Исследование фазового состава и субструктуры силицидов, образующихся при импульсной фотонной обработке некогерентным излучением пленок металлов на кремнии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

?ГБ ОД " 3 АИР

КУЩЕВ Сергей Борисович

ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ

СИЛИЦИДОВ, ОБРАЗУЮЩИХСЯ ПРИ ИМПУЛЬСНОЙ ФОТОННОЙ ОБРАБОТКЕ НЕКОГЕРЕНТНЫМ ИЗЛУЧЕНИЕМ ПЛЕНОК МЕТАЛЛОВ НА КРЕМНИИ

Специальность 01.04.07 "Физика твердого тела"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Воронеж - 2000

Работа выполнена на кафедре технического университета.

физики Воронежского государственного

НАУЧНЫЙ КОНСУЛЬТАНТ член-корреспондент РАН,

доктор физико- математических наук, профессор

ИЕВЛЕВ В.М.

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор физико-математических

наук, профессор ПУГАЧЕВ А.Т. (XI11У, г. Харьков, Украина), доктор физико-математических наук, профессор ТЕРЕХОВ В.А (ВГУ, г. Воронеж),

доктор физико-математических наук, профессор РЕМБЕЗА С.И. (ВГТУ, г. Воронеж).

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ Институт электроники

Национальной Академии наук Беларуси, г. Минск

Защита диссертации состоится " 14 " марта 2000 года в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 063.81. 01 при Воронежском государственном техническом университете (394026, г. Воронеж, Московский пр., 14, конференц-зал).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Воронежского государственного технического университета.

Автореферат разослан "12 " февраля 2000 г.

Ученый секретарь

83 ¿¿6,03

диссертационного совета д.т.н., профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Актуальность проблемы синтеза и субструкгуры силицидов металлов сохраняется по ряду обстоятельств. В фундаментальном плане - в связи с ограниченным объемом сведений о субструктуре этого класса сравнительно сложных систем, о закономерностях сопряжения кристаллических решеток в гетероструктурах кремний - силицид металла, об атомной структуре и дислокационной субструктуре границ зерен (ГЗ) в силицидах, межфазных границ (МГ). Для нанокристаллических материалов (а последующие исследования показали, что силициды большинства тугоплавких металлов имеют именно такую субструктуру) объемная доля внутренних поверхностей может быть велика. Проблему строения внутренних поверхностей раздела можно считать в основном решенной только в части ГЗ в металлах, кремнии, германии, представляющих частные случаи меж-кристаллитных границ. Что касается МГ, то на момент постановки настоящей работы (начало 80-х годов) была хорошо изучена дислокационная структура в эпитаксиальных гетероструктурах при параллельном сопряжении кристаллических решеток родственных материалов с малым размерным несоответствием параметров. Оставался открытым вопрос о пределах применимости зернограничных моделей описания субструктуры (модель решетки совпадающих узлов, зернограничных дислокаций и другие) к МГ в системах с большим структурным, размерным и ориентационным несоответствием.

В практическом плане - в связи с повышением степени интеграции изделий микроэлектроники: решение проблемы контактно-металлизационных систем связано с широким использованием силицидов переходных и тугоплавких металлов, которым свойственны высокая термическая и химическая стабильность, низкие значения удельного сопротивления, хорошая совместимость с базовой МОП и биполярной технологией, стойкость к электромиграции. Анализ работ показывает, что такие вопросы, как кинетика и механизм силицидообразования, последовательность образования фаз, электрофизические и механические свойства силицидов, относительно хорошо изучены при твердофазном синтезе их классическими методами термообработки пленок металлов на кремнии. Дальнейшее увеличение степени интеграции СБИС невозможно без разработки новых технологий с применением методов отжига, позволяющих в результате уменьшения времени обработки свести к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей и легирующих добавок, уменьшить структурные нарушения. Уже первые эксперименты /1/ показали эффективность метода импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии некогерентным излучением ксеноновых ламп, характеризующимся сплошным относительно равномерным спектром в диапазоне от 0,2 до 1,3 мкм. Поэтому вполне закономерной была постановка исследований фазового состава, ориентации и субструктуры образующихся

при этом силицидов, определение оптимальных режимов их синтеза при ИФО.

Цель работы - установление общих закономерностей и особенностей ориентированного фазообразования и субструктуры силицидов П, Рё, №, Т1, Мо при импульсной фотонной обработке некогерентным излучением ксено-новых ламп пленок металлов на кремнии.

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:

при ИФО пленок металлов на поверхности монокристаллического, поликристаллического, аморфного кремния и 8Ю2 в зависимости от дозы энергии излучения;

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

в результате термообработки пленок металлов на 81 в различных средах.

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

3. На примере систем, не образующих интерметаллидов, провести исследование общих закономерностей ориентированного сопряжения на межфазной границе при различном размерном и структурном несоответствии кристаллических решеток (системы металл Р<1, Мо) - диэлектрик (СаР2)).

4. По результатам дифракционных исследований систем (111)81 - РгБ!, (001)81 - (111)81 - Р<1281, (001)51 - Рс1281, (111)81 - ШЬ, (001)81 - №812, (111)81 - та12) (001)81 - таЬ, (111)81 - Мо812, (001)81 - Мо812 провести анализ закономерностей сопряжения на межфазной границе кремний - силициды металлов. Проверить применимость известных кристаллогеометрических критериев, в том числе базирующихся на теории О-решетки и концепции решетки совпадающих узлов к прогнозированию ориентационных соотношений в системах кремний - силицид металла.

5. Методами электронной микроскопии определить характер сопряжения и механизм формирования дислокационной субструктуры МГ в пленочных системах металл - металл.

6. Провести электронно-микроскопическое исследование дислокационной субструктуры МГ в системах Б1 - силицид металла с разным структурным и размерным несоответствием - №812, - Рс1281, 81 - Р181.

При выборе объектов исследования исходили:

- из необходимости исследования эффекта ИФО в синтезе силицидов в системах - металл, различающихся преобладающим диффузантом (металл в кремний (системы 81 - Р^ 81 - N1), кремний в металл (системы 81 - Т1, 81 -Мо) и взаимодиффузия металла и кремния (система 81 - Рё)), активностью по

отношению к газовым средам (благородные металлы - Pt, Pd, активные к кислороду Ti, Mo, Ni), обеспечивающих получение пленочных силицидных фаз разного типа и разной степени сложности кристаллических решеток (PtSi -орторомбическая типа MnP, NiSi2 - кубическая типа CaF2) Pd2Si - гексагональная типа Fe2P, TiSi2 - орторомбическая: (С49) - объемноцентрированная, (С54) - гранецентрированная, MoSi2- гексагональная и тетрагональная);

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

- из возможности электронно-микроскопического исследования характера сопряжения и дислокационной субструктуры МГ разных типов и ориентации в двухслойных пленочных металлических системах Pt1 - Au, Pt - Pd, W - Mo, Mo - Au, Ir - Re, Pt - Re, Mo - Re, системах кремний - силицид металла: Si - NiSi2, Si - Pd2Si, Si - PtSi.

Фазовый состав, структуру и ориентацию пленок исследовали на электронных микроскопах ЭМВ-100 Л, ЭМВ-100 АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST ЕМ с использованием различных методик, анализ элементного состава образцов по толщине проводили на оже-спектрометре РШ-551. Расчет оптимальных ориентационных соотношений, ожидаемой дислокационной субструктуры межфазных границ в сложных гетеросистемах производили на персональном компьютере Pentium-100.

Научная новизна результатов. Впервые обнаружен эффект ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп в ускорении твердофазного синтеза силицидов металлов: на несколько порядков величины уменьшается время процесса взаимодиффузии, обеспечивающей образование концентрации компонентов, близкой к стехиометрическому составу интерметаллида; при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с2. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (Pt, Pd) при ИФО в атмосфере воздуха /2/.

Определены пороговые значения Ей, при которых начинается образование ориентированных силицидов Pt, Pd, Ni, Ti.

На примере системы Si - Ti показано, что при ИФО стадии реакции образования силицида предшествует перемешивание компонентов до концентрации, соответствующей стехиометрии образующегося соединения.

Для всех исследованных систем установлена возможность синтеза при ИФО однофазной пленки, состоящей из конечной фазы силицида. Сопостав-

1 Здесь и далее первый элемент соответствует первой нижней пленке в двухслойной системе.

2При классическом термическом отжиге в водороде при Т„„ = 700 -1100 К в течение 20-30 мин.

ление с соответствующим распределением элементов по толщине для ТО показывает, что при ИФО резче концентрационный переход на МГ.

В системах Si - Pt и Si - Ni начало образования силицидных фаз на поверхности (11 l)Si происходит при меньших величинах плотности энергии • светового импульса (Е„) по сравнению с поверхностью (OOl)Si, на моно-Si при меньших Еи, чем на поли-Si, что объясняется разной толщиной естественного слоя оксида.

Зависимость удельного сопротивления пленок от дозы облучения имеет немонотонный характер, одинаковый для пленок на моно-Si, a-Si и поли-Si.

На примере системы Si - Pd показано, что образование силицида происходит при меньших значениях Еи после предварительной ионной обработки исходной гетероструктуры. Эффект проявляется в снижении дозы светового облучения и является результатом перемешивания атомов кремния и металла при обработке ионами Аг.

Для систем Si - Pd и Si - Mo экспериментально установлен эффект ювенильной поверхности монокристалла кремния, проявляющийся в снижении температуры образования силицидов PdjSi и MoSi2(T) при конденсации металлов в вакууме.

Установлен характер сопряжения и механизм образования дислокационной субструктуры МГ в двухслойных пленочных системах Pt - Au, Pt - Pd, W - Mo, Mo - Au, Ir - Re, Pt - Re, Mo - Re. При этом показано, что для систем тугоплавких металлов граница разделения областей реализаций механизмов вхождения ДН (скольжение или переползание) находится в области относительно высоких Тп (до 1270 К для эпитаксиальной пары W - Мо).

Установлено, что дислокационная субструктура МГ (lll)Si -(00.1)Pd2Si образована гексагональной сеткой ДН смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2 <110> в решетке Si (1/4<21.0> в координатах решетки PdjSi), лежащими в плоскости границы и соответствующими минимальным векторам полной решетки наложения для данного ориентационного соотношения между силицидом и кремнием. Дислокационная субструктура МГ (lll)Si - PtSi образована двумя системами дислокаций смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2а <110> (в координатах решетки Si).

Установлены новые закономерные ориентационные соотношения в системе (11 l)Si - TiSi2:

(110), [334] TiSi2 (С54) II (111), [112] Si, (100), [032] TiSi2 (C54) II (111), [11_2 ] Si, (310), [134]TiSi2 (C54) II (111), [110] Si.

Показано, что для данной системы характерны некогерентное сопряжение на МГ и множественность неэквивалентных закономерных ориента-ционных соотношений, что может существенно расширять распределение зерен силицида по размерам.

Достоверность результатов. Достоверность экспериментальных результатов основывается на хорошо апробированных высокоразрешающих методиках дифракции электронов, просвечивающей электронной микроскопии, электронной оже-спектроскопии многослойных пленочных композиций большого ряда систем.

Практическое значение результатов работы. Результаты по формированию силицидов PtSi методом МФО внедрены на Воронежском заводе полупроводниковых приборов (1987 г.).

Результаты по формированию однофазных пленок силицидов TiSi2 и MoSi2 методом ИФО на moho-Sí, поли-Si и a-Si могут быть использованы при разработки технологического процесса создания контактно металлизацион-ных систем СБИС с субмикронными размерами.

Новизна технических решений защищена 2 авторскими свидетельствами на изобретения.

Результаты исследований межфазных границ с сильным межфазным взаимодействием могут быть использованы при разработке многослойных систем металлизации в технологии полупроводниковых приборов.

Результаты электронно-микроскопических исследований структуры МГ Si - силициды металлов в пленочных металлических системах использованы при написании учебного пособия "Ориентированная кристаллизация пленок" (авторы Иевлев В.М., Бугаков A.B., изд. ВГТУ, 1998 г.).

Основные положения и результаты, выносимые на защиту:

- ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии на несколько порядков величины ускоряет процесс силицидооб-разования по сравнению с классической термической обработкой;

- последовательность образования силицидных фаз при ИФО пленок металлов на кремнии та же, что и при конденсации в вакууме на подогреваемую подложку и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре;

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

- основные ориентационные соотношения между кристаллическими решетками кремния и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на Si и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы;

- для систем с большим размерным и(или) структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки (CaF2 - Pd, Pt, Mo; Si - силициды Ti, Mo, Pt) ориентационные соотношения отвечают основным кристал-логеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов на МГ, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориентации с положительным

несоответствием РСУ (деформация на растяжение); базирующийся на теории О-решетки, представлениях решетки совпадающих узлов и граничных дислокаций подход применим для прогнозирования оптимальных ориентацион-ных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах Si - силицид металла;

- высокодисперсная (нанокристаллическая) субструктура силицидов Pt, Pd, Mo и Ti обусловлена множественностью закономерных ориентационных соотношений с кремнием и высокой скоростью процесса при ИФО;

- немонотонный характер зависимости Rs (Еи) отражает стадии диффузионного перемешивания компонентов и образования последовательности силицидных фаз.

