математическая модель, учитывающая нестационарную диффузию осаждаемых атомов в приповерхностный слой подложки в процессе конкуренции с процессом зарождения и роста тонкопленочной фазы. Показано, что параметры, определяющие кинетику приповерхностных процессов (скорость осаждения, соотношение поверхностной диффузии к объемной, скорость распространения теплоты реакции и наличие центров зарождения), могут играть важную роль в формировании границы раздела. -Построена модель для эмиссии Оже-электронов из приповерхностной диффузионной зоны в процессе ее формирования. Получены формулы для количественного Оже-анализа состава и толщины тонкопленочных фаз с учетом неоднородности длины свободного пробега электронов и фактора обратного рассеяния по глубине. Показана возможность анализа структуры тонкопленочных фаз по глубине с помощью спектроскопии характеристических потерь энергии электронов с изменяющейся энергией первичных электронов.

Практическая значимость.

Сформулированные в данной работе положения, определения, классификация и полученные результаты составляют основу для развития нового направления - физики фаз наноразмерной и субнаноразмерной толщины, стабилизированных монокристаллической подложкой.

В работе показана роль поверхностных и тонкопленочных фаз, кинетики их формирования и ключевое значение перехода от этих фаз к объемным для формирования границы раздела между двумя твердыми телами, путем послойного наращивания в вакууме одного на другом. Эти результаты могут быть использованы для развития теоретических представлений в физике формирования границы раздела.

Полученные в работе результаты имеют прикладное значение для эпи-таксиального выращивания однослойных и многослойных гетеро- и наноструктур на основе переходных металлов, их силицидов и кремния и могут быть применены для создания различных полупроводниковых приборов.

Апробация работы.

Результаты диссертации докладывались на следующих конференциях, симпозиумах и школах: [1] III Всесоюзная Конф. по Физ. Проц. в Полупр. Гетероструктурах, (Украина, Одесса - 1982г.); [2] IX Int. Vac. Congr. & V Int. Conf. on Solid Surface (Spain, Madrid -1983); [3] Всес. Симп. по Физике Поверхности Твердых Тел (Украина, Киев - 1983); [4] XIX Всес. Конф. Эмиссионной Электронике (Узбекистан, Ташкент - 1984); [5] Семинар по Физико-Химии Твердого Тела (Россия, Благовещенск - 1985); [6] VI Всес. Конф. по Росту Кристаллов (Армения, Ереван - 1985); [7] VII Конф. Проц. Роста и Синтеза Полупр. Крист. Пленок (Россия, Новосибирск - 1986); [8] VI Всес. Симп. Вторичн. - Электрон. Спектр. Пов. Твердых Тел (Россия, Рязань -1986); [9] Всес. Конф. по Диагностике Поверхности (Литва, Каунас - 1986); [10] I Всес. Конф. по Физико-Хим. Основам Микроэлектроники (Латвия, Вильнюс - 1987); [11] II Int. Conf. on Structure of Surface (Netherland, Amsterdam - 1987); [12] VII Всес. Конф. по Росту Кристаллов (Россия, Москва -1988); [13] XXV Всес. Совещ. по Физике Низких Температур (Россия, Ленинград - 1988); [14] Всес. Конференция "Поверхность-89" (Россия, Черноголовка - 1989); [15] XXI Всес. Конф.по Эмиссионной Электронике (Россия, Ленинград - 1990); [16] IV Всес. Конф. Термодин. Матералов. Полупроводников (Россия, Зеленоград - 1990); [17] III Всес. Конф. Физ. Тех. Тонк. По-луп. Пленок (Украина, Ивано-Франковск - 1990); [18] I Russ. - Jap. Seminar on Semiconductor Surface (Russia, Vladivostok - 1993); [19] Pacific Int. . on Mathematical Modelling and Crypt. (Russia, Vladivostok - 1995); [20] XV European Conference on Surface Science (France, Lille - 1995); [21] XV European

Conference on Surface Science (Italy, Genova - 1996); [22] VI Int. Conf. on the Formation of Semiconductor Interfaces (Great Britain, Cardiff - 1997); [23] International Workshop "Nucleation and Non-Linear Problems in the First-Order Phase Transitions" (NPT98) (Russia, St.-Petersburg - 1998), [24] International Symposium on Practical Surface Analysis (PSA-98) (Japan, Matsue - 1998); [25] The Third Russia-Japan Seminar on Semiconductor Surfaces (Russia, Vladivostok -

1998); [26] VII Int. Conf. on the Formation of Semiconductor Interfaces (Sweden, Getebourg - 1999); [27] Всерос. Конференция по Физике Полупроводников (Россия, Новосибирск - 1999); [28] III-rd Intern. Conf. Single Cryst. Growth, Strength Problems, and Heat Mass Transfer. (Russia, Obninsk - 1999); [29] Autumn School on Materials Science and Electron Microscopy (Germany, Halle -

1999); [30] Symposium Е/ E-MRS 2000 "Current Trends in Nanotechnologies" (France, Strasbourg - 2000).

Публикации по работе:

По теме диссертации опубликовано 25 работ.

Личный вклад автора.

Автором разработаны основные положения, определения и классификации, разработаны теоретические модели, написаны все основные публикации и спланированы все эксперименты. Он проводил эксперименты или принимал участие на всех стадиях получения результатов. Участие соавторов заключалось в следующем: Чл.-корр. РАН, доктор физико-математических наук, профессор В.Г. Лифшиц участвовал в постановке ряда задач и обсуждении опубликованных совместно с ним результатов. Кандидаты физико-математических наук Н.Г. Галкин и А.П. Миленин участвовали в обсуждении полученных совместно с ними результатов и, вместе с С.А. Лобачевым, А.Н. Каменевым, Т.В. Величко, Д.П. Приходько, и В.Ю. Солдатовым, - в проведении экспериментов и в обработке экспериментальных данных. Результаты по

низкотемпературным измерениям проводимости были получены совместно с доктором физико-математических наук В.А. Гаспаровым (в ИФТТРАН).

Структура и объем работы.

Диссертация состоит из введения, семи глав, заключения (общих выводов) и приложения и содержит 300 страниц машинописного текста, 88 рисунка и 21 таблицу. Список литературы включает 388 наименований. Всего объем диссертации - 376 страниц формата А4.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обсуждается актуальность темы диссертации, даются определения фазам, стабилизированным подложкой, и их классификация, рассматривается возможная роль этих фаз в формировании границы раздела, приводятся определения классических механизмов формирования границ раздела, формулируются цели и задачи исследования, обосновывается степень новизны результатов, приводится краткое содержание и основные положения диссертации.

В первой главе дается обзор литературных сведений по процессу формирования границы раздела металл - полупроводник, в частности СгЛЗКШ), Со/81(111) и 81/Сг812, при равновесных и неравновесных условиях (высокие и, соответственно, низкие температуры формирования), по математическому моделированию кинетики этого процесса при неравновесных условиях и по транспортным свойствам тонкопленочных структур. Показано, что существующие представления были основаны, главным образом, на традиционном подходе, который рассматривал процесс формирования границы раздела, как процесс зарождения и роста последовательности или смеси объемных фаз. При этом этот процесс не учитывал формирования протяженных по толщине

необъемных фаз и ограничивался только рассмотрением двумерных поверхностных фаз. Роль тонкопленочных и протяженных по толщине поверхностных фаз и кинетики их формирования в нем не рассматривалась. При интерпретации экспериментальных данных предполагалось, что при низких температурах на границе раздела реализуется тот же самый набор поверхностных фаз, что и при высоких температурах и, что их отличие состоит только в степени упорядочения. Существовали противоречивые сведения по переходу от поверхностных фаз к объемным в одной и той же системе. При этом не указывалось, как первая стадия роста зависит от скорости осаждения и других кинетических факторов. Фазы, формирующиеся между поверхностными и объемными, не были идентифицированы. Ни одна из существующих феноменологических моделей формирования границы раздела металл - полупроводник не могла быть принята за универсальную, эти модели отражали частные случаи. Существующие математические модели использовали ряд искусственных предположений частного характера: о равных диффузионных потоках со стороны металла и полупроводника и одновременном росте объемных фаз в обоих направлениях. Кроме того, представления о кинетике процесса ограничивались обычной стационарной взаимодиффузией на границе раздела между тонким слоем и полуограниченным твердым телом. При этом не учитывалась специфика реального процесса, как процесса нестационарной диффузии из атомарного (молекулярного) пучка в приповерхностную область и, как процесса, активированного реакцией атомов с подложкой. Кроме того, не учитывалась конкуренция диффузии и роста и ее влияние на формирование границы раздела. В системах Сг-8К111) и Со-51(111) при комнатной температуре наблюдали стадию перемешивания с формированием граничной фазы и стадию роста объемно-подобных фаз. Некоторые стадии роста выявлены не были. В частности, не была выявлена протяженная по толщине тонкопленочная фаза. Роль поверхностных и тонкопленочных фаз, а также скорости осаждения и других кинетических факторов в этих работах

не исследовалась. Не были объяснены причины различного механизма формирования границы раздела на стадии формирования объемных фаз. В системе Со-БЩП) отсутствовали сведения об отличии фазы при 3-х М.С от других необъемных фаз, а поведение малых покрытий (1-6 М.С.) с возрастанием температуры отжига было исследовано недостаточно. Не исследовались процессы формирования границы раздела аморфный кремний - подложка силицида. Граница раздела 11)7x7 не исследовалась методами ЭОС и СХПЭЭ. В системе Сг-51(111) не были исследованы и идентифицированы упорядоченные фазы, формирующиеся при отжиге, в частности различные фазы со структурой 81(111)л/3хл/3-к30°. Подбор соответствующих условии эпитаксии и использование различных методов управления этим процессом, в частности, использование интерфактантов для получения сплошных и сверхтонких эпитаксиальных пленок Сг и Сг812 на 81(111) не производилось. Метод затравочных слоев для эпитаксиального выращивания преимущественно одной из ориентации Сг812(0001) на 81(111) не использовался. Образование двух типов доменов при эпитаксии СгёЬ на 81(111) объясняли конкуренцией между эпитаксиальной кристаллизацией Сг81, который является прекурсором для образования Сг812, и кристаллизацией Сг812. Роль поверхностных и тонкопленочных фаз в формировании затравочных слоев Сг812 на 81(111) при этом не рассматривалась. Не было объяснено зарождение Сг812 на 81(111) в ориентации В-типа. Не была исследована эпитаксия 81 на Сг812. Отсутствовали данные по электрофизическим свойствам ультратонких пленок Сг на кремнии и данные по энергии активации высокотемпературной проводимости в эпитаксиальных пленках Сг812на 81(111). Не проводились низкотемпературные измерения проводимости в захороненной кремнием поверхностной фазе л/Зхл'З-Сг, а также измерение высоты барьера Шоттки в поверхностных и эпитаксиальных тонкопленочных фазах Сг и его силицидов на кремнии. Достаточно толстые беспримесные эпитаксиальные пленки Сг812 для измерения их оптического спектра пропускания получены не были. Вы-

ращенные пленки С^г на 81(111) были поликристаллические или блочными, имели низкую подвижность (меньше 15 см2/В-сек ) носителей р-типа и давали противоречивые сведения по электрофизическим свойствам. На поверхности 81(111) не было получено протяженных по толщине тонкопленочных фаз Сг, обладающих металлической проводимостью.