Апробация работы. Основные результаты работы и ее научные положения докладывались на следующих конференциях, совещаниях, семинарах: 7 Европейском конгрессе по электронной микроскопии (Electron Microscopy, EUREM, 80) (г. Гаага, Нидерланды, 1980); 6 Международной конференции по росту кристаллов (г. Москва,1980); XII Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г. Сумы, 1982); Всесоюзном симпозиуме "Электронная микроскопия и электронография в исследовании образования, структуры и свойств твердых тел" (г. Москва, 1983); IV Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (п. Черноголовка, 1984); IV Всесоюзном симпозиуме "Свойства малых частиц и островковых металлических пленок" (г. Сумы, 1985); VIII Всесоюзной конференции "Взаимодействие атомных частиц с твердым телом" (г. Москва, 1987); Всесоюзной конференции "Структура и электронные свойства границ зерен в металлах и полупроводниках" (г. Воронеж, 1987); Всесоюзной конференции "Ионно-лучевая модификация материалов" (г. Москва, 1987); 13 Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г. Москва, 1987); 12 Всесоюзной конференции по микроэлектронике (г. Тбилиси, 1987); 6 отраслевой конференции "Тонкие пленки в производстве ИС" (г. Москва, 1987); научно-техническом семинаре "Новые технологии производства слоистых металлов, перспективы расширения их ассортимента и применения" (г. Магнитогорск, 1987); Всесоюзном научно-техническом семинаре "Радиационная технология в производстве интегральных схем" (г. Воронеж, 1988); конференции "Промышленная технология и оборудование ионной имплантации" (г. Нальчик, 1988); X Всесоюзном совещании по кинетике и механизму химических реакций в твердом теле (п. Черноголовка, 1989); 1 Всесоюзной конференции "Автоматизация, интенсификация процессов технологии микроэлектроники" (г. Ленинград, 1989); VI Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (г. Москва, 1989); Всесоюзной технической конференции "Ресурсо-, энергосберегающие и наукоемкие технологии в машино- и приборостроении" (г. Нальчик, 1991); Всесоюзной конференции по электронным материалам (г. Новосибирск, 1992); IX Российской конференции по растровой микроскопии и

аналитическим методам исследования твердых тел (п. Черноголовка, 1995); 1 Всесоюзной конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий поликремния "Кремний-96" (г. Москва, 1996); 16 Российской конференции по электронной микроскопий (п. Черноголовка, 1996); конференции "Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона" (г. Воронеж, 1996); межотраслевом научно-практическом семинаре "Вакуумная металлизация" (г. Харьков, 1996); V научно-технической конференции "Материалы и упрочняющие технологии-97" (г. Курск, 1997); конференции "Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона" (г. Воронеж, 1997); XVII Российской конференции по электронной микроскопии ЭМ'98 (п. Черноголовка, 1998); Втором Всероссийском семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении", (г. Воронеж, Россия, 1999); Международной конференции "Modification of properties of Surface Layers of Non-Semiconducting Materials Using Particle Beams (MPSL 99)" (Sumy, Ukraine, 1999); Международной научной конференции "Физика тонких пленок. Формирование, структура и физические свойства" (г. Харьков, Украина, 1999).

Публикации. По теме диссертации опубликованы 72 научные работы.

Личный вклад автора. Постановка задач, проведение электронно-микроскопических исследований и анализа ориентационных соотношений, фазового состава, субструктуры силицидов и субструктуры межфазных границ. Подготовка образцов исследуемых систем.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, трехглав, общих выводов и содержит список литературы из 214 наименований. Работа изложена на 259 страницах машинописного текста, в котором приведено 107 рисунков и 24 таблицы.

Работа выполнена в региональной лаборатории электронной микроскопии и электронографии кафедры физики Воронежского государственного технического университета в соответствии с координационным планом АН СССР на 1980-е годы по проблеме 1.3.3 "Образование и структура кристаллов", планом госбюджетных НИР по теме "Структура пленок и многослойных пленочных систем", планом научно-исследовательских работ ВГТУ по научному направлению "Физика, химия и технология конструкционных и функциональных материалов различного назначения" по темам "Электронно-микроскопические исследования структуры элементной базы интегральных схем и исследование перспективных схемотехнических решений нескомму-тированных логических матриц" (№ГР 01840016744), "Электронно-микроскопическое исследование влияния ионной имплантации, термического и импульсного отжигов на структуру и свойства элементов БИС" (№ГР01850031032) , "Многослойные пленочные и высокодисперсные композиционные материалы" ( №ГР.01890060695), "Перспективные тонкопленочные материалы для электронной техники" (№ГР 01960009745).

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследования, основные научные положения, выносимые на защиту, показана научная новизна полученных результатов и их практическое значение, приведены сведения об апробации результатов, публикациях, структуре и объеме работы.

1. МАТЕРИАЛЫ, СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ ПЛЕНОЧНЫХ

ГЕТЕРОСТРУКТУР МЕТАЛЛ - ДИЭЛЕКТРИК, МЕТАЛЛ -МЕТАЛЛ; в!"- СИЛИЦИД МЕТАЛЛА, МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И МЕТОДИКИ ПОДГОТОВКИ ОБРАЗЦОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЙ

Объекты исследования: тонкие пленки металлов: Аи, Рс1, Р1 и Мо, двухслойные пленочные системы: Аи - Р1, Р1 - Аи, Р1 - Рё, V/ - Мо, Мо - Аи, Мо -Яе, Р1 - Яе и 1г - Ые и пленки силицидов металлов: Р1, Рс1, Л и Мо.

Условия получения одинарных и двухслойных пленок металлов приведены в табл. 1. Двухслойные пленочные системы получали последовательной конденсацией металлов.

Условия выращивания пленок Аи, Р1, Рс1, №, Т1 и Мо на кремнии приведены в табл. 2.

Нанесение пленок проводили в следующих вакуумных установках: ВУП-1, УРМ 3.273.004, УВН-84-П1, УВН-2Н, УРМ3.279040, "Магна-2М", "Оратория-29П", УВН-ЭР.068, УСУ-4, "Оратория-5".

Синтез силицидов проводили тремя способами: импульсная фотонная обработка (ИФО), вакуумная конденсация на подогреваемые подложки 81, термическиий отжиг (ТО) в различных средах.

ИФО проводили излучением ксеноновых ламп типа ИНП 16/250 в установках УОЛ.П-1 и УНЛ.А-1. На основании проведенных расчетов плотности энергии, поглощаемой кремниевой пластиной в условиях теплового баланса, были выбраны оптимальные размеры реакторов, мощность и расположение ксеноновых ламп в реакторе по отношению к кремниевой пластине. Установки позволили проводить ИФО на воздухе и в вакууме при длительности светового импульса от 0,1 до 2с (плотность энергии светового импульса (Ей) от 2 до 40 Дж-см"2 при постоянной мощности). Проведенная оценка температурных полей, возникающих в гетероструктурах при импульсной фотонной обработке для системы ТьБ^, показала, что при выбранных режимах обработки для всех внутренних точек рассматриваемой структуры в каждый момент времени температуры не различались более чем на 1 К.

'Автор благодарит В.Н.Санина за помощь в проведении оценки температурных полей, возникающих в гетероструктурах при импульсной фотонной обработке.

Таблица 1

Условия выращивания пленок металлов_

Металл (система) Подложка Подготовка подложки Метод испарения тп,,к CD , К, нм-с"1 тП2,к со , ■Ч нм-с"1 Вакуум, Па

Pd, Pt (1 ll)CaF2 На воздухе Термическое 870-1470 3-15, 60-80 - - s-io^-s-io"-1

Mo (lll)CaF2 То же Электроннолучевое 870-1470 0,1-10 - ЫО^-б-Ю"3

(lll)Au-Pt Фторфлогопит «с Термическое 770-1270 3-15 770-1070 60-80 s-io^-s-io"'

(lll)Pt-Au Фторфлогопит, (lll)CaF2 И и 1220-1320 60-80 870-1170 3-15 s-io^-s-io"'

(OOl)Pt- Au (OOl)LiF <1 и 770-1070 60-80 770-1070 3-15 s-io^-s-io"'

(lll)Pt-Pd Фторфлогопит (lll)CaF2 В вакууме На воздухе «( 1220-1320 1220-1370 60-80 60-80 770-1070 770-1270 3-15 3-15 5-10""-5-10"J s-io^-s-io"3

(OOl)W-Mo (001)\У-фольга, (OOl)MgO ТО в вакууме при 1270 К на воздухе Электроннолучевое 1170-1270 1170-1470 0,1-10 0,1-10 1170-1270 1170-1270 0,1-10 0,1-10 ью^-б-ю"1 1-10'б-6-10"5

(OOl)Mo - Au (OOl)MgO На воздухе Тоже 1170-1470 0,1-10 770-1070 3-15 МО^-б-Ю"

(OOl)Mo - Re (llO)Mo-Re (OOl)MgO, (lll)CaF2 То же « «« с« 1350 1350 1-2 1-2 1100-1400 500-1350 1-2 1-1 s-io^-s-io"'

(lll)Pt-Re (lll)CaF2 « и 1300 1-3 1100,1200, 1300 2-5 s-io^-s-io"

(OOl)Ir-Re (OOl)MgO «с и 1400 2-4 500, 900,1400 1-3 s-io^-s-io-1

Примечание: ТП1, со^ ТП; - температура подложки и скорость конденсации при росте первой и второй пленки.

Таблица 2

Условия выращивания пленок металлов на кремнии

Металл Метод распыления (нанесения) » ТП,К ©к, нм-с"1 Вакуум, Па

Аи Термическое испарение 290-570 1-5 6-8-10"4

Р1 Ионно-плазменное -470 0,1 7-Ю"4, (6-10"2*, аргон)

Магнетронное -470 0,4 7-10", (6,7-10'1, аргон)

Р1 Термическое испарение 290-1120 60 610"

Рё Ионно-плазменное -470 0,1 7-10", (6-Ю"2, аргон)

РЙ Магнетронное -470 0,4 7-Ю"4, (6,7-Ю'1, аргон)

р<1** «( 290,490 0,4 7-10"4, (6,7-Ю'1, аргон)

Рс1 Термическое испарение 290-1120 70 6-10"4

N1 Ионно-плазменное -470 0,1 7-10"4, (6-Ю"2, аргон)

№ Термическое испарение 290-1120 70 2-Ю"4***

Т1 Магнетронное 450-500 0,1 8-Ю"5*** (7-10"', аргон)

Т1 Электроннолучевое 300 -1370 2,5 1-4-10-'

Т1 Термическое испарение . 700 0,1-30 2-10''***

Мо Электроннолучевое 300,500, 800,1150 4-8 5-10"4

Мо** Электроннолучевое 300,500, 800,1150 4-8 5-Ю-4

Мо <« 570,770, 970,1170 1-1,2 2-5-10°

Мо Магнетронное 450-500 0,5 5-Ю-4, (6-Ю*1, аргон)

* рабочий вакуум; **ювенильная поверхность 81; ***безмасляные средства откачки.

Для оценки результатов, полученных в ходе ИФО пленок металлов на моно-Si, a-Si и поли-Si, было'проведено их сравнение с данными по термическому отжигу тех же исходных гетероструктур в диффузионной печи в среде водорода1 при температуре То™ =780 К. Кроме того, термообработку проводили также по самосовмещенной технологии: отжиг при T^ =780 К в водороде (30 мин.), а затем в кислороде (20 мин).

Для исследования в электронном микроскопе на просвет образцы готовили по трем методикам: химическая полировка, ионное распыление на установках IONTECH-700, "DioMill™-600" и химическое травление слоя оксида под слоем силицида.

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

Анализ элементного состава образцов по толщине проведен2 методом оже-электронной спектроскопии (ОЭС) с послойным травлением ионами аргона на установке РШ-551.

Анализ ориентационных соотношений и субструктуры межфазных границ силицид - кремний с позиций кристаллогеометрических критериев и теории О-решетки проведен методом машинного моделирования3.

Измерения электрических параметров (поверхностное сопротивление, контактное сопротивление к п- и p-Si, вольт-амперные характеристики диодов Шотгки) проводили по стандартным методикам: Rs пленок металлов и силицидов - четырехзондовым методом на цифровом измерителе удельного сопротивления (ЦИУС) с погрешностью 0,5 % при токах измерения 1 и 10 мкА; переходное сопротивление контакта - двухзондовым методом с помощью цифрового универсального прибора (ЦУИП) с шнрешностью не превышающей 0,5 %.

Измерение напряжения прямой ветви вольт-амперных характеристик диодов Шоттки проводили для микросхем с системой металлизации на основе PtSi/TiW/Al-Si (площадь выпрямляющего контакта без "охранного кольца" в тестовой полосе составляет ~140 мкм2, а с "охранным кольцом" ~1250 мкм2) на ЦУИП при фиксированных значениях токов. Значения тока утечки обратной ветви ВАХ диода Шоттки измеряли на измерителе типа Л2-56 в режиме "утечка".

'Использовали технологический (магистральный) Н2 с точкой росы 203 К

2Автор благодарит В.И.Рубцова за помощь в проведении анализа элементного состава.

3Автор благодарит А.В.Бугакова за помощь в проведении анализа ориентационных соотношений и субструктуры межфазных границ методом машинного моделирования.

2. ЗАВИСИМОСТЬ ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВА,

СТРУКТУРЫ И УДЕЛЬНОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ ПЛЕНОК СИЛИЦИДОВ ОТ РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ ПЛЕНОК МЕТАЛЛОВ

НА КРЕМНИИ

Во введении данной главы кратко на основе литературных данных представлены примеры синтеза силицидов различными методами и общие закономерности процесса силицидообразования. В разд. 2.1-2.6 представлены результаты наших исследований фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок систем 81 - Р1, 81 - Р(1, 81 - 81 - Т1, - Мо /3-21/. Проведено сопоставление структуры пленок силицидов, полученных при термическом отжиге и вакуумной конденсации пленок данной группы металлов на поверхности монокристаллического кремния, и определены условия получения однофазных пленок силицидов с наименьшим удельным сопротивлением при ИФО.

В табл. 3 приведены данные о фазовом составе слоев для различных режимов и условий обработки.

Результаты систематических исследований фазового состава, структуры и субструктуры пленок силицидов Р1, Рс1, ТС, Мо показывают, что при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с, в то время как при обычном термическом отжиге в водороде формирование однофазной пленки силицидов происходит в течение 20-30 мин. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (Р1, Р(1) при ИФО в атмосфере воздуха (см.табл.1). На рис.1 приведены электронограммы образцов (111)81 - Р^ прошедших ИФО при Е„ = 25 Дж-см'2 (1=1,25 с). В обоих случаях образуется одна конечная фаза Р181; при ИФО структура пленок более дисперсная при меньшей доле ориентированных зерен, что объясняется высокой скоростью процесса. Распределение элементов по толщине силицида (рис.2) показывает его достаточную однородность и хорошее соответствие фазовому составу; концентрационный переход на границе силицид - кремний более четкий, чем при ТО. Образованию на поверхности силицида Р181 слоя БЮг при ИФО способствует образование озона в реакционной камере.

Установлено, что последовательность образования силицидных фаз при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при ТО пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре; определены пороговые значения плотности энергии для образования однофазных силицидов. Для всех систем показана возможность формирования однофазной пленки, состоящей из конечной фазы силицида.

Процесс формирования силицидов (Р1, N0 на поверхности (111)81 происходит при меньших Е„ по сравнению с поверхностью (001)Б1 (см. табл.3). Эта закономерность, наблюдаемая и при формировании силицидов методом вакуумной конденсации металлов на нагретые подложки, очевидно

связана с более толстым слоем собственного оксида на поверхности (OOl)Si. Замедление кинетики твердофазных реакций в системе металл-кремний в результате образования собственного оксида на поверхности Si происходит по двум причинам: собственный оксид является диффузионным барьером; диссоциация оксида увеличивает содержание кислорода в пленке металла.

Как и в случае ТО, реакции силицидообразования предшествует диффузия некоторого количества Si в объем металла или металла в объем кремния в зависимости от системы. Об этом свидетельствует характерная зависимость удельного сопротивления обработанных пленок от Ей (рис.3). Сопоставление с данными фазового анализа слоев для различных значений Еи показывает, что увеличение отвечает образованию твердого раствора. Высокая дисперсность пленок металлов (размер зерен составляет десятки нанометров) и локализация энергии импульса в слое способствуют быстрому распределению Si по толщине слоя.

Снижение Rs с увеличением Еи происходит с началом образования конечной фазы силицида, и наименьшее значение Rs соответствует завершению этого процесса. Характер зависимости от Ец для пленок на moho-Sí , поли-Si и a-Si одинаков, а установленная хорошая корреляция Rs с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов.

На примере системы Si - Pd показано, что процесс силицидообразования при ИФО может быть стимулирован предварительной ионной обработкой исходной гетероструктуры (см. табл.3). Эффект достигается в результате перемешивания атомов кремния и металла и проявляется в снижении пороговых значений Еи.

Примесные элементы (С, О) или примесные фазы как, например, ТЮХ, TiC, отторгаются в приповерхностную область образующегося силицидно-го слоя (рис.4).

Установлено, что при ИФО пленок металла на a-Si началу процесса силицидообразования предшествует кристаллизация аморфного кремния. Таким образом, реакция происходит в системе металл - поли-Si. Начало образования силицидных фаз на поли-Si всегда происходило при больших значениях Е„, чем на моно-Si. Задержке процесса способствуют как возможный более толстый слой естественного оксида на поли-Si, так и сегрегация примесных атомов на границах зерен: фоновый уровень кислорода по толщине, например в системе Ti - моно-Si ниже, чем в системе Ti - поли-Si.

В системах Ni - Si и Ti - Si при значениях Ей,, не обеспечивающих образования пленок однофазного силицида, наблюдается слоистое распределение силицидных фаз (рис.5).

Пленки PtSi имеют нанокристаллическую субструктуру, обусловленную зарождением силицида в 3 эквивалентных позициях в соответствии с ориентационным соотношением (1). Размер зерен при пороговом значении

Рис.1. Элеюроно-граммы пленок Р1 на (111)81, прошедших ИФО на воздухе при Еи = 25 Дж-см'2 (а) и ТО в среде водорода при Т= 780 К (б)

1 80'

р<

и 60

а> а о г-.

§40 ч

1 20 ' И л

о \

5» о

\

N

О 4 8 12 16

Время распыления, мин.

Рис.2. Профили концентраций для пленок - Р^ прошедших ИФО на воздухе при Еи =25 Дж-см"2

Рис.3. Зависимость по верхностного сопротив ления от Ей при ИФО в вакууме пленок Р1 (1), Рс1(2),№(3)на(111)&

Еи, Дж-см2

Таблица 3

Условия формирования и фазовый состав слоев, образующихся при ИФО

Система Среда обработки Фазовый состав для значений Еи, Джем"2

1 2 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 111111111111111 II II I

(001)81 - Р?* Воздух Р1 Р^ + Р181 Р181

(111)81 -П* м Р1 Р1 + ргБ! Р181

(111)81--РР Вакуум Р1 РН- Р181 -

(111)81-8Ю2-поли-81 - Р1* Воздух Р1 Р1 + р^ Р1 + Р1281 +

(111)81 - 8Ю2-поли-81 - Рг** м Р1 Рг+Р1231 рг +Р1231 + Р181 Р1 + Р181

(111)81-поли-81 - РГ** Вакуум Р1 Р1 + Р1281 + Р181 Р1 + Р181

(111)81 - вЮг поли-81 - РГ** (( Рг П + Р^Б! + Р181 Р1 + •

(111)81 - 8Ю2-а-81 - Р1** и Р181

<001)81 - ра** Воздух Рё Рс1281 Рс1281+РсЮ Р<1281+Р<181+Р(10

(111)81-Р<1** и Рс1 РС1281 РС1281+РСЮ Рс1281+Р(181+РсЮ

(111)81-Р<1** Вакуум Рс1281

(111)81-Рё** Облучение Аг Воздух Р<1 Р(1281 -

(111)81 - 8Ю2-а-81** г Р(1** без перемешивания слоев Вакуум Р<1 Рс1+ РС1281 Р<1281

Продолжение табл. 3

1 2 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 111111111111111 I III I

(111)81 - 8Ю2-а-813 - Рё** перемешивание слоев Вакуум ра^ РсЩ

(111)81 - 8Ю2-а-81 - Рс1** сс ра Ра+Рё2з1 Рё281

(111)81 -№' № №281(8)+ №281(9) + №812 №812

(001)81-№* « № №281(8)+М281(6) №812 +№81 + №812

(111)81 - Т1** ХТ Вакуум - Т1 Т15813+Т1812(С49)+ Т1812(С54)+ ТЮх+ТЮ ТЮх+ТЮ •

(111)81 - Т1** ХТ+ИХТ и Т1 Т1812(С54)+ТЮХ+Т1С

(111)81 - 8Ю2 -а-81 - Т1** и Т1 Т15813+Т1812 (С49)+ТЮХ+ ТЮ Т18й(С54) + ТЮх+ТЮ

(111)81 -Мо** Вакуум Мо+ Мо381 Мо812* МО812*+ МО812** МО812** -

(111)81 - 8Ю2-а-81 - Мо** - Мо Мо+ Мо381 Мо812*+ I МО812** ** • ; .

* - ионно-плазменное распыление Ме; ** - магнетронное распыление Ме; Мо812*- гексагональная решетка; Мо812** -тетрагональная решетка; ХТ, ИХТ - подготовка поверхности Б! химическим и ионно-химическим травлением.

TiSb (C54)

0,05 мкм fllllSi

^-:-

18 36 54

|э| Время распыления, мин. I^j '

Рис.4. Профиль концентрации (а) и "cross section" ПЭМ изображение

для пленок TiSi2(C54) на моно-Si

JTiC +TiOx ТиЯз

TiSijfC49)

/

0,05 мкм .flinSi

f021)TiSbfC49)

чипа

— 0 01 мкм

^ i— I

Рис.5, а - "cross section" ПЭМ изображение гетероструктуры (1 ll)Si -TiSi2(C49) - Ti5Si3 -(TiC+TiOx); фрагменты электронограмм (на просвет) всей гетероструктуры (б), после ионного распыления поверхности в течение 10 (в) и 15 мин (г)

- 21.0 Tl5Si3

Еи образования конечной фазы составлял 13-15 нм, при больших Ей происходила коагуляция пленок с образованием микропор.

Дисперсность даже хорошо ориентированных пленок Рё281 на (111)81 закладывается вероятностью двухориентационного зарождения, поскольку ориентационное соотношение (1) описывает и двойниковую (180°) позицию, а также избыточным содержанием кремния в силициде, сегрегирующим в первую очередь на межзеренных границах. Высокой дисперсности (15-20 нм) пленок Рс1281 на (001) 81 способствует двухориентационное зарождение силицида в ориентационном соотношении (2), характерное для сопряжения фаз плоскостями разной симметрии. Если при конденсации N1 на (111) 81 при Тп=1020 К образуются монокристаллические пленки N1512 параллельной ориентации, то при ИФО пленки имеют крупноблочную поликристаллическую структуру со средним размером зерен 500 нм, что объясняется высокой скоростью процесса. Для №812 на (001)531 зерна имеют произвольную ориентацию. При Ей > 20 Дж-см"2, независимо от ориентации кремния, происходило образование крупноблочной структуры с зернограничными порами.

Субструктура пленок Т1812(С49) характеризуется высокой плотностью дефектов упаковки (до ~ 2-Ю8 м"1) по плоскостям (010). Средний размер зерен Т1812(С49) составляет около 0,2 мкм. Для Т1812(С54) основные типы внутрикристаллитных дефектов в зернах - индивидуальные дислокации и двойниковые прослойки, которые отвечают ориентационному соотношению (19) в кристаллитах ориентации (18), разориентированных на угол 60° вокруг оси [001] относительно матричной решетки. Размер кристаллитов ориентации (18) - (20), (22) составляет 3-5 мкм.

Двухфазные пленки Мо812(Г) + Мо812 (Т) имели поликристаллическую структуру со средним размером зерен 35-45 нм, однофазные Мо812(Т) - около 0,2 мкм. Отличительная особенность структуры пленок Мо812(Т) - неоднородность, и практически все зерна - сдвойникованные образования.

Структура пленок конечных силицидов систем 81 - - Рс1, 81 - Мо, полученных методом ИФО, в отличие от пленок, сформированных термообработкой в Н2, была более дисперсной, что отражает сильную неравновесность процесса силицидообразования при ИФО.

Последовательность образования силицидных фаз и их ориентацион-ные соотношения с кристаллической решеткой при конденсации пленок Р1, Рс1, № на (111) и "Л, Мо на подогреваемые подложки (001) и (111) 81 те же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных на не-подогреваемые кристаллы. На примере систем Б1 - Р(1 и 81 - Мо показано, что эффект ювенильной поверхности проявляется в снижении температуры образования силицидов Рс1281 и Мо812(Т) соответственно на 100 и 350 К.

Исследование субструктурных изменений в пленках Аи на (001) при ИФО показало следующее /22/:

- в интервале Еи=10 - 20 Дж-см"2 происходит образование эпитакси-альных блоков золота с двухпозиционной ориентацией, отвечающей ориен-

тациям совпадения на межфазной границе плоскостей (110) металла и (001) кремния с 25;/ЕЛд1= 3/4;

- при Еи>20 Дж-см'2 под эпитаксиальными блоками (110) Аи появляются островки золота разных размеров; на межфазной границе золото -кремний достигается температура эвтектики (Т=643 К).

По литературным данным встречаются противоречивые сведения о поведении Р1, Р(1, Т1, Мо и Аи на БЮг при термическом отжиге. С учетом этого, а также значения системы в формировании омических контактов и диодов Шотгки на основе силицидов по самосовмещенной технологии представляло практический интерес исследование влияния ИФО на структуру пленок металлов на оксиде кремния. Установлено, что в исследуемой области Еи для Р1, №, Мо, Аи не обнаружено взаимодействия с 8Ю2 с образованием кристаллических силицидных фаз; происходит лишь увеличение среднего размера зерен пленок. Для Л и Рс1 наблюдалось образование низших силицидов, что свидетельствует о частичном восстановлении оксида кремния и реакции освободившегося с данными металлами. Общая закономерность -рост размера зерен металла с увеличением Еи.

3. ОБЩИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ СОПРЯЖЕНИЯ И ДИСЛОКАЦИОННАЯ СУБСТРУКТУРА МЕЖФАЗНЫХ ГРАНИЦ

В первом разделе данной главы на основании результатов электронно-микроскопических исследований автора анализируются общие закономерности сопряжения кристаллических решеток и субструктуры межфазных границ в различных системах подложка - конденсированная пленка: металлы на диэлектриках и металлы на металлах.

Для систем со слабым межфазным взаимодействием (Рс1, Р1, Мо на диэлектриках /23 - 25/), как основной результат, следует выделить обнаруженные размерные ориентационные переходы. В случае островковых структур, наряду с сильно выраженной параллельной ориентацией, характерен ряд закономерных азимутальных ориентаций (13 для Рс1, Р1 на СаБ2 и 12 для Мо на СаР2 (см. фрагмент кольца 1 ЮМо, рис.6)).

Рис.6. Фрагмент кольца 220 электронограммы островковой пленки Мо (110)

Анализ показал, что дополнительные азимутальные ориентации соответствуют ориентациям совпадения на границе островковый конденсат металла - подложка. Поскольку с ростом толщины пленки (при коалесценции островков и переходе к лабиринтной морфологии) выживают лишь основные ориентации (параллельная для металлов с ГЦК решеткой и соотношения типа Ниптиямы - Вассермана для Мо), реализация ориентаций совпадения есть

эффект размерный. Таким образом, были получены первые косвенные доказательства немонотонной зависимости энергии межфазной границы от угла взаимной разориентации кристаллических решеток металлической пленки и диэлектрической подложки, а также новые экспериментальные факты, свидетельствующие в пользу применимости концепции решетки совпадающих узлов к анализу возможных ориентационных соотношений в системе подложка - пленка. Что касается характера сопряжения на МГ, то реализация механизма Фольмера - Вебера и сохранение параметра кристаллической решетки на всех стадиях роста пленок в рассмотренных системах позволяют сделать вывод о некогерентности границы.

Малое исходное несоответствие параметров кристаллических решеток для систем Аи -14, Р1 - Аи, П - Рс1, - Мо, Р1 - Ые, Мо - Аи, 1г - Ле, Мо - И.е предполагает реализацию механизма Франка - Ван дер Мерве и соответственно параллельное сопряжение. В известных работах по исследованию межфазных границ уже были обнаружены наряду с дислокациями несоответствия (ДН), входящими в межфазную границу по механизму скольжения, дислокации, входящие по механизму диффузионного переползания. Поэтому в данной работе была расширена область Тп с целью определения температур, при которых реализуется преимущественно второй механизм формирования дислокационной структуры границы. Кроме того, было оценено влияние условий для зарождения дислокаций на реализацию первого и второго механизма.

В табл. 4 сведены данные по исследованным системам для области относительно высоких температур конденсации второго металла.

Основные результаты исследования заключаются в следующем.

Впервые исследована дислокационная субструктура МГ двухслойных пленок в системах XV - Мо /25, 26/, Мо - Аи, Р1 - Яе /27/, 1г - Яе /28/, Аи на Р1 /29-33/.