Во второй главе кратко рассматриваются аппаратура и методы исследования процесса формирования, структуры и транспортных свойств границы раздела в сверхвысоком вакууме, разработанные, усовершенствованные и изготовленные с участием автора. Разработана и изготовлена установка (включая держатели образцов, молекулярно-лучевые источники, кварцевые микровесы, электронику для анализа и электрофизических измерений и др.), и методики эксперимента, учитывающие специфику проведения исследований по формированию границы раздела переходного металла (Сг, Со) с кремнием и кремния с силицидом (С^г). Более подробно рассматриваются результаты исследования возможности усовершенствования методики количественного оже-анализа поверхностных и тонкопленочных фаз, а также возможности использования энергетической зависимости СХПЭЭ для анализа структуры поверхностных и тонкопленочных фаз по глубине. Выявлены и использованы ряд дополнительных возможностей методов ДМЭ, ЭОС и СХПЭЭ применительно к анализу формирования границы раздела. Представлена методика расчета изменения длины свободного пробега по глубине, а также методика количественного оже-анализа, которая учитывает изменение длины свободного пробега и фактора обратного рассеяния по глубине. Разработана методика исследования приповерхностных структур по глубине по зависимостям спектров ХПЭЭ от энергии первичных электронов. Предложена методика количественного анализа многокомпонентной системы по измерениям при двух глубинах зондирования. Упрощенный вариант данной методики проде-

монстрирован ниже на примере бинарной системы поверхностная фаза - подложка.

В ряде случаев возникает задача определения двух неизвестных параметров при одном известном из трех следующих: толщина, состав тонкопленочной фазы и состав подложки. Данную задачу в бинарной системе А-В позволяет решить измерение нтенсивностей двух Оже-пиков, 1А и 1в, при двух глубинах зондирования, которые задаются энергиями Оже-пиков

(Е3 и Еу) и энергией электронов первичного пучка (Е0). При этом, если выполняется соотношение Оу>с1>Ох, то вкладом фазы в обратное рассеяние можно пренебречь. Тогда выражения для интенсивности Оже-пиков дают систему двух уравнений следующего вида:

¡1 Р (1-;с)[1-.Г/№] + (1-;у)^(</)

Ч-г 41 -^уи+у^У)

IV Р

где /3ЯУ) =(1-1)1и) Iг1иУ) > х> У' 1 - концентрация элемента А, соответственно, в поверхностной фазе, подложке и в стандартном образце с интенсив-ностями пиков Г^' и ¡¡¡'ду), а /-"¿7 (с1) - функции затухания, которые в простейшем случае - экспоненциальные, а в общем случае определяются профилем распределения атомной плотности элементов и зависят от глубин зондирования и бу.

Туре of рЬаве 1Сг ■"я 1Сг 1у 'Яг Р5 р У а, А X х*

8К111)1х1-Сг 8.5 144 20 62 0.36 4.2 0 3.9 0.16 0.14

а(у/3>с/3)К300-Сг 13 138 34 60 0.36 4.2 0 3.3 0.28 0.21

р(^Зх^З)1Ш0-Сг 25 119 81 48 0.36 4.2 0 7.1 0.40 0.37

СГ812(0001)1Х1-81 14 119 40 21 0.36 3.8 1/3 1.05 0.00 0.25

Примеры анализа толщины (d) и состава (*) поверхностных фаз Сг и Si при известном составе (у) подложек Si(l 11) и CrSi2(0001), соответственно, даны в таблице. В последней колонке дан состав (х*) слоя, определенный по формуле для однородного образца без учета вклада от подложки.

Третья глава посвящена неравновесной термодинамике формирования реактивной границы раздела. Показано, что при неравновесных условиях, каковыми является комнатная температура подложки, формирование границы раздела переходных металлов (Сг, Со) с подложкой кремния происходит через последовательность локально-устойчивых состояний: неупорядоченных поверхностных, двумерных тонкопленочных, протяженных по толщине тон копленочных и аморфных объемных фаз. Изменения величины энергии пика плазменных потерь на рис. 1а и 2 (кривая 1) и полуширины этого пика на рис. 16 иллюстрируют переходы от поверхностных фаз (0-3 М.С. - рис. 1 и 01 М.С. - рис. 2) к тонкопленочным (5-10 М.С. - рис. 1 и 2-3 - рис. 2) и к объемным (>10 М.С. - рис. 1 и 4-30 М.С. - рис. 2) фазам в системах Cr-Si(l 11) и Co-Si(lll).

Рис. 1. Энергия пика объемных плазменных потерь (а) и полуширина этого пика в спектре ХПЭЭ для пленок Сг на $¡(11 ]) с различной степенью покрытия д.

Установлено, что при низкотемпературном росте кремния на дисилици-де хрома перед формированием объемного аморфного кремния, формируют-

ся сначала неупорядоченная двумерная поверхностная фаза кремния (<1<1 А -рис. 3) и затем - неупорядоченная тонкопленочная (с1=1-3,5 А - рис. 3).

II- 1

2

V ,.4

-ij

" tltll 1 III 111(1 .....nil 1 1 1

10 15 20 25

Толщина Со, d, (М.С).

0.1 1.0 .10.0 Толщина Si, d, А

Рис. 2. Зависимость интенсивности и энергии пиков Рис- 3- Зависимость энергии пиков ЭОС и СХПЭЭ от толщины пленки Со на Si(l 11). потеРь от толщины пленки Si на

CrSi2.

Перечисленные фазы подобны по ближайшему окружению соответствующим типам равновесных фаз, но иногда находятся в метастабильном состоянии и по структуре могут отличаться от более равновесных фаз, как, например, неупорядоченные поверхностные фазы Со на Si(l 11)7x7 (del М.С.), формирующиеся при комнатной температуре. При более сильном влиянии подложки на структуру формируемых фаз возможно образование не только двумерных, как в случае кремния на подложке силицида, но и протяженных по толщине тонкопленочных фаз, как в случае переходных металлов на подложке монокристаллического кремния (d=5-10 М.С. - рис. 1 и d=2,5-3,5 М.С. -рис. 2). Тонкопленочные фазы, формирующиеся при неравновесных условиях, предшествуют объемным фазам и существенно влияют на механизм формирования границы раздела.