Электронномикроскопический анализ изображений дислокационной структуры МГ в двухслойных пленочных системах Мо на (001) \У, Аи на (111) и (001) Pt.Pt- Р<1, Р1 - Яе, 1г - Яе показал, что повышение температуры подложки приводит к смене механизма введения дислокаций несоответствия на границу раздела пленок: при низких Тп, когда диффузионные процессы замедлены, реализуется механизм скольжения в границу дислокаций ростового происхождения или зарождающихся на поверхности растущей пленки; при высоких Тп реализуется механизм диффузионного переползания /25, 27, 30, 31/. Поскольку области «низких» и «высоких» Тп необходимо относить к абсолютной температуре плавления данного металла, вполне закономерна реализация первого механизма вхождения ДН для эпитаксиальной пары V/ -Мо при Тп до 1270 К /25,26/.

Впервые исследовано формирование МГ в двухслойных островковых пленках металлов. Показано, что для одной температуры подложки возможность реализации механизма вхождения ДН скольжением или переползанием

зависит также от условий для зарождения ДН, от ориентации границы: при росте Р1 на островках Аи ориентации (111) преобладает механизм скольжения из краев островка в плоскости границы, являющейся плоскостью скольжения, на сплошных пленках Аи - переползание дислокационных петель с поверхности растущей пленки 14; при росте 14 на островках (001) Аи также действует механизм переползания /29, 30, 32/. Показана зависимость субструктуры двухслойных композиций от последовательности наращивания пленок.

Таблица 4

Дислокационная структура МГ, исследованных в работе систем металл - металл^ характеризующихся относительно небольшим размерным

несоответствием

Системы fo Tn,K Ориентация Меха- Векторы Бюргерса

подложка- МГ низм вве-

пленка дения ДН

Au-Pt -0,038 770-1070 (001) П '/2<110>

(111) П Уг <110>

Au - Pt (ост- « (( С,П

ровковая

структура)

Pt-Аи 0,041 870-1070 (001) П Уг <110>

Pt-Pd - 0,008 720 (111) С '/2 <11 0>

1270 (111) П Vi <по>

Ir-Pt -0,015 870-1170 (001) П Уг <110>

W-Mo -0,0057 1270 . (001) С Уг <111> Уг <П0>

Ir-Re*1 0,014 900, 1200, 1400 (001) п

Pt-Re* 0,075 1100-1300 (0001)11(111) п '/2<lT0>,(<T2T0>)

Mo - Au -0,086 1070 (001) п 'Л <110>, (<100>)

П - переползание, С - скольжение; ""несоответствие в базисной плоскости; 1 релаксация псевдоморфного ГЦК слоя твердого раствора (Reír) в параллельной ориентации.

В системах металл - металл с различным типом кристаллических решеток (Р1 - Re, 1г - Re) при высоких температурах основным механизмом вхождения ДН в межфазную границу является переползание дислокаций с общим для сопрягаемых решеток векторами Бюргерса/27,28/.

Для системы 1г - Re кристаллизация второго металла начинается с образования сплошного псевдоморфного слоя. Этому способствует малое различие межатомных расстояний и возможность образования твердого раствора в процессе конденсации Яе, поскольку при 1300 К растворимость Re в 1г составляет около 30 %, а 1г в Re 40 % (мас.%). С увеличением толщины эпи-

таксиального слоя наряду с полными ДН, образованными путем скольжения зарождаемых с поверхности второго слоя петель с векторами Бюргерса типа 1/2<110>, присутствуют в большом количестве частичные ДН типа 1/6<112>, ограничивающие дефекты упаковки в растущем слое1. Дефекты упаковки можно рассматривать как зародыши ГПУ фазы по плоскостям {111} псевдо-морфного слоя /28/. Такой вариант структурно-морфологических превращений можно рассматривать как пример роста по механизму Крастанова-Странского.

На примере системы Мо - Ые показаны морфологические и ориентаци-онные превращения, связанные с улучшением сопряжения при усилении межфазного взаимодействия с повышением Тп: переход от ориентационного соотношения Нишиямы - Вассермана к соотношению Курдюмова - Закса /34/, что согласуется с результатами анализа на основе теории О-решетки, из которого следует, что наилучшему сопряжению на межфазной границе в этой системе отвечает второе соотношение.

Полученные данные об общих закономерностях сопряжения кристаллических решеток и субструктуры межфазных границ в различных системах подложка - конденсированная пленка позволяют подойти к рассмотрению ориентационных соотношений, характера сопряжения и дислокационной структуры межфазных границ в системах кремний - силицид металла, полученных в результате твердофазного взаимодействия пленок металлов (Р1, Рс1, Т1, Мо) с кремнием и различающихся степенью размерного и ориентационного несоответствия.

В первой части второго раздела данной главы представлены результаты исследования ориентационных соотношений в системах (111)81 - Р1Б1, (001)81 - (111)81 - Рс^, (001)81 - Р^, (111)81 - №812, (001)81 - №812,

(111)81 - таЬ, (001)81 - ^2, (111)81 - Мо812, (001)81 - Мо812 и дислокационной субструктуры межфазных границ 81 - N1812, 81 - Р181 и 81 - Рс1281 /35 - 37/.

Установлено, что для исследованной группы силицидов 14, Рс1, N1, Т1 и

Мо характерны следующие ориентационные соотношения:

система Si - Pt (010), [001] PtSi II (111),<110>Si, (1)

(110), [001] PtSi II (001), <110>Si, (2)

(121), PtSi II (001)Si; _ _ (3)

система Si-Pd (00.1), [10.0] Pd2Si И (111), [110] и [110]Si, (4)

(00.1), [10.0] Pd2Si II (001), <110>Si, (5)

(01.0), [00.1] Pd2Si II (001), [121 ]Si; (6)

система Si-Ni (111), [U0]NiSi2II (111), [110] и [110]Si, (7)

(112), [110] NiSi2 И (111), <110>Si, (8)

(001), [110] NiSi2 II (001), [110]Si, (9)

1Пленки 1г не содержали микродвойников, а плотность дефектов упаковки в них была чрезвычайно низкой ( даже для Тп = 900 К около 108 см-2).

(112), [110] NiSi2 И (001), [110] и [110] Si; (10)

система Si-Ti (150), [001] TiSi2(C49)II (111), [110]Si ±15°, (11)

(021), [112] TiSi2(C49) II (111), [П0]Si, (12) (010), [001] TiSi2(C49) II (111), [110]Si ±15° 1 (13)

(010), [001] TiSi2(C49) II (001), [110]Si, (14)

(150), [001] TiSi2(C49) II (001), [110]Si, (15)

(150), [001] TiSi2(C49) II (111), [110]Si, (16)

(021), [100] TiSi2(C49) II (111), [11 OJSi; (17)

(110), [334] TiSi2 (C54) П (111), [H2]Si, . (18)

(100), [032]TCSi2 (C54) II (111), [112 ]Si, (19) (310), [134]TiSi2(C54)II(111), [1 l_0]Si, (20) (310),[001] TiSi2(C54) II (111), [1 H)]Si, (21)

(101), [121 ] TiSi2 (C54) II (111), [110]Si; (22) система Si-Mo (001), [210] MoSi2(T) II (001), [110]Si,2 (23)

(122), [210] MoSi2(T) II (001), [110]Si, (24)

(Í28), [210] MoSi2(T) II (001), [110]Si, (25)

(Tl4), [110] MoSi2(T)II(001), [l_10]Si, (26)

(001), [210] MoSi2(T) II (111), [110 ]Si, (27)

(124), [210] MoSi2(T)II(111), [UOJSi, (28)

(128), [210] MoSi2(T) II (111), [110]Si; (29)

(010), [100] MoSi2(T) II (001), [110]Si, (30)

(016), [100] MoSi2(T) II (001), [110]Si, (31)

(001), [100] MoSi2(T) II (001), [110]Si. (32)

Ориентациоииые соотношения (18), (19), (20) для системы 81 - ТС выявлены впервые.

Множественность закономерных ориентационных соотношений для всех систем3 исключает в принципе возможность формирования монокристаллических пленок силицидов.

Ориентация силицидов, синтезированных методом ИФО, выражена слабее, чем при вакуумной конденсации на горячую подложку, что связано с кинетикой процесса силицидообразования: большие скорости процесса си-лицидообразования в первом случае допускают образование новой фазы в

'Вследствие того, что базоцентрированная орторомбическая решетка ТС812 (С49), близка к тетрагональной, межплоскостные расстояния с12оо и ёоог практически не различимы (0,17725 и 0,1775 нм).

2 Индексация проведена в индексах Миллера.

3Для Рс^ и N¡812 на (111)81 это обусловлено двойниковой (180-градусной) разориентацией.

широком спектре ориентаций. Множественность эквивалентных азимутальных ориентаций для каждого из ориентационных соотношений (1) - (4) обусловливает высокую дисперсность даже эпитаксиального силицида, что затрудняет исследование субструктуры МГ.

Исследования дислокационной структуры межфазной границы силицидов проводили в системах (11 l)Si - (OlO)PtSi, (11 l)Si - (0.01)Pd2Si; (11l)Si -(lll)NiSi2.

В пределах отдельных кристаллитов системы Si - PtSi наряду с муаром смешанного типа, возникающим в результате двойной дифракции на плоскостях (002) PtSi и (220) Si (период от 2,42 до 2,87 нм), наблюдаются системы полос с периодом от 2,25 до 3,73 нм, которые образуют дислокационную сетку МГ. Для точных взаимных ориентировок между Si и PtSi, хорошо определяемых из периода муара в пределах зерен силицида методами теории О-решетки, рассчитана ожидаемая дислокационная структура МГ. Хорошее соответствие экспериментально наблюдаемой структуры МГ отвечает ромбической сетке ДН с вектором Бюргерса 1/2<110> в решетке Si. Эти результаты свидетельствуют о том, что в рассматриваемой системе, характеризующейся относительно большим размерным и структурным несоответствием, реализуется частично когерентное сопряжение на МГ.

Для системы (lll)Si - Pd2Si в большей части субзерен выявляется периодический контраст с периодом около 17,5 нм, который интерпретирован как сетка дислокаций несоответствия на МГ (0001)Pd2Si - (lll)Si с вектором Бюргерса типа 1/2 <110> (в координатах кристаллической решетки Si). Анализ сопряжения Si и Pd2Si в соответствии с ориентационным соотношением (4) показал, что при сопряжении (111) Si с (00.1) Pd2Si образуется РСУ (рис.7а) с базисными векторами А] и А2 (рис. 76) типа <11 2> в решетке Si (1/2 <21.0>в решетке Pd2Si). Базисные векторы полной решетки наложения (ПРИ) 1/2<110> Si (1/4 <21,0> в Pd2Si), трансляция на которые сохраняет РСУ, - это векторы Бюргерса ДН. ДН не краевые, поскольку дислокационная структура МГ задается релаксацией наиболее плотных сопрягающихся через МГ плоскостей обеих решеток {112} и {12.0}, а вектор Бюргерса регламентирован минимальными векторами ПРН. Расстояние между сегментами дислокаций каждого семейства будет составлять Рд = |bK|/fo «

18 нм (Ьк=1/4 [21.0 ]). Тот факт, что межфазные дислокации не выявлялись в случае нанокристаллического силицида, можно объяснить соизмеримостью ожидаемого периода ДН и размера зерен силицида.

Силицид NiSi2 с совершенной ориентацией относительно Si получен лишь методом вакуумной конденсации Ni на горячую подложу при Тп= 1020 К. При этом систематически наблюдались ДН. В пределах всего образца достаточно равномерно образуется нерегулярная сетка ДН. Наблюдаемая дислокационная субструктура МГ (11 l)Si - (11 l)NiSi2 аналогична дислокационной субструктуре МГ для систем с сильной связью (Pt - Pd, Pt - Re и др.). Нере-

гулярность сетки ДН обусловлена малым размерным несоответствием решеток Й и N¡512. Вектор Бюргерса ДН Ь= 1/2 а<110> лежит в плоскости границы, то есть несоответствие параметров кристаллических решеток № и компенсируется в основном системами чисто краевых дислокаций.

[210]Р4Я -

Л^и05.5н"Г: - , | Рис.7. Схема

сопряжения Рс^ и Б! в ориентацион-. ном соотношении (4) и ожидаемая дислокационная структура МГ

0,665 нм

[112] Б!

Исследования методом муара субструктуры системы "П8Ь(С54) -(111)81 на образцах, полученных при конденсации металла в сверхвысоком вакууме на (111)81 при Тп= 970 К, показали, что в кристаллитах ориентации (21) наблюдаются индивидуальные дислокации и двойниковые прослойки по плоскостям (001). В то же время при соответствии периода муара ожидаемому не выявлены дислокации на межфазной границе Б) - силицид, что характеризует данную МГ как некогерентную. Это объясняется достаточно большим размерным и структурным несоответсвием решеток 81 и Т^г-

Проведен анализ возможных и экспериментально наблюдаемых ориен-тационных соотношений на основе следующих критериев:

- параллельность плотноупакованных направлений;

- решетки совпадающих узлов (РСУ) на межфазной границе (МГ);

- величина и знак размерного несоответствия;

- согласование плотноупакованных плоскостей;

- соотношение значений поверхностной плотности атомов в сопрягаемых плоскостях на межфазной границе.

Для анализа возможных РСУ на границе раздела и согласования плоскостей, которое можно рассматривать как совпадение узлов обратной решетки или их проекций на плоскость границы, были разработаны программы построения различных сечений как прямой, так и обратной решеток для сложных кристаллических структур, в базис которых входит большое количество атомов, и анализа их наложения.

; Как правило, при ориентированном росте или выделении новой фазы граница раздела проходит по плотноупакованным плоскостям, поэтому были определены плотноупакованные плоскости силицидов (по длине векторов обратных решеток). Затем был проведен анализ сопряжения на МГ кремний -силицид кремния с целью проверки выполнения критериев оптимального сопряжения. Рассматривали параллельность плотноупакованных направлений и

согласование плоскостей; определяли РСУ и обратные плотности совпадающих узлов в каждом кристалле £1 и 12; отношение площадей, приходящихся на один атом; среднее отношение параметров решеток аРСу = / 8|1]),/2: по отклонению этой величины от 1 можно судить о величине несоответствия РСУ Б. Полученные результаты сведены в табл.5. Там же приведены данные о геометрии дислокационной субструктуры для экспериментально наблюдаемых ориентаций, в которых векторы ПРН совпадают с решеточными векторами кремния. В качестве возможных ориентационных соотношений выбраны те, которые удовлетворяют большинству критериев.