В главе 4 , в первых ее разделах, приведены экспериментальные результаты и математическое моделирование кинетики формирования реактивной

границы раздела металл - полупроводник в неравновесных условиях на примере системы 8ьСг. Анализ экспериментальных зависимостей оже-эмиссии от атомов Сг и (рис. 4) с точки зрения зависимости поверхностной концентрации и градиента концентрации от количества осажденного металла пока-

I отм.ед.

Л^.отн.ед.

о о

V

о _1_

10

Толщина Сг (с1), А

30

Ю

Толщина Сг ((]), А

30

Рис. 4. Зависимости интенсивности низкоэнергетических (а) и высокоэнергетических (б) оже-пиков (1) и Сг (2) от толщины однократно-осажденной пленки Сг на 81(111).

зывает, что на первой стадии роста величины этих параметров пропорциональны толщине осажденного металла, а на второй - корню квадратному от толщины. Что позволяет сделать вывод о двух стадиях перемешивания: на первой процесс контролируется нестационарной диффузией, сопровождающейся реакцией атомов с подложкой и формированием поверхностных и тонкопленочных фаз, а на второй - стационарной взаимодиффузией между пленкой и подложкой, сопровождающейся формированием объемных фаз. В этой же главе приведена модель оже-эмиссии из приповерхностной области, как растущей по толщине области смеси объемных фаз с составом, контролируемым стационарной диффузией между пленкой осажденного вещества и подложкой. Показано, что такая диффузия не соответствует эксперименту на начальной стадии, в области суб- и монослойных толщин. Предполагается, что это несоответствие связано с нестационарностью диффузии из атомарно-

го пучка, вследствие ее самоактивированного характера. Реально процесс диффузии протекает не на границе раздела пленка-подложка, а на границе вакуум - подложка при осаждении из атомарного или молекулярного пучка и может активироваться реакцией осаждаемых атомов с подложкой. При этом теплота активации может зависеть от скорости осаждения и скорости распространения тепла. Более того, при этом может происходить конкуренция процессов диффузии в приповерхностную область и роста пленки на поверхности. Поэтому в данной работе была выведена формула для активируемой реакцией диффузии атомов из осаждаемого пучка в объем подложки, а также формулы для зарождения и роста островков объемной фазы для псевдоизотермического режима осаждения. Кроме того, выведена формула, включающая в себя оба конкурирующих процесса: диффузию в подложку и рост объемной фазы. Эта формула имеет следующий вид:

С(/)=1-ехр

'-¿•И

! (*•/>.(#)■(«+г.))* г.)}*

к*

•ехр

'4-сЬ

где С(0 - поверхностная концентрация атомов, г,) - скорость осаждения, Бь -коэффициент объемной взаимодиффузии (зависящий в общем случае от концентрации атомов), ф - скважность импульсов нагрева, та - время тепловой активации, - размер атома подложки, Ьх - толщина монослоя подложки, ЕЬ - энергия связи атомов в кластерах, 10 и - соответственно размер зародыша и длина поверхностной диффузии, zиt- глубина диффузии и время.

На основе полученной формулы промоделировано формирование границы раздела 5ьСг. Показано хорошее совпадение модели с экспериментом при реальных величинах параметров, входящих в формулу. Показано, что, при увеличении на порядок соотношения скорости поверхностной диффузии

к скорости объемной диффузии, механизм формирования границы раздела кардинально изменяется от диффузионного перемешивания к росту без перемешивания. Представленные в данной главе результаты по осаждению Сг на 81(111) с большой скоростью осаждения (рис. 5) и из низкоэнергетического пучка атомов Сг показывают, что при увеличении скорости осаждения Сг на 81(111) и/или уменьшении кинетической энергии атомов Сг на стадии формирования протяженной по толщи-

6 п

Рис. 5 Интенсивности высоко- (1) и низко-(2) энергетических оже-пиков Сг в зависимости от толщины Сг на 81(111), осажденного с высокой скоростью:с1 = пхЗ А; (3) - теоретическая интенсивность для послойного роста

не тонкопленочной фазы, происходит пресыщение пленки металлом и при некоторой скорости осаждения формируется тонкопленочная фаза чистого металла, которая после достижения некоторой критической толщины становится нестабильной и переходит в объемную фазу. В процессе этого перехода происходит, либо перемешивание и образование объемно-подобного силицида, либо образование островков металла, в зависимости от кинетической энергии атомов. На основе этих результатов и вышеприведенной модели сделано предположение о том, что зависимость механизма роста от скорости осаждения, наблюдаемая в эксперименте, может быть связана с изменением соотношения скоростей поверхностной и объемной диффузии, потока центров зародышеобразования в осаждаемом пучке, а также скорости выделения и распространения теплоты реакции. В конце главы приводятся результаты по зависимости механизма роста от скорости осаждения 81 на Сг812(0001). В системе 81-Сг812(0001), отличающейся типом взаимодействия атомарного пучка с подложкой от системы Сг-81(111), показано, что с увеличением скорости осаждения состав неупорядоченных поверхностных фаз 81 на

CrSi2(0001) изменяется и происходит смена механизма роста с островкового на послойный (рис. 6). Отличие поведения данной системы от системы Cr-Si объяснятся меньшей степенью реактивности Si по отношению к CrSi2, чем реактивность Сг по отношению к Si.