Сравнение полученных оптимальных ориентационных соотношений с экспериментально наблюдаемыми показывает следующее: для систем с большим размерным и(или) структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки ориентационные соотношения отвечают основным кристаллогеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов на МГ, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориентации с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение).

Таким образом, показано, что кристаллогеометрические критерии, базирующиеся на концепции решетки совпадающих узлов и теории О-решетки, применимы и для прогнозирования оптимальных ориентационных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах - силицид металла, характеризующихся относительно большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток сопрягающихся фаз; установлено, что основные ориентационные соотношения между кристаллическими решетками кремния и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы. Проведенные исследования показывают определенную общность в закономерностях сопряжения на МГ Б! - силициды металлов и рассмотренных систем СаР2 - металл, металл - металл.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Методами просвечивающей электронной микроскопии, дифракции быстрых электронов и электронной оже-спектроскопии проведены исследования фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок силицидов, образующихся при импульсной фотонной обработке некогерентным светом ксеноновых ламп пленок Р1, Рс1, N1, Л, Мо на монокристаллическом, поликристаллическом и аморфном кремнии и при вакуумной конденсации Р1, Рс1, ТС, Мо на монокристаллический кремний.

2. Обнаружен эффект ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп в ускорении твердофазного синтеза силицидов металлов: на несколько порядков величины уменьшается время процесса взаимодиффузии, обеспе-

Таблица 5

Ориентации, удовлетворяющие большинству критериев, и основные параметры ожидаемой дислокационной субструктуры для исследуемых систем силицидов при _строгом выполнении ориентационных соотношений_

Плос- Плос- Парал- Сопря- Не- Периоды сис- Экспе-

кость кость лель- жение РСУ арсу соот- тем ДН при римен-

сили- ность плотно- £2 вет- точном вы- тально

цида плотно-упакованных направлений в плоскости МГ* упакованных плоскостей через МГ** ствие РСУ, Б полнении ориентационных соотношений (нм)*** наблюдаемые ориен-тацион-ные соотношения

1 2 3 • 4 5 6 7 8 9 10

(001) (110) П С 4 2 2,006 1,003 ± 6,1; 6,3; 4,5, (ф =+3.50) (2)

(121) П. С 4 1 3,955 0,994 ± 3,6; 4,7; 2,9, (Ф =±6°) (3)

(111) (110) п, С 4 2 2,323 1,078 -

(010) П с 2 1 1,690 0,919 + 4,2;2,9 0)

(001) (00.1) п, С. 12 1 10,12 0,918 ± 2,3; 28,4 (5)

(01.0) п, С, 21 1 24,60 1,082 ± з,1; 13,9 (6)

(111) (00.1) п с 12 1 11,68 0,987 + 17,7; 17.7 (4)

(01.0) П, с, 28 1 28,41 1,007 ±

N¡812

(001) (110) п с 1 1 0,992 0,996 + 96; 96 (9)

(112) п, С! 4 3 1,215 0,957 + (10)

(111) (111) п с 1 1 0,992 0,996 + 83; 83 (7)

(112) П, с, 4 3 1,403 1,026 ± (8)

МовЬОГ)

(001) (001) П, с2 б 5 1,243 1,017 ± ' (23)

(001) П, с2 4 3 1,243 0,965 ±

(001) П, С, 6 4 1,243 0,910 +

(100) п. с2 2 1 2,045 1,011 ±

(110) п, с, 4 1 3,542 0,941 ±

(122) п, с2 4 1 4,327 1,041 -

(122) П, с 9 2 4,327 0,980 + (24)

(114) П, С, 6 1 6,105 1,009 ±- (26)

_Продолжение табл. 5

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

(128) П, с, 10 1 10,554 1,028 - (25)

(111) (001) П С, 4 3 1,485 1,055 - (27)

(100) П, С, 2 1 2,362 1,087 -

(110) П, С, 4 1 4,090 1,011 -

(112) п. Сг 4 1 4,997 1,117 -

(112) п, С! 4 1 4,997 1,117 -

(124) п, Нет 8 1 7,050 0,939 ± (28)

О 28) п, Нет 12 1 12,187 1,008 ± (29)

МоБЬСГ)

(001) (110) п С 2 1 2,411 1,098 ' -

(0Ю) п С) 2 1 1,706 0,924 + 1,9; 17,5; (30)

(016) п С, 2 1 1,842 0,960 ± 1,9,4,1; (31)

(001) п с, 1 1 0,696 0,834 + 1,9; 1,9 (32)

(111) (110) пг С 8 3 2,784 1,022 +

(100) п, С, 4 2 1,970 0,992 +

(101) п С, 4 2 2,127 1,031 ±

(С49)

(001) (010) п с 1 1 0,862 0,928 + 5,0; 5,0 (13)

(150) п с, 3 1 2,706 0,950 + 5,0; 13,3 (15)

(111) (150) П1 с б 2 3,125 1,021 + (16)

(100) п, с, 4 1 3,791 0,973 ±

Т^г (С54)

(001) (011) п, С, 6 2 2,766 0,960 ±

(ПО) П1 с, 6 2 2,790 0,964 ±

(100) П, С1 6 2 2,798 0,966 ±

(111) (101) п, С, 2 1 2,246 1,060 ± 1,8; 2,9; 3,0 (ср=±9°) (22)

(310) П1 С1 10 2 5,590 1,057 ± (21)

(100) П, с, 7 2 3,231 0,961 + (19)

(110) П, с 7 2 3,222 0,959 + (18)

Примечание. * П - выполняется параллельность всех плотноупакованных направлений, П[- выполняется параллельность одного из плотноупакованных направлений или же па-

раллельность не самых плотноупакованных направлений; ** С - согласование всех систем плотноупакованных плоскостей, С] - согласование не всех плотноупакованных плоскостей, - согласование не самых плотноупакованных плоскостей, *** период одной системы, в которую вырождается дислокационная структура МГ при повороте на указанный в скобках угол; положительный знак несоответствия соответствует деформации на растяжение, отрицательный - деформации на сжатие.

чивающей образование концентрации компонентов, близкой к стехиометри-ческому составу интерметаллида; при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (П, Рё) при ИФО в атмосфере воздуха.

3. Установлено, что последовательность образования силицидных фаз при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре; определены пороговые значения плотности энергии для образования однофазных силицидов.

4. Для всех исследованных систем установлены возможность синтеза при ИФО однофазного силицида (РгБ!, Рс^!, №812, Т1Б12(С54) и МоБ^Т)) и режимы их формирования. Сопоставление с соответствующим распределением элементов по толщине для термического отжига показывает, что во втором случае граница силицид - кремний менее четкая.

5. Установлено при ИФО на воздухе образование на поверхности силицида Р181 слоя БЮг без специальной обработки в кислороде за короткое время (длительность светового импульса 1,25 с) и отсутствие взаимодействия пленок Р1 на БЮг; это позволило формировать омические контакты и диоды Шоттки на основе по самосовмещенной технологии в одном процессе.

6. Начало, образования силицидых фаз на поверхности (111)81 происходит при меньших Ей по сравнению с поверхностью (001)81; на монокристаллическом кремнии при меньших Еи, чем на поликристаллическом 81.

7. Установлено, что зависимость удельного сопротивления пленок от дозы облучения имеет немонотонный характер, одинаковый для пленок на моно-81, а-81 и поли-81. Хорошая корреляция 11$ с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов. На примере системы 81 - Рё показано, что процесс сили-цидообразования при ИФО может быть стимулирован предварительной ионной обработкой исходной гетероструктуры. Эффект достигается в результате перемешивания атомов кремния и металла.

8. Для систем 81 - Рё и 81 - Мо экспериментально обнаружен эффект ювенильной поверхности 81, проявляющийся в снижении температуры образования силицидов Рё281 и Мо^гСГ) при конденсации металлов в вакууме.

9. Впервые исследованы закономерности сопряжения и дислокационная субструктура МГ в двухслойных пленочных системах Р1 - Аи, Р1 - Рё, -Мо, Мо - Ац, 1г - Яе, Р1 - Яе, Мо - Ые. Показано частично когерентное (посредством дислокаций несоответствия) сопряжение во всех парах, кроме Мо - Яе (некогерентное сопряжение). Получено подтверждение положения о том, что повышение температуры подложки приводит к смене механизма вхождения дислокаций несоответствия в границу раздела пленок (скольжение -> переползание). В системах металл - металл с различным типом кри-

сталлических решеток (Pt - Re, Ir - Re) при высоких температурах основным механизмом вхождения ДН в межфазную границу является переползание дислокаций с общими для сопрягаемых решеток векторами Бюргерса

10. Исследованы общие закономерности сопряжения кристаллических решеток и дислокационной субструктуры межфазных границ в различных системах подложка - конденсированная пленка: металлы на диэлектриках, металлы на металлах, силицид на кремнии. Показано, что для пар с большим размерным и(или) структурным несоответствием кристаллических решеток закономерные ориентационные соотношения между образующейся в результате конденсации (CaF2 - Pd, Pt, Mo) или твердофазной реакции Si - силициды (Ti, Mo, Pt) отвечают основным кристаллогеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориентации с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение). Установлено, что сопряжение на МГ (111) Si - (lll)NiSi2, (11 l)Si - (OlO)PtSi,(lll)Si - (0001)Pd2Si частично когерентное.

Несоответствие на МГ в системах (lll)Si - NiSi2, (lll)Si - PtSi устраняется ДН с вектором Бюргерса 1/2 <110> (в координатах решетки Si). МГ (lll)Si - (00.1)Pd2Si образована гексагональной сеткой ДН смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2 <1 То> в решетке Si (1/4<2L0> в координатах решетки Pd2Si), лежащими в плоскости границы.

Сопряжение на МГ Si - TiSi2 и Si - MoSi2 некогерентное. Высокодисперсная (нанокристаллическая) субструктура силицидов Pt, Pd, Mo и Ti обусловлена множественностью закономерных ориентации и высокой скоростью процесса при ИФО.

Показано, что кристаллогеометрические критерии, базирующиеся на концепции решетки совпадающих узлов и граничных дислокаций,теории О-решетки, применимы для прогнозирования оптимальных ориентационных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах Si - силицид металла, характеризующихся относительно большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток сопрягающихся фаз; установлено, что основные ориентационные соотношения между кристаллическими решетками кремния и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на Si и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ

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

2. A.c. 1228716 СССР, кл.21/268, Способ изготовления элементов металлизации / С. Б. Кущев, Н.Н.Тонких, В.П.Злобин и др. Заявлено 21.08.84; Опубл. 3.01.86.

3. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких H.H. и др. Применение импульсной термической обработки в технологии изготовления интегральных схем // ЭП.- 1986.-№1(Т).-С.32-35.

4. Кущев С.Б., Злобин В.П. Структура и фазовый состав пленок Si - Ni, полученных при вакуумной конденсации // Свойства нитевидных кристаллов и тонких пленок: Сб.науч.тр. Воронеж: ВПИ, 1986. - С.77-79.

5. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. и др. Получение силицидов палладия с помощью импульсного фотонного отжига // ЭП. - 1987. - №2(Т) (33). - С.65-69.

6. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких H.H. Применение импульсного фотонного отжига в технологии изготовления СБИС // Специальная электроника. - Сер.З, Микроэлектроника, 1987.- Вып.2 (51). - С.56-61.

7. Бурова C.B., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Формирование силицидов титана методом импульсного фотонного отжига // ЭП.- 1988.-№2(Т).-С.34-37.

8. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Сивак В.М. Импульсная фотонная обработка пленок платины на поликристаллическом кремнии // ЭП.- 1990. - №9,-С.66-68.

9. A.c. 1651695 СССР, Способ приготовления полупроводниковых приборов / С.Б. Кущев, В.М.Сивак, В.П.Злобин и др. Заявлено 29.04.89; Опубл. 22.01.91.

10. Кущев С.Б., Сивак В.М., Рубцов В.И. Фазовые и структурные изменения в пленках Pd, нанесенных на a-Si, при импульсной фотонной обработке // Тонкие пленки и нетивидные кристаллы: Сб.науч.тр. Воронеж, 1993. -С.12-17.

11. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бурова C.B. Формирование различными методами силицидов Ti на поли-Si // ЭП. - 1994. - №6. - С.31-34.

12. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Исследование возможности формирования силицидов при ИФО пленок Pt на a-Si // Физика и технология материалов и изделий электронной техники: Межвуз. сб. тр. Воронеж, 1994.- С.52-55.

13. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И. и др. Формирование контактно- металлизационных систем СБИС на основе силицидов титана методом импульсной фотонной обработки // Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона: Матер, конф.-Воронеж: ВГТУ, 1996. - Т.2. - С.36-43.

14. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Руднева И.Г. Белоногов Е.К. Образование силицидов молибдена при вакуумной конденсации металла на кремнии // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. - Воронеж, 1997. - Вып. 1.2. -С.33-35.

15. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Формирование пленок силицидов металлов методом импульсной фотонной обработки // Вестник ВГТУ.- Сер. Мате-, риаловедение. - Воронеж, 1997. - Вып.1.2. - С.8-13.

16. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И. и др. Состав и структура силицидов образующихся при импульсной фотонной обработке пленок титана на монокристаллическом и аморфном кремнии // ФХОМ.-1997.-№4.- С.62-67.

17. Кущев С.Б., Исаев А.Ю., Злобин В.П. Структура, фазовый состав и ориентация пленок, полученных при вакуумной конденсации Pd на (111) Si // Рост и структура тонких пленок и нитевидных кристаллов: Сб науч.тр. Воронеж: ВПИ, 1990. - С.28-30.

18. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Огнев A.C. и др. Эффект ювенильной поверхности кремния в формировании пленок дисилицида молибдена // Поверхность. Физика, химия, механика. - 1990. - №2. - С.147-150.

19. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Балашова В.Ю. и др. Образование силицида TiSi2 при вакуумной конденсации металла на кремнии // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение.- Воронеж, 1996. г Bbin.l.i.- С.155-157.

20. Балашова В.Ю., Кущев С.Б. Ориентационные и субструктурные изменения при термообработке пленок Pd2Si // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение.- Воронеж, 1998. - Вып. 1.3. - С.70-73.

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

22. Егоров В.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Метод импульсного фотонного отжига в технологии изготовления интегральных схем с диэлектрической изоляцией//ЭП.- 1989.- №9.- С.2-5.