В целом в четвертой главе показано, что поведение системы Сг-Si(lll) при комнатной температуре сводится к трем случаям: 1) - осаждение с высокой или низкой скоростью из ленточного источника, когда кинетической энергии атомов, поступающей вместе с пучком, недостаточно для активации диффузии в объем (рис. 8 б, в); 2) и 3) -осаждение из эффузионного источника с высокой (рис. 8 а) и, соответственно, с низкой (рис. 7) скоростью, когда кинетическая энергия атомов достаточна для активации диффузии в объем. В первом и втором случае обнаружен двух-стадийный рост Сг на Si(l 11). На первой стадии Сг образует необъемную фазу, а на второй стадии: в случае 1 — растет в виде островков, а в случае 2 — образует смесь силицидов. Критическая толщина для перехода от первой стадии ко второй соответствует началу формирования в пленке концентрации электронной плазмы объемного Сг. Для третьего случая показано, что при переходе от тонкопленочных фаз к объемным происходит смена нестационарной диффузии (на приблизительно постоянную глубину) на квазистационарную взаимодиффу зию. Поэтому предложено описывать процесс формирования границы раздела Cr/Si(111) моделью, в которой начальная стадия описывается нестацио-

Толщина (1, А

Рис. 6. Интенсивность оже-пика Сг от подложки Сг812(0001) при осаждении на нее с двумя скоростями: 2 (1) и 0.5 (2) А/мин.

с! < 6 А - Интрасорбция - перемешивание

.. ..... г,::".

31(111 > —► 81(111) -► Б1(111) 81(111)

с1 > 6 А - Диффузионно-контролируемый рост силицидов

I Сг

1ЙзЙ>.1- ^

—► ■ 1

81(111) 81(111)

Рис. 7. Схематическая иллюстрация механизма формирования границы раздела Сг с&(111) при "высокоэнергетическом" осаждении с малой скоростью.

с1 = 0 А

а= 1 А ё = ЗА

<1 = 6 А

51(111)

Сг " Сг5'

щщщщщщщ

51(111)

51(111)

51(111)

(а)

4=0 А

<1= 1 А

(В)

Рис. 8. Схематическая иллюстрация механизма формирования границы раздела Сг с 51(111) с большой скоростью осаждения: (а) - при относительно высокой и (б), (в) - при низкой кинетической энергии атомов и осаждении на чистую поверхность 51(111) (б) и поверхностную фазу-интерфактант (в).

нарной диффузией, активированной реакцией атомов с подложкой, при этом долевое соотношение фаз вводится на последнем этапе. Построена модель взаимодиффузии и роста на границе раздела Сг/81(111), которая хорошо описывает экспериментальные данные при реальных значениях параметров. Показано, что имеется кинетический барьер для зарождения металла и, что величина поверхностной диффузии существенно влияет на переход от перемешивания к росту. Предложено простое соотношение для оценки критической для смены режима и механизма роста величины скорости осаждения.

В 5-ой главе исследуется формирование равновесных фаз в процессе отжига слоев переходного металла на кремнии. В этой же главе рассматривается роль равновесных поверхностных фаз в формировании атомно-резкой границы раздела металл-кремний, а также роль тонкопленочных фаз в образовании и росте силицидов. Формирование границы раздела 81(111)-Сг812 и 81(11 1)-Со512, при невысоких температурах отжига (350-450°С), происходит через последовательное формирование поверхностных, тонкопленочных (сначала двумерных и, затем, протяженных по толщине) и объемных фаз. С увеличением температуры отжига тонкопленочные фазы переходят к более стабильным поверхностным и объемным фазам. В системах Сг, Со -81(111) в процессе отжига монослойных покрытий формируются эпитаксиально-стабилизированные (или метастабильные) тонкопленочные фазы со структурой поверхности, соответственно, 81(111)^Зх^З-Ст и 81(111)1х1-Со. При этом при толщине 1-3 М.С. для Сг и 1-2 М.С. для Со формируются более стабильные - двумерные, а при толщине 4-9 М.С. для Сг и 3-4 М.С. для Со ~ менее стабильные, но протяженные по толщине, тонкопленочные фазы. Представлены структурно-фазовые диаграммы упорядоченной реконструкции и температурной стабильности поверхностных и тонкопленочных фаз в системах 81(111)-Сг (рис. 9) и 81(111)-Со, а также образования и кристаллизации объемных силицидов в системе 81(111)-Сг в координатах температура - степень

т,°с 800

700

600 500

400 300

200

100

7x7

7x7, объединение островков и их испарение

V3W3 (ВТ) + 7X7

7x7 , формирование островков и сегрегация Si

Ч_ I острог

Л- ^

/ I-V-J-—

-teWifHT) ^Зх^З-р (ИТ)

островки CrSi2 Б-типа

CrSi2, иолнкристалли-ческая пленка

островки CrSi2 Б-тииа

7x7*

t

1x1*

- fr

! / а* Р* o-CrSi

a-Cr, Si Раствор Si в а-Сг

0 1 2,5 5

0 0,20 037

0 0,15 0,28

0 0,13 0.18

О 0,10 0,15

9

0,54 0,45 0,19 0,21

15 0,75 0,62 0,21 0,23

25 0,90 0,77 0,33 0,33

30 О, ML С (Т=30°С) С (Т=30°С) С (Тлта=500°С) С (Тотж=500аС)

Рис. 9. Диаграмма структурно-морфологических изменений в системе Cr - Si(l 11) при осаждении и отжиге: под диаграммой представлены данные о составе фаз (С).

покрытия. В целом построенные диаграммы структурно-фазовых переходов для систем Si(lll)-Cr и Si(lll)-Co вместе с другими данными показывают два типа структурно-фазового перехода: а) переход от протяженной по толщине фазы к более стабильной фазе с сохранением сплошности и макроскопической однородности пленки, б) переход от двумерных фаз одного типа к двумерным другого типа (поверхностным и тонкопленочным вследствие морфологических изменений - путем формирования и роста трехмерных островков и формирования между ними более стабильных поверхностных фаз. Представлены доказательства формирования метастабилыюй протяженной тонкопленочной фазы Si(lll) pV3xV3 -Cr и метастабильной протяженной тонкопленочной фазы со структурой Si(lll)lxl-Co. Протяженные по толщине тонкопленочные фазы Si-Cr и Si-Co имеют толщину в несколько двойных слоев (в частности, толщина фазы р^Зхл/З-Сг составляет около 8-12А), характеризуются своей структурой и атомной плотностью, отличной от структуры

и плотности объемных фаз, имеют ряд свойств, характерных для слоистой решетки и растут до некоторых пределов по толщине, показывая при отжиге тенденцию к агломерации (фаза Si-Cr). Показано влияние упорядоченных поверхностных фаз 7x7-Сг и lxl-Со на смену механизма роста, соответственно, Сг и Со на Si(lll), а также влияние протяженной по толщине тонкопленоч-нои фазы Si(lll)pV3xV3-Cr, как фазы-прекурсора, на эпитаксию CrSi(lll) и CrSi2(0001) В-типа на Si(lll). Показано, что в противоположность неравновесным неупорядоченным поверхностным фазам, которые способствуют взаимодиффузии на границе раздела металл-кремний, равновесные упорядоченные фазы 7х7-Сг и lxl-Со играют роль интерфактантов и изменяют механизм роста Сг и, соответственно, Со на Si(l 11) на послойный.

В 6-ой главе рассмотрено влияние фаз, стабилизированных подложкой, на двойную эпитаксия в гетероструктуре Si/CrSi2/Si(l 11). Показано, что формирование границы раздела эпитаксиального дисилицида хрома с подложкой кремния связано с двумя различными способами перехода от них к объемной фазе: 1) высокотемпературным зарождением дисилицида хрома непосредственно на поверхности кремния и из двумерной поверхностной фазы и 2) его низкотемпературным зарождением в тонкопленочной фазе путем ее перестройки и изменения плотности. Установлено, что этим двум типам фаз и способам переходов соответствуют две различные ориетации эпитаксиаль-ной пленки дисилицида хрома по отношению к подложке (111) кремния. Показано, что зарождение CrSi2 с ориентацией В-типа происходит из протяженной по толщине тонкопленочной Р-фазы при отжиге, а с ориентацией А-типа - из монослойной или субмонослойной поверхностной фазы при отжиге или на поверхности подложки при осаждении на горячую подложку. Полученная таким образом эпитаксиальная пленка силицида минимальной толщины служит затравочным слоем для последующего наращивания более толстой пленки. Показано, что затравочный слой силицида определяет его преимущест-

венную ориентацию независимо от способа его дальнейшего наращивания и является ключевым этапом для эпитаксии Сг812 А- и В-типа на 81(111). Исследованы реактивная молекулярно-лучевая и твердофазная эпитаксии Сг812 А- и В-типа на 81(111), в том числе твердофазная эпитаксия в процессе импульсного лазерного отжига. Установлено, что для выращивания моноориентированных сплошных пленок Сг812 в ориентации В- типа лучше подходят методы твердофазной эпитаксии, а А-типа - методы молекулярно-лучевой эпитаксии. С помощью наращивания на сформированных затравочных слоях получены толстые (с1>1000 А) монокристаллические эпитаксиальные пленки Сг812 А и В-типа. Показано, что скорость осаждения играет существенную роль при формировании границы раздела эпитаксиальный силицид (СгБЬ) -кремний. При малых скоростях осаждения переход к протяженным по толщине тонкопленочным фазам сопровождается агломерацией растущего слоя и минимальная толщина сплошной пленки СгБ12 достигает около 90 А, при этом пленка - неэпитаксиальна; степень монокристалличности пленки растет с повышением температуры роста, но пленка становится несплошной. С увеличением скорости осаждения степень моноориентированности зерен в пленке возрастает, а минимальная толщина сплошной монокристаллической пленки уменьшается до 18-36 А.

В этой же главе показано, что при эпитаксии кремния на эпитаксиаль-ной пленке дисилицида хрома на кремнии перед зарождением и ростом объемного кремния происходит формирование двумерной тонкопленочной фазы кремния с различной структурой в зависимости от ориентации (А или В) эпитаксиальной пленки дисилицида хрома. Структура двумерной тонкопленочной фазы кардинально влияет на механизм роста и ориентацию пленки: в одном случае пленка растет островками и неэпитаксально (преимущественная ориентация не обнаруживается), а в другом - в виде сплошной эпитаксиальной пленки. Построены диаграммы фазовых и структурно- морфологических изменений в пленках 81 (с1=2-12 А) на СгБ 12(0001 )/81( 111) А- и В-типа в

Сг512(0001)1х1-Б! З^ЗхЗЛ-в!

Формирование островков

343x343-81 с-ЭР

Кристаллизация

20 а«! а-в| |

О'

1 2 3

Б ¡-покрытие, в м.с. Сг312(0001)

(а)

СгЭ1г(0001)1 х1 -51 51(111)

Формирование островков

20-сулерструктура на Сг51г

6/7x6*7 ■г! С-вР

Кристаллизация

20а-Э1 I «-51

1 2 3

внпокрытие, в м.с. Сг312(0001)

(б)

Рис. 10. Диаграммы фазовых и структурно- морфологических изменений в пленках 81 ((1=2-12 А) на Сг812(0001)/81(111) А- и В-типа в процессе отжига.

процессе отжига (соответственно, рис. 10 а и рис. 10 б). Показано образование эпитаксиальных тонкопленочных фаз Si монослойной толщины, стабилизированных связями с подложкой. Обнаружено, что одна из этих фаз стабильна, имеет структуру (3V3x3V3)R30° и приводит к островковому росту Si, а другая, — менее стабильна, имеет структуру 6/7x6/7 и приводит к латеральному росту эпитаксиальной пленки Si(ll 1) в ориентации первичной подложки Si(lll).

В главе 7 представлены результаты исследования зонной структуры и транспортных электрофизических свойств приповерхностных структур переходного металла и его силицида на кремнии при переходе от поверхностной фазы к объемной.