23. Золотухин И. В., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Туркин В.Ф. Ориентационные соотношения, наблюдаемые при вакуумной конденсации молибдена на фторфлогопите // ФММ. - 1977. - Т.43. - Вып.2. - С.199-204.

24. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Электронно-микроскопическое исследование закономерностей ориентированной кристаллизации пленок Мо на флуорите // Известия АН СССР. Сер. физическая.

- 1980. - Т.44. - №6. - С.1253-1256.

25. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Структура межфазной границы в двухслойных эпитаксиальных пленках W-Mo // ФММ. - 1980. -Т.50. - Вып.З. - С.635-638.

26. Кущев С.Б., Огнев A.C., Свиридов Д.А. Структура эпитаксиальных межфазных границ (001)W-Mo, формирующихся в интервале температур 1300-1600 К // Физико-химические основы надежности микроэлектронных структур: Сб. научлр. Воронеж: ВПИ, 1987. - С.31-32.

27. Иевлев В.М., Огнев A.C., Кущев С.Б. Дислокационная структура межфазных границ двухслойных пленок (11 l)Pt - (0001)Re // ФММ. - 1988. -Т.65. - Вып.5. - С.1021-1023.

28. Иевлев В.М., Бугаков А.В, Кущев С.Б., Огнев A.C. Закономерности ориентированной кристаллизации Re на поверхности (001) 1г // ФММ. - 1997.

- Т.8. - №6. - С.132-136.,

29. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Дифракция электронов на сетках зерно-граничных и межфазных дислокаций // ФММ. - 1979. - Т.47. - Вып.5> С.1102-1104.

30. Иевлев В.М., Бугаков A.B., Кущев С.Б. Зависимость критической толщины псевдоморфного роста пленки от размеров подложки // ФММ. -1979. - Т.48. - Вып.5. - С.1101-1103.

31. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Закономерности формирования межфазных границ двухслойных эпитаксиальных пленок металлов в области высоких температур конденсации // Известия АН СССР. Сер. физическая. - 1980. -Т.44. - №10. - С.2179-2182.

32. Ievlev V.M., Solovjev K.S., Kushev S.B., Horsewell A. Interface boundary structure during the growth of gould films on platinnum at high temperature // Philosofical Magazine A. - 1982. - №.45. - №4. - P.647-656.

33. Иевлев B.M., Тураева Т.Л., Кущев С.Б. Вращение островков Au на поверхности Pt (001) // Поверхность. Физика, химия, механика. - 1989. - №4.-

34. Иевлев В.М., Огнев A.C., Кущев С.Б., Свиридов ДА. Структура двойных пленочных систем Mo-Re и Re-Mo // ФММ.- 1990.-№2. - С.114-120.

35. Балашова В.Ю., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бугаков A.B. Оптимальные ориентационные соотношения и субструктура межфазной границы в системе (lll)Si-PtSi // Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона: Материалы конф.- Воронеж: ВГТУ, 1997.- С.127-130.

36. Балашова В.Ю., Иевлев В.М., Бугаков A.B., Кущев С.Б., Солдатен-ко С.А., Руднева И.Г. Субструктура межфазных границ кремний силицид металла // XVII Рос. конф. по электронной микроскопии ЭМ98: Тез. докл. -Черноголовка, 1998.- С.77-78.

37. Иевлев В.М., Солдатенко С.А., Кущев С.Б., Исаев А.Ю. Субструктура пленок TiSi2(C54) на поверхности Si(lll) // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение,- Воронеж, 1999. - Вып. 1.6. - С.59-61.

ЛР№ 066815 от 25.08.99. Подписано к печати 08.02.2000 Объем 2,0 усл. печ. л. Тираж 85 экз. Заказ №55 Издательство Воронежского государственного технического университета 324026 Воронеж, Московский пр.,14

С.48-52.

ВВЕДЕНИЕ.

1. МАТЕРИАЛЫ, СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ ПЛЕНОЧНЫХ ГЕТЕРО-СТРУКТУР МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК, МЕТАЛЛ-МЕТАЛЛ, Б ¿-СИЛИЦИД МЕТАЛЛА, МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И МЕТОДИКИ ПОДГОТОВКИ ОБРАЗЦОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЙ

1.1. Материалы, подготовка исходных структур

1.2. Получение одинарных пленок Рс1, Р1;, Мо на СаГ2 для исследования ориентации и структуры в гетерострутурах металл-диэлектрик.

1.3. Выращивание двухслойных пленок Аи - Р^ Р1 - Аи, Р1;-Рс1,

- Мо, Мо - Аи, Мо - Яе, Р1 - Яе и 1г - Яе.

1.4. Получение пленок Аи, Рё, Р^ №, Т1 и Мо на кремнии и формирование силицидов при вакуумной конденсации на подогреваемые подложки

1.5. Формирование силицидов металлов методом импульсной фотонной обработки и термическим отжигом.

1.6. Методика подготовки образцов для электронномикроскопи-ческих исследований.

1.7. Анализ фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок силицидов.

1.8. Измерения электрических параметров.

2. ЗАВИСИМОСТЬ ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВА, СТРУКТУРЫ И УДЕЛЬНОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ ПЛЕНОК силицидов ОТ РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ ПЛЕНОК МЕТАЛЛОВ НА КРЕМНИИ

2.1. Система кремний - платина.

2.1.1. ИФО пленок Р1 на моно-81, нанесенных методом ионно-плазменного распыления.

2.1.2. ИФО на воздухе пленок Pt, нанесенных на поли-Si методами магнетронного и ионно-плазменного распыления.

2.1.3. ИФО в вакууме пленок Pt, нанесенных на поли-Si методом магнетронного распыления.

2.1.4. ИФО в вакууме пленок Pt, нанесенных на a-Si методом магнетронного распыления.

2.1.5. ИФО пленок Pt на Si02, полученных методом ионно-плазменного распыления.

2.1.6. Термический отжиг пленок Pt на (11 l)Si, полученных ионно-плазменным распылением.

2.1.7. Образование силицидов Pt при вакуумной конденсации металла на (11 l)Si.

2.1.8. Электрофизические свойства контактно - металлизационной системы Si - Pt.

2.2. Система кремний - палладий.

2.2.1. ИФО пленок Pd на моно-Si, нанесенных методом ионно-плазменного распыления.

2.2.2. Эффект взаимного перемешивания компонентов.

2.2.3. ИФО пленок Pd на Si02, нанесенных методом ионно-плазменного распыления.

2.2.4. Термическая обработка Pd на (001)Si.

2.2.5. Образование силицидов Pd при вакуумной конденсации металла на (11 l)Si. Эффект ювенильной поверхности.

2.2.6. Удельное сопротивление пленок системы Si - Pd.

2.3. Система кремний - никель.

2.3.1. ИФО в вакууме пленок Ni на моно-Si.

2.3.2. Термический отжиг в среде водорода пленок Ni на (11 l)Si

2.3.3. Пленки Ni на Si02: ИФО в вакууме.

2.3.4. Образование силицидов Ni при вакуумной конденсации металла на (11 l)Si.

2.3.5. Удельное сопротивление пленок системы Ni - Si.

2.4. Система кремний - титан.

2.4.1. Структура пленок Ti на (11 l)Si.

2.4.2. ИФО пленок Ti на (11 l)Si и Si02.

2.4.3. Система a-Si - Ti.

2.4.4. Система Si02 - Ti.

2.4.5. Образование силицидов Ti при вакуумной конденсации металла на (111) и (001)Si.

2.4.6. Удельное сопротивление пленок системы Si - Ti.

2.5. Система кремний - молибден.

2.5.1. ИФО пленок Мо на моно-Si и Si02.

2.5.2. ИФО пленок Мо на a-Si.

2.5.3. Образование силицидов Мо при вакуумной конденсации металла на монокристаллическом кремнии ориентации (111) и (001).

2.5.4. Термический отжиг в вакууме пленок Мо на (001)Si.

2.5.5.Удельное сопротивление пленок системы Si - Мо.

2.6. Система кремний - золото.

2.6.1. ИФО пленок Аи на (001)Si и Si02 на воздухе.

2.6.2. Влияние способа формирования эвтектики Au-Si на электрофизические параметры ИС.

Актуальность темы. Актуальность проблемы синтеза и субструктуры силицидов металлов сохраняется по ряду обстоятельств. В фундаментальном плане - в связи с ограниченным объемом сведений о субструктуре этого класса сравнительно сложных систем, о закономерностях сопряжения кристаллических решеток в гетероструктурах кремний - силицид металла, об атомной структуре и дислокационной субструктуре границ зерен (ГЗ) в силицидах, межфазных границ (МГ). Для нанокристаллических материалов (а последующие исследования показали, что силициды большинства тугоплавких металлов имеют именно такую субструктуру) объемная доля внутренних поверхностей может быть велика. Проблему строения внутренних поверхностей раздела можно считать в основном решенной только в части ГЗ в металлах, кремнии, германии, представляющих частные случаи меж-кристаллитных границ. Что касается МГ, то на момент постановки настоящей работы (начало 80-х годов) была хорошо изучена дислокационная структура в эпитаксиальных гетероструктурах при параллельном сопряжении кристаллических решеток родственных материалов с малым размерным несоответствием параметров. Оставался открытым вопрос о пределах применимости зернограничных моделей описания субструктуры (модель решетки совпадающих узлов, зернограничных дислокаций и другие) к МГ в системах с большим структурным, размерным и ориентационным несоответствием.

В практическом плане - в связи с повышением степени интеграции изделий микроэлектроники: решение проблемы контактно-металлизационных систем связано с широким использованием силицидов переходных и тугоплавких металлов, которым свойственны высокая термическая и химическая стабильность, низкие значения удельного сопротивления, хорошая совместимость с базовой МОП и биполярной технологией, стойкость к электромиграции. Анализ работ показывает, что такие вопросы, как кинетика и механизм силицидообразования, последовательность образования фаз, электрофизические и механические свойства силицидов относительно хорошо изучены при твердофазном синтезе их классическими методами термообработки пленок металлов на кремнии. Дальнейшее увеличение степени интеграции СБИС невозможно без разработки новых технологий с применением методов отжига, позволяющих в результате уменьшения времени обработки свести к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей и легирующих добавок, уменьшить структурные нарушения. Уже первые эксперименты /1/ показали эффективность метода импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии некогерентным излучением ксеноновых ламп, характеризующимся сплошным относительно равномерным спектром в диапазоне от 0,2 до 1,3 мкм. Поэтому вполне закономерной была постановка исследований фазового состава, ориентации и субструктуры образующихся при этом силицидов, определение оптимальных режимов их синтеза при ИФО.

Цель работы - установление общих закономерностей и особенностей ориентированного фазообразования и субструктуры силицидов Рё, Л, Мо при импульсной фотонной обработке некогерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии. 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: при ИФО пленок металлов на поверхности монокристаллического, поликристаллического, аморфного кремния и 8Ю2 в зависимости от дозы энергии излучения; в процессе вакуумной конденсации металлов на поверхности монокристаллического кремния в зависимости от температуры подложки (Тп); в результате термообработки пленок металлов на 81 в различных средах.

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

3. На примере систем, не образующих интерметаллидов, провести исследование общих закономерностей ориентированного сопряжения на межфазной границе при различном размерном и структурном несоответствии кристаллических решеток (системы металл (Р^ Рс1, Мо) - диэлектрик (СаР2)).

4. По результатам дифракционных исследований систем (111)81 - Р181, (001)51 - Р181, (111)81 - Рс^, (001)81 - Р(1281, (111)81 - №812, (001)81 -(111)81 - И812, (001)81 - та^, (111)81 - Мо812, (001)81 - Мо812 провести анализ закономерностей сопряжения на межфазной границе кремний - силициды металлов. Проверить применимость известных кристаллогеометрических критериев, в том числе базирующихся на теории О-решетки и концепции решетки совпадающих узлов к прогнозированию ориентационных соотношений в системах кремний - силицид металла.

5. Методами электронной микроскопии определить характер сопряжения и механизм формирования дислокационной субструктуры МГ в пленочных системах металл - металл.

6. Провести электронно-микроскопическое исследование дислокационной субструктуры МГ в системах 81 - силицид металла с разным структурным и размерным несоответствием 81 - №812, 81 - Рс1281, 81 - Р181.

При выборе объектов исследования исходили:

- из необходимости исследования эффекта ИФО в синтезе силицидов в системах 81 - металл, различающихся преобладающим диффузантом (металл в кремний (системы Si - Pt, Si - Ni), кремний в металл (системы Si - Ti, Si -Mo) и взаимодиффузия металла и кремния (система Si - Pd)), активностью по отношению к газовым средам (благородные металлы - Pt, Pd, активные к кислороду Ti, Mo, Ni), обеспечивающих получение пленочных силицидных фаз разного типа и разной степени сложности кристаллических решеток (PtSi -орторомбическая типа MnP, NiSi2 - кубическая типа CaF2, Pd2Si - гексагональная типа Fe2P, TiSi2 - орторомбическая: (С49) - объемноцентрированная, (С54) - гранецентрированная, MoSi2 - гексагональная и тетрагональная);

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

- из возможности электронно-микроскопического исследования характера сопряжения и дислокационной субструктуры МГ разных типов и ори-ентаций в двухслойных пленочных металлических системах Pt1 - Au, Pt - Pd, W - Mo, Mo - Au, Ir - Re, Pt - Re, Mo - Re, системах кремний - силицид металла: Si - NiSi2, Si - Pd2Si, Si - PtSi.

Фазовый состав, структуру и ориентацию пленок исследовали на электронных микроскопах ЭМВ-100 JI, ЭМВ-100 АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST ЕМ с использованием различных методик, анализ элементного состава образцов по толщине проводили на оже-спектрометре РШ-551. Расчет оптимальных ориентационных соотношений, ожидаемой дислокационной субструктуры межфазных границ в сложных гетеросистемах производили на персональном компьютере Pentium-100.

Научная новизна результатов. Впервые обнаружен эффект ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп в ускорении твердофазного синтеза силицидов металлов: на несколько порядков величины уменьшается

1 Здесь и далее первый элемент соответствует первой нижней пленке в двухслойной системе. время процесса взаимодиффузии, обеспечивающей образование концентрации компонентов, близкой к стехиометрическому составу интерметаллида; при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с1. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (Pt, Pd) при ИФО в атмосфере воздуха /2/.

Определены пороговые значения Еи, при которых начинается образование ориентированных силицидов Pt, Pd, Ni, Ti.

На примере системы Si - Ti показано, что при ИФО стадии реакции образования силицида предшествует перемешивание компонентов до концентрации, соответствующей стехиометрии образующегося соединения.

Для всех исследованных систем установлена возможность синтеза при ИФО однофазной пленки, состоящей из конечной фазы силицида. Сопоставление с соответствующим распределением элементов по толщине для ТО показывает, что при ИФО резче концентрационный переход на МГ.

В системах Si - Pt и Si - Ni начало образования силицидных фаз на поверхности (lll)Si происходит при меньших величинах плотности энергии светового импульса (еи) по сравнению с поверхностью (001)Si, на moho-Sí при меньших еи, чем на поли-Si, что объясняется разной толщиной естественного слоя оксида.

Зависимость удельного сопротивления пленок от дозы облучения имеет немонотонный характер, одинаковый для пленок на moho-Sí , a-Si и поли-Si.

На примере системы Si - Pd показано, что образование силицида происходит при меньших значениях Еи после предварительной ионной обработки исходной гетероструктуры. Эффект проявляется в снижении дозы свето

При классическом термическом отжиге в водороде при Тотж = 700 -1100 К в течение 20-30 мин. вого облучения и является результатом перемешивания атомов кремния и металла при обработке ионами Аг.

Для систем Si - Pd и Si - Mo экспериментально установлен эффект ювенильной поверхности монокристалла кремния, проявляющийся в снижении температуры образования силицидов Pd2Si и MoSi2(T) при конденсации металлов в вакууме.

Установлен характер сопряжения и механизм образования дислокационной субструктуры МГ в двухслойных пленочных системах Pt - Au, Pt - Pd, W - Mo, Mo - Au, Ir - Re, Pt - Re, Mo - Re. При этом показано, что для систем тугоплавких металлов граница разделения областей реализации механизмов вхождения ДН (скольжение или переползание) находится в области относительно высоких Тп (до 1273 К для эпитаксиальной пары W - Мо).

Установлено, что дислокационная субструктура МГ (lll)Si -(00.1 )Pd2Si образована гексагональной сеткой ДН смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2 <1 ТО> в решетке Si (1/4<21.0> в координатах решетки Pd2Si), лежащими в плоскости границы и соответствующими минимальным векторам полной решетки наложения для данного ориентационного соотношения между силицидом и кремнием. Дислокационная субструктура МГ (lll)Si - PtSi образована двумя системами дислокаций смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2а <1 Т0> (в координатах решетки Si).

Установлены новые закономерные ориентационные соотношения в системе (lll)Si - TiSi2:

110), [334] TiSi2 (С54) II (111), [112] Si,

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

310), [134]TiSi2(C54) II (111), [llO] Si.

Показано, что для данной системы характерны некогерентное сопряжение на МГ и множественность неэквивалентных закономерных ориента-ционных соотношений, что может существенно расширять распределение зерен силицида по размерам.

Достоверность результатов. Достоверность экспериментальных результатов основывается на хорошо апробированных высокоразрешающих методиках дифракции электронов, просвечивающей электронной микроскопии, электронной оже-спектроскопии многослойных пленочных композиций большого ряда систем.

Практическое значение результатов работы. Результаты по формированию силицидов PtSi методом ИФО внедрены на Воронежском заводе полупроводниковых приборов (1987 г.).

Результаты по формированию однофазных пленок силицидов TiSi2 и MoSi2 методом ИФО на moho-Sí, поли-Si и a-Si могут быть использованы при разработки технологического процесса создания контактно металлизацион-ных систем СБИС с субмикронными размерами.

Новизна технических решений защищена 2 авторскими свидетельствами на изобретения.

Результаты исследований межфазных границ с сильным межфазным взаимодействием могут быть использованы при разработке многослойных систем металлизации в технологии полупроводниковых приборов.

Результаты электронно-микроскопических исследований структуры МГ Si - силициды металлов в пленочных металлических системах использованы при написании учебного пособия "Ориентированная кристаллизация пленок" (авторы Иевлев В.М., Бугаков A.B., изд. ВГТУ, 1998 г.).

Основные положения и результаты, выносимые на защиту:

- ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии на несколько порядков величины ускоряет процесс силицидооб-разования по сравнению с классической термической обработкой;

- последовательность образования силицидных фаз при ИФО пленок металлов на кремнии та же, что и при конденсации в вакууме на подогреваемую подложку и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре;

- начало образования силицидных фаз на поверхности (111)81 происходит при меньших Еи по сравнению с поверхностью (001)81; на монокристаллическом кремнии при меньших Еи, чем на поликристаллическом 81;

- основные ориентационные соотношения между кристаллическими решетками кремния и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на 81 и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы;

- для систем с большим размерным и(или) структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки (СаР2 - Рс1, Мо; 81 -силициды Т1, Мо, Р1) ориентационные соотношения отвечают основным кристаллогеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов на МГ, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориентаций с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение); базирующийся на теории О-решетки, представлениях решетки совпадающих узлов и граничных дислокаций подход применим для прогнозирования оптимальных ориентационных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах 81 - силицид металла;

- высокодисперсная (нанокристаллическая) субструктура силицидов Р^ Рс1, Мо и И обусловлена множественностью закономерных ориентационных соотношений с кремнием и высокой скоростью процесса при ИФО;

- немонотонный характер зависимости Я5 (Еи) отражает стадии диффузионного перемешивания компонентов и образования последовательности силицидных фаз.

Апробация работы. Основные результаты работы и ее научные положения докладывались на следующих конференциях, совещаниях, семинарах:

7 Европейском конгрессе по электронной микроскопии (Electron Microscopy, EUREM, 80) (г. Гаага, Нидерланды, 1980); 6 Международной конференции по росту кристаллов (г. Москва, 1980); XII Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г. Сумы, 1982); Всесоюзном симпозиуме "Электронная микроскопия и электронография в исследовании образования, структуры и свойств твердых тел" (г. Москва, 1983); IV Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (п. Черноголовка, 1984); IV Всесоюзном симпозиуме "Свойства малых частиц и островковых металлических пленок" (г. Сумы, 1985); VIII Всесоюзной конференции "Взаимодействие атомных частиц с твердым телом" (г. Москва, 1987); Всесоюзной конференции "Структура и электронные свойства границ зерен в металлах и полупроводниках" (г. Воронеж, 1987); Всесоюзной конференции "Ионно-лучевая модификация материалов" (г. Москва, 1987); 13 Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г. Москва, 1987); 12 Всесоюзной конференции по микроэлектронике (г. Тбилиси, 1987); 6 отраслевой конференции "Тонкие пленки в производстве ИС" (г. Москва, 1987); научно-техническом семинаре "Новые технологии производства слоистых металлов, перспективы расширения их ассортимента и применения" (г. Магнитогорск, 1987); Всесоюзном научно-техническом семинаре "Радиационная технология в производстве интегральных схем" (г. Воронеж, 1988); конференции "Промышленная технология и оборудование ионной имплантации" (г. Нальчик, 1988); X Всесоюзном совещании по кинетике и механизму химических реакций в твердом теле (п. Черноголовка, 1989); 1 Всесоюзной конференции "Автоматизация, интенсификация процессов технологии микроэлектроники" (г. Ленинград, 1989); VI Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (г. Москва, 1989); Всесоюзной технической конференции "Ресурсо-, энергосберегающие и наукоемкие технологии в машино- и приборостроении" (г. Нальчик, 1991); Всесоюзной конференции по электронным материалам (г. Новосибирск, 1992); IX Российской конференции по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (п. Черноголовка, 1995); 1 Всесоюзной конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий поликремния "Кремний-96" (г. Москва, 1996); 16 Российской конференции по электронной микроскопии (п. Черноголовка, 1996); конференции "Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона" (г. Воронеж, 1996); межотраслевом научно-практическом семинаре "Вакуумная металлизация" (г. Харьков, 1996); V научно-технической конференции "Материалы и упрочняющие технологии-97" (г. Курск, 1997); конференции "Реализация региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного региона" (г. Воронеж, 1997); XVII Российской конференции по электронной микроскопии ЭМ'98 (п. Черноголовка, 1998); Втором Всероссийском семинаре "Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении", (г. Воронеж, Россия, 1999); Международной конференции "Modification of properties of Surface Layers of Non-Semiconducting Materials Using Particle Beams (MPSL 99)" (Sumy, Ukraine, 1999); Международной научной конференции "Физика тонких пленок. Формирование, структура и физические свойства" (г. Харьков, Украина, 1999).

Публикации. По теме диссертации опубликованы 72 научные работы.

Личный вклад автора. Постановка задач, проведение электронно-микроскопических исследований и анализа ориентационных соотношений, фазового состава, субструктуры силицидов и субструктуры межфазных границ. Подготовка образцов исследуемых систем.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, трехглав, общих выводов и содержит список литературы из 214 на

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Методами просвечивающей электронной микроскопии, дифракции быстрых электронов и электронной оже-спектроскопии проведены исследования фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок силицидов, образующихся при импульсной фотонной обработке некогерентным светом ксеноновых ламп пленок Р^ Рс1, №, Т1, Мо на монокристаллическом, поликристаллическом и аморфном кремнии и при вакуумной конденсации Р^ Рс1, №, Тл, Мо на монокристаллический кремний.

2. Обнаружен эффект ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп в ускорении твердофазного синтеза силицидов металлов: на несколько порядков величины уменьшается время процесса взаимодиффузии, обеспечивающей образование концентрации компонентов, близкой к стехиометри-ческому составу интерметаллида; при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (Р^ Р<1) при ИФО в атмосфере воздуха.

3. Установлено, что последовательность образования силицидных фаз при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре; определены пороговые значения плотности энергии для образования однофазных силицидов.

4. Для всех исследованных систем установлены возможность синтеза при ИФО однофазного силицида Рс1281, №812, И812(С54) и Мо812(Т)) и режимы их формирования. Сопоставление с соответствующим распределением элементов по толщине для термического отжига показывает, что во втором случае граница силицид - кремний менее четкая.

5. Установлено при ИФО на воздухе образование на поверхности силицида Р181 слоя БЮг без специальной обработки в кислороде за короткое время (длительность светового импульса 1,25 с) и отсутствие взаимодействия пленок на БЮг; это позволило формировать омические контакты и диоды Шоттки на основе Р181 по самосовмещенной технологии в одном процессе.

6. Начало образования силицидых фаз на поверхности (111)81 происходит при меньших Еи по сравнению с поверхностью (001)81; на монокристаллическом кремнии-при меньших Еи, чем на поликристаллическом 81.

7. Установлено, что зависимость удельного сопротивления пленок от дозы облучения имеет немонотонный характер, одинаковый для пленок на моно-81, а-81 и полить Хорошая корреляция Б^ с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов. На примере системы - Рс1 показано, что процесс сили-цидообразования при ИФО может быть стимулирован предварительной ионной обработкой исходной гетероструктуры. Эффект достигается в результате перемешивания атомов кремния и металла.

8. Для систем 81 - Рё и 81 - Мо экспериментально обнаружен эффект ювенильной поверхности 81, проявляющийся в снижении температуры образования силицидов Рё281 и Мо812(Т) при конденсации металлов в вакууме.

9. Впервые исследованы закономерности сопряжения и дислокационная субструктура МГ в двухслойных пленочных системах Р1 - Аи, Р1 -Рс1, \¥ - Мо, Мо - Аи, 1г - Ые, Р1 - Яе, Мо - Яе. Показано частично когерентное (посредством дислокаций несоответствия) сопряжение во всех парах, кроме Мо - Яе (некогерентное сопряжение). Получено подтверждение положения о том, что повышение температуры подложки приводит к смене механизма вхождения дислокаций несоответствия в границу раздела пленок (скольжение переползание). В системах металл - металл с различным типом кристаллических решеток (Р1 - 11е, 1г - Ле) при высоких температурах основным механизмом вхождения ДН в межфазную границу является переползание дислокаций с общими для сопрягаемых решеток векторами Бюргерса.

10. Исследованы общие закономерности сопряжения кристаллических решеток и дислокационной субструктуры межфазных границ в различных системах подложка - конденсированная пленка: металлы на диэлектриках, металлы на металлах, силицид на кремнии. Показано, что для пар с большим размерным и(или) структурным несоответствием кристаллических решеток закономерные ориентационные соотношения между образующейся в результате конденсации (СаР2 - Рс1, Р^ Мо) или твердофазной реакции - силициды (Т1, Мо, Р1:) отвечают основным кристалло-геометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориентаций с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение). Установлено, что сопряжение на МГ (111) 81 - (111)№812, (111)81 - (010)Р181, (111)81 - (0001) Рс1281 частично когерентное.

Несоответствие на МГ в системах (111)81 - №812, (111)81 - Р181 устраняется ДН с вектором Бюргерса 1/2 < 11 0 > (в координатах решетки 81). МГ (111)81 - (00.1)Рс1281 образована гексагональной сеткой ДН смешанного типа с векторами Бюргерса 1/2 <1 То> в решетке 81 (1/4<2~Г.0> в координатах решетки Рс1281), лежащими в плоскости границы.

Сопряжение на МГ - Т1812 и 81 - МоБ12 некогерентное. Высокодисперсная (нанокристаллическая) субструктура силицидов Р1;, Рё, Мо и П обусловлена множественностью закономерных ориентаций и высокой скоростью процесса при ИФО.

Показано, что кристаллогеометрические критерии, базирующиеся на концепции решетки совпадающих узлов и граничных дислокаций, тео

238 рии О-решетки, применимы для прогнозирования оптимальных ориентационных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах 81 - силицид металла, характеризующихся относительно большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток сопрягающихся фаз; установлено, что основные ориентационные соотношения между кристаллическими решетками 81 и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на 81 и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы.

3.3. Заключение и выводы

1. A.c. 1228716 СССР, кл.21/268. Способ изготовления элементов металлизации / Н.Н.Тонких, В.П.Злобин, С.Б.Кущев и др. Заявлено 21.08.84; 0публ.3.01.86.

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

3. Лейзерзон М.С. Синтетическая слюда. М.-Л.: Госэнергоиздат, 1962. - 192 с.

4. Майсселл Л., Глэнг Р. Технология тонких пленок (справочник).- М.: Советское радио, 1977.-Т.1.- 664 с.