Оптическая спектроскопия, а также измерение высокотемпературной зависимости проводимости позволили установить, что тип перехода в области 0,34 эВ различен для тонкой эпитаксиальной пленки CrSÍ2 A-типа и для пленки CrSi2 А+В-типа и массивного кристалла. Кроме того, оптические измерения позволили установить следующее: а) в гетероструктуре CrSi2(0001)/Si(l 11) наблюдается переход с энергией около 0,1 эВ, который отсутствует в массивных кристаллах CrSi2; б) электронная структура тонкопленочных фаз Si(lll)V3x^3-Cr отличается от электронной структуры CrSi2 и CrSi; в) тонкопленочная фаза ^Зхл/З-Сг ближе по своим свойствам к металлу, чем CrSi2.

Измерения низкотемпературной зависимости сопротивления (рис. 11) показывают отличие транспортных свойств тонкопленочной фазы от CrSi и CrSi2, наличие квантового и классического размерных эффектов, соответственно, в тонкопленочной фазе и сверхтонкой пленке CrSi и присутствие двумерной металлической проводимости в гетероструктуре CrSi2(0001)/Si(l 11). Последний эффект, так же как наличие края поглощения с энергией около 0,1 эВ, относится к границе раздела между пленкой CrSi2 и подложкой Si(lll),

Rn, Ом

Рис. 11. Температурная зависимость проводимости для подложки Si(l 11) (1) двумерной тонкопленочной фазы Si(l 1 l)V3xV3-Cr (2 - d=4 А) и сверхтонких пленок CrSi (3 - d=16 А) и CrSi2 (4 - d=100 А).

которая характеризуется высокой концентрацией нескомпенсированных связей атомов пленки и подложки.

Установлено, что эпитаксиальные границы раздела тонкопленочных фаз Сг и псевдоморфных слоев CrSi2 с инверсным р-слоем подложки Si(l 11) отличаются более высоким по величине барьером Шоттки от границы раздела неэпитаксиальных объемных фаз Cr-Si, которые образуют омический контакт с р-типа Si. При этом высота барьера Шоггки псевдоморфной пленки CrSi2 А-типа (рис. 12 - кривая 2) больше, чем у CrSi2 В-типа (рис. 12 - кривая 1) на 0,07 эВ, а в процессе перехода от объемного силицида к тонкопленочной фазе контакт между пленкой и р-слоем подложки Si становится выпрямляющим.

Измерения холловской подвижности и проводимости показали, что параметры эпитаксиальной пленки CrSi2 на Si(lll) зависят как от структуры и условий получения затравочного слоя, так и от метода доращивания. При

|д(|/1А)

Рис. 12. Вольтамперная характеристика диодов на основе гетерострук-тур: 1 - Сг512(0001)-В/51(111) и 2 - Сг51;(0001)-А/51(111).

этом, когда сопротивление пленки велико, оно соответствует проводимости по двумерному металлическому слою на границе раздела между пленкой СгБ12 и подложкой и основной вклад в подвижность дает этот двумерный слой. Когда же сопротивление пленки мало, оно соответствует проводимости по пленке С^г и основной вклад в подвижность дает сама пленка Сг812. Определено, что эпитаксиальные пленки дисилицида хрома на кремнии с увеличением размера и степени моноориентированности в них доменов имеют более высокую подвижность носителей заряда, которая достигает 1680 см2/Всек.

Высокоскоростным осаждением на поверхностную фазу 7х7-Сг (суммарная толщина пленки, с1£ = 6-12 А) получена сверхтонкая пленка, Сг, которая имеет более низкое значение удельного сопротивления, р = 9-18 мкОм-см, и более высокую подвижность (|х = 38 см2/В-сек), чем для объемно-

го Сг, что свидетельствует об эпитаксиальиости пленки Сг. Высокоскоростным осаждением на затравочные островки получена сверхтонкая пленка CrSi2, которая имеет высокую концентрацию носителей р-типа (0,5 - 1-Ю20 см при достаточно высокой их подвижности ((I = 480 см2/В-сек).

В общих выводах по диссертации сформулированы основные полученные в ней результаты.

Основное содержание диссертации отражено в следующих публикациях:

1. Лифшщ В.Г., Заводинский В.Г. и Плюснин Н.И. Формирование поверхностных фаз хрома и эпитаксия CrSi2 на Si(l 11). // Поверхность. Физика, химия и механика. 1983. N 3. С. 82-89.

2. Lifshits V.G., Plusnin N.I. and Galkin N.G. The Cr-Si interface and growth of CrSi2 on Si(lll). // Proceedings of IX International Vacuum Congress \& V International Conference on Solid Surfaces, Madrid, 1983: Extend Abstracts. Madrid, 1983. SS.P.39B. C. 54.

3. Плюснин Н.И., Лобачев C.A., Галкин Н.Г. Стабилизированные источники напряжения для анализатора дифракции медленных электронов. // Приборы и техника эксперимента. 1984. N 5. С. 138-140.

4. Лифшщ В.Г. и Плюснин Н.И. Электронная структура и силицидооб-разование в тонких пленках переходных металлов на кремнии. // Препринт ИАПУ ДВО РАН. 1984 N 18(127) 35 с.

5. Лифшиц В.Г. и Плюснин Н.И. Электронное взаимодействие и сили-цидообразование в системе Cr-Si(lll) на начальной стадии роста. // Поверхность. Физика, химия и механика. 1984. N 9. С. 78-85.

6. Галкин Н.Г., Лифшиц В.Г. и Плюснин Н.И. Упорядоченные поверхностные фазы в системе Si(l 11)-Сг // Поверхность. Физика, химия и механика. 1987. N 12. С. 50-58.

7. Плюснин Н.И., Галкин Н.Г., Каменев А.Н., Лифшиц В.Г. и Лобачев

С.А. Атомное перемешивание на границе раздела Si-Cr и начальные стадии эпитаксии CrSi2. // Поверхность. Физика, химия и механика. 1989. N 9. С. 5561.

8. Gasparov V.A., Grazhulis V.A., Bondarev V.V., Bychkova T.M., Lifshits V.G., Churusov B.K., Galkin N.G. and Plusnin N.I. Electrophysical properties of the surface phases of In and Cr on Si(lll). // Vacuum. 1990. V. 41 , N 4-6. P. 1207-1210.

9. Лобачев C.A. и Плюснин Н.И. Твердофазная эпитаксия силицидов при импульсном лазерном отжиге сверхтонких пленок хрома на Si(lll). // Поверхность. Физика, химия и механика. 1992. N 5. С. 59-62.

10. Plusnin N.I. Surface Phases and Formation of Silicide Template on 3d Transition Metal - Silicon Interfaces. // Proceedings of the First Russia-Japan Seminar on Semiconductor Surfaces, Vladivostok, Russia, 5-12 September 1993. Vladivostok: IACP RAS, 1993 P. 199-207.

11. Gasparov V.A., Grazhulis V.A., Bondarev V.V., Bychkova T.M., Lifshits V.G., Galkin N.G. and Plusnin N.I. Electron transport in the Si(lll)-Cr(V3xV3)R30° - aSi surface phase and in epitaxial films of CrSi, CrSi2 on Si(lll). // Surface Science. 1993. V. 292 , P. 298-304.

12. Plusnin N.I., Galkin N.G., Lifshits V.G., andLobachev S.A. Formation of interfaces and templates in the Si(lll)-Cr system. // Surface Review and Letters. 1995. V. 2, N4. P. 439-449.

13. Plusnin N.I. Quntitative Cross Auger-Analysis of Subsurface Structures with the Variable in Depth Atoms Concentration. // Second Japan -Russia Seminar on Semiconductor Surfaces, Osaka, Japan, 13-16 November 1995. Osaka: Osaka Institute of Technology, 1995 P. 131-136.

14. Плюснин Н.И. и Миленин А.П. Моделирование процесса атомного перемешиваниям границе раздела металл-полупроводник. // Дальневосточный математический сборник. 1996. № 2. С. 153-160.

15. Плюснин Н.И. и Миленин А.П. Механизм атомного перемешивания

при формировании границы раздела переходного металла с кремнием. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 1996. № 2. С. 64-74.

16. Плюснин Н.И. и Миленин А.П. Кинетический механизм формирования границы раздела металл-полупроводник. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 1997. № 3. С. 36-44.

17. Плюснин Н.И. Оже-эмиссия из поперечно-неоднородного приповерхностного слоя. // Письма в Журнал Технической Физики. 1997. V. 22 , Вып. 19. С. 79-83.

18. Plusnin N.I., Milenin А.Р., Soldatov V.J. andLifshits V.G. Formation of CrSi2 (0001) - aSi Interface. // Physics of Low-Dimensional Structures. 1997. V. 5/6, P. 63-74.

19. Plusnin N.I., Milenin A.P., Velichko T.V., Soldalov V.U. Schottky Barrier in Contacts of (V3xV3)-Cr Surface Structures and CrSi2 (001) Epitaxial Films with the Si(lll) Substrate. // Physics of Low-Dimensional Structures. 1997. V. 5/6 , P. 1-11.

20. Plusnin N.I. Evolution of EELS and AES during formation of the Si(l 1 l)7x7/a-Si interface. // Physics of Low-Dimensional Structures. 1997. V. 8/9 , P. 51-61.

21. Плюснин Н.И., Миленин А.П., Величко T.B., Солдатов В.Ю. Исследование эпитаксиального контакта металл-полупроводник в поверхностных структурах Si(l 11) - (V3x^3)R30°-Cr и Si(lll)-CrSi2(001). // Микроэлектроника. 1998. №4. С. 385-392.

22. Плюснин Н.И., Миленин А.П., Солдатов В.Ю., Лифшиц В.Г. Механизм формирования границы раздела CrSi2(0001)/aSi. // Поверхность. Ренге-новские, синхротронные и нейтронные исследования. 1998. № 12. С. 60-67.

23. Plusnin N.I., Galkin N.G., Lifshits V.G., and Milenin А.P. Surface Phases and Epitaxy of Si on CrSi2(001)/Si(lll). // Physics of Low-Dimensional Structures. 1999. V. 1/2 , P. 55-66.

24. Plusnin N.I., Soldatov V.Y., and Milenin A.P. EELS-peak intensity dependence on primary electron energy for the Si(l 11)7x7 and Si(lll)-Cr surface structures. // Surface Science. 1999. V. 426 , P. 38-47.

25. Plusnin N.I., Milenin A.P., and Prihod'ko D.P. Study of the Co/Si(l 11)7x7 Interface Formation by AES- and EELS-Methods. // Physics of Low-Dimensional Structures. 1999. V. 9/10 , P. 107-120.

Плюснин Николай Иннокентьевич

ФАЗЫ, СТАБИЛИЗИРОВАННЫЕ ПОДЛОЖКОЙ И ПРОЦЕССЫ ФОРМИРОВАНИЯ ГРАНИЦЫ РАЗДЕЛА В ГЕТЕРОСТРУКТУРАХ НА ОСНОВЕ ПЕРЕХОДНОГО МЕТАЛЛА (Сг, Со) И КРЕМНИЯ

АВТОРЕФЕРАТ

Подписано к печати 15.05.2000 г. Усл.. п.л. 2 Уч. изд. л. 1.5 Формат 60x84/16. Тираж 100. Заказ 16

Издано ИАПУ ДВО РАН. г. Владивосток, Радио, 5. Отпечатано участком оперативной печати ИАПУ ДВО РАН. г. Владивосток, Радио, 5.