5. Вассерман А.Л., Жильцов В.И., Мхитаров М.А. Установка импульсной термической обработки полупроводниковых пластин // МНТ.- Научно-технические достижения (ВИМИ).- 1985.- Вып.З.- С.39-42.

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

7. Дульнев Г.Н., Парфенов В.Г., Сигалов A.B. Применение ЭВМ для решения задач теплообмена.- М.: Высшая школа, 1990.- 208 с.

8. Турчак Л.И. Основы численных методов. М.: Наука, 1987.- 318 с.

9. Двойников A.C. Спектральные характеристики излучения трубчатых ксеноновых ламп // Обзоры по электронной технике. Сер. Электровакуумные и газоразрядные приборы.- 1973.- В.11(154).-С.34-62.

10. Уонг X. Основные формулы и данные по теплообмену для инженеров. М.: Атомиздат, 1974.- 212 с.

11. Панков Ж. Оптические процессы в полупроводниках.- М.: Мир, 1973.- 456 с.

12. Делоне Н.Б. Взаимодействие лазерного излучения с веществом. М.:1. Наука, 1989.- 278 с.

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

14. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов.- М.: Мир, 1968.- 574 с.

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

16. Бугаков A.B., Иевлев B.M. Энергия и релаксированная атомная структура межфазных границ в металлических системах с ГЦК решеткой: границы (111)-(001) и (111)-(110) // Поверхность. Физика, химия, механика.- 1994.- №12.-С.112-122.

17. Чистяков Ю.Д., Райнова Ю.П. Физико-химические основы технологии микроэлектроники. М.: Металлургия,- 1979. - 408 с.

18. Гершинский А.Е. Ржанов А.В. Чернов Е.И. Образование пленок силицидов на кремнии // Поверхность. Физика, химия, механика. 1982.- №2.- С. 1-12.

19. Достанко А.П., Киселевский Л.И., Грушецкий С.В. и др. Плазменная металлизация в вакууме. Минск: Наука и техника.- 1983. - 187 с.

20. Гершинский А.Е., Ржанов А.В., Черепов Е.И. Тонкопленосные силициды в микроэлектронике // Микроэлектроника. Т.Н.- Вып.2. - С.83-93.

21. Hiraki A., Nicolet М.А., Mayer J.W. Low-temperature migration of silicon in thin layers of gold and platinum. // Appl. Phis. Lett. -1971.- V. 18. №5.- P. 178-181.

22. Muta H., Shinoda D. Solid-solid reaction in Pt-Si systems. // J. Appl. Phis. -1972.- V.43. №6. - P.2913-2915.

23. Poate J.M., Tisone T.C. Kinetics and mechanism of platinum silicide formation on silicon. // Appl. Phis. Lett.- 1974.- V.24.- №8. P.391-393.

24. Sinha A.K., Marcus R.B., Sheng T.T. et al. Thermal stability of thin PtSi films on silicon substrates // J. Appl. Phis. 1972.- V.43. - №9. - P.3637-3643.

25. Kircher C.J. Metallurgical properties and electrical characteristics of palladium silicide-silicon contacts. // Solid State Electron.- 1971.- V.14.- №4.- P.507-513.

26. Buckley W.D., Moss S.C. Structure and electrical characteristics of epitaxial palladium silicide contacts on single crystal silicon and diffused p-n- diodes. // Solid State Electron 1972. - V.15. - P.1331-1337.

27. Fertig D.J., Robinson G.Y. A study of Pd2Si films on silicon using auger electron spectroscopy // Solid State Electron.- 1976.- V.19.- P.407-413.

28. Bower R.W., Scott R.E., Sigurd D. Formation kinetics and structure of Pd2Si films on Si. // Solid State Electron.- 1973.- V.16.- №2.- P. 1461-1471.

29. Hutchins G.A., Shepala A. The growth and transformation of Pd2Si on (111), (110) and (100) Si.// Thin Solid Films.- 1973. V.18.- №2.- P.343-363.

30. Olowolafe J.O., Nicolet M.A., Mayer J.W. Influence of the nature of the Si substrate on nicel silicide formed from thin ni films // Thin Solid Films. 1976. -V.38.- №2.- P.143-150.

31. Tu K.N., Chu W.K., Mayer J.W. Structure and growth kinetics of Ni2Si on silicon // Thin Solid Films.- 1975. V.25.- №2.- P.403-413.

32. Koos V., Neumnn H.G. Stresses in the nickel silicide formation // Phys. Stat. Solidi. 1975.- V.A29.- P.K115-K116.

33. Tu K.N., Alessandrini E.I., Chu W.K., et al. A study of thin films nickel silicides formation// Jap. Joun. Appl. Phys., Suppl. 1974. - V2.- Pt.l. - P. 669-776.

34. Chen L.J., Mayer T.W. In-situ annealing of metal thin films on silicon // Proc. 39 Annu. Meet. Electron. Microsc. Amer. Altenta, Ga, Ang. 10-14, 1981. -P.164-165.

35. Hsy C.C., You-Xiang, Shi-Duan Yin. Formation of silicides in the Ti, Ti(Ox) /Si(lll), and Ti/Si02/Si(lll) systems // J.Vac.Sci. Technol. 1987. - V.A5 (4).-P. 1402-1406.

36. Kato H., Nakamura Y. Solid state reactions in titanum films on silicon // Thin Solid Films.- 1976. V.34.- №1.- P. 135-138.

37. Bower R.W., Mayer J.W. Growth kinetics obserred in the formation of metal silicides on silicon // Appl. Phis. Lett.- 1972. V.20. - №9.- P.359-361.

38. Van Houtum Y.I.W., Roaijmakers I.J.M.M., Menti№g T.J.M. Influence of grain size on the transformation temperature of C49 TiSi2 to C54 TiSi2// J. Appl. Phys. -1987.- V.61(8).- №15.- P.3116-3118.

39. Kittl J.A., Prinslow D.A., Apte P.P. et al. Kinetics and nucleation model of the C49-54 Phase Transformation in TiSi2 Thin Films on deep-sub-micron N+ type polycrystalline silicon lines // Appl. Phis. Lett.- 1995.- V.67(16).- №16.- P.546-549.

40. Guivarch A., Auvray P., Berthou L. et al. Reaction kinetics of molybdenum thin films on silicon (111) surface. // J. Appl. Phys. 1978. - V.49. - №1. - P.233-237.

41. Lau S.S., Feng J.S.-Y., Olowolafe J.O., Nicolet M.-A. Jron silicide thin film formation at low temperatures // Thin Solid Films.- 1975. V.25.-№2.- P.415-422.

42. Baeri P., Grimaldi M.G., Rimini E. Gelotti G. Pulsed laser irradiation of №ikel films on silicon // Journal de physique. 1983. - V.44.- P. 449-454.

43. Shibata T., Gibbons J.E., Sigmon T.N. Silicide formation using a scanning CW laser beam // Appl. Phys. Lett. 1980.- V.38. - №7. - P. 566-569.

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

45. Shibata T., Sigmon T.N., Gibbons J.E., Regoline J.L. Siliside formation using a scanning CW laser beam // J. Electrochem. Soc. 1981.- V.128. - №5. -P.637-652.

46. Ishiwara H., Yamamoto H. Epitaxial growth of Pd2Si films on Si(l 11) substrates by scanning electron-beam annealing // Appl. Phys. Lett. 1982.- V.41. - №8. -P.718-721.

47. Harper R.E., Maydell-Ondrusz, Wilson I.H. et al. Epitaxial nickel disilicide formation by electron beam annealing // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 1984.- V.25.-P.105-110.

48. DyAnna E., Leggieri G., Luches A. Et al. Pulsed annealing of silicon / platinum systems. //Journal de physique. 1983.- V.44.- №10.-P.C5-421- C5-425.

49. Tsaur K.Y., Lian Z.L., Mayer J.W. Ion-beam-induced silicide formation // Appl. Phys. Lett. 1979.- V.34. - №2. - P. 168-170.

50. Chen L.J., Hung L.S., Mauer J.W. et al. Epitaxial NiSi2 formation by pulsed ion beam anneling // Appl. Phys. Lett. 1982.- V.40.- №7.- P.595-597.

51. Zhu D.H., Liu B.X. Formation of Ti silicides by metal-vapor vacuum arc ion source implantation// J. Appl. Phys. 1995. - V.77 (12). - №15. - P6257-6262.

52. Van der Spiegel J., Wie C.S. Fast radiative processing of processing of platinum silicide // J. Appl. Phys. 1985.- V.57.- №2.- P.607-609.

53. Borisenko V.E., Zarovskii D.I., Tokarev V.V. Influence of argon implantation on the formation of platinum silicides // Phys. Stat. Sol. (a). 1988.- V.107.-№1.- P.K33-K35.

54. Levy D., Grob A. , Grob J.J., Ponpon J.P. Formation of palladium silicide by rapid thermal annealing // Appl. Phys. 1984.- V.A35.- №3.- P.141-144.

55. Nylandsted Larsen A., Chevallier J., Sorensen. Growth of nickel silicides on silicon by short duration incoherent light exposure // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. -1984.- V.23.- P.727-732.

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

57. Wei C.S., Van der Spiegel J., Santiago J.J. Growth kinetics of palladium sillicides formed by rapid thermal anneling // Solid State Science and technology. -1988.- №2. P.446-451.

58. Levy D., Ponpon J.P., Grob A. Et al. Rapid thermal annealing and titanium silicide formation // Appl. Phys. 1985.- V.A38. - P.23-29.

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

60. Drobec J., Sun R.C., Tisone T.C. Interdiffusion and compound formation in thin films of Pd of Pt on Si single crystals // Phys. Stat. Sol. 1971. - V.8. - №1. -P.243-248.

61. A Nderso R., Barlin J., Dempscy J. Et al. nucleation -controlled thin film interactions some silicides // Appl. Phys. Lett. 1979. - V.35. - №3. - P.285-287.

62. Canali C., Majni G., Morten B. et al. Interazion silicio-film metallici e loro importannsa nella technologia dei dispositivi elettronici //Alta Frequensa. 1977. -V.XLVI. - №1. - P. 12-24.

63. Fomin B.J., Gershinskii A.E., Cherepov E.I. et al. Investigations of phase groth kinetics in the system of Si singel crystals and thin films // Phys. Stat. Sol. (a). -1976. V.36. - №1. - P.K89-K91.

64. Tu K.N. Selective grouth of metal-rich silicide of near-noble metals // Appl. Phys. Lett. 1975. - V.27. - №4. - P.221-224.

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

66. Krakov W. Analysis of high resolution electron microscope image of the Pd2Si -Si interfaces // Thin Solid Films. 1982. - Y.93. - №1-2.- P.109-125.

67. Foil H. Lattice imaging of silicide silicon interfaces and interpretation of interfacial defects // Phys. Stat. Sol. (a). - 1982. - V.69. - №2. - P.779-789.

68. Canali C., Catellani C., Prudenziati M. et al. Pt2Si and PtSi formation with high-purity Pt thin films // Appl. Phys. Lett. 1977. - V.31. - № 1. - P.43-46.

69. Canali C., Catellani C., Ottaviani J. et al. On the formation of Ni and Pt silicide final phase : the dominant role of reaction kinetics // Appl. Phys. Lett. 1978. -V.33. - №1. - P.15-19.

70. Walser R.M., Bene R.W. Solid phase reactions transition metal-silicon interfaces // Phys. Semicond. Proc.13 -th Int. Conf. Rome. 1976 .- P.722-725.

71. Bindell J.B., Colby J.W., Wonsidler D.R., Poate J.M., Conley D.K., Tisone T.C. An analytical study of platinum silicide formation // Thin Solid Films. 1976. -V. 37.-P.441-452.

72. Васильев C.B., Герасименко H.H. Поведение примеси в процессе формирования силицидов металлов // Поверхность. Физика, химия, механика. -1986.-№7.- С. 57-62.

73. Lecours A., Meunier M. Pisson M. Defining micron -Scale platinum contacts on hydrogenated amorphous silicon // J. Vac. Sei. and Technol. 1990.- №1. -P.109-116.

74. Murarka S.P. Dopant redistribution in silicide -silicon and silicud poly-crystalline silicon bilayered structures // J. Vac. Sei. Technol. - 1987.- V.B5(6). -P.1674-1688.

75. Лабунов B.A., Борисенко B.E., Заровский Д.И. и др. Формирование силицидов импульсной термообработкой пленочных структур. // ЗЭТ 1985. -№8.(291).-С.27-53.

76. Kanayama T., Tanoue H., Tsurushina Т. Niobium silicide formation induced by Ar-ion bombardement // Appl. Phys. Lett. 1979.- V.35.- №3. - P.222-224.

77. Padmanabhan K.R., Sorensen G. A Novel technique for metall silicide formation // J. Vac.Sci. Technol. -1981. V.18 (2). - P.231-235.

78. Tu K.N. Formation of Pd2Si by incoherent light annealing // J. Appl. Phys. -1984. V.A35.- №3. - P.141-144.

79. Иевлев B.M., Кущев С.Б., Тонких H.H. и др. Применение импульсной термической обработки в технологии изготовления интегральных схем // ЭП.1986.-№1(Т).- С.32-35.

80. Кущев С.Б., Злобин В.П. Структура и фазовый состав пленок Si Ni, полученных при вакуумной конденсации // Свойства нитевидных кристаллов и тонких пленок: Сб. науч. тр. Воронеж: ВПИ, 1986. - С.77-79.

81. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П., Бурова С.В. Влияние импульсного фотонного отжига и ионного облучения на фазовый состав и структуру пленок Ti на Si // Всесоюз. конф. "Ионно-лучевая модификация материалов": Тез.док.-М., 1987. С. 252.

82. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. и др. Корреляция данных электронной микроскопии и Оже-спектроскопии в анализе фазового состава силицидов Pt и Pd // Всесоюз. науч. конф. по электронной микроскопии: Тез.док.- М,1987.- Т.1.-С. 208-210.

83. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. и др. Получение силицидов палладия с помощью импульсного фотонного отжига // ЭП.- №2(Т) (33). 1987. - С. 65-69.

84. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких H.H. Применение импульсного фотонного отжига в технологии изготовления СБИС // Специальная электроника. -Сер.З, Микроэлектроника, 1987.- Вып.2 (51).- С.56-61.

85. Бурова С.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Формирование силицидов титана методом импульсного фотонного отжига // ЭП(Т).- 1988.- №2.- С.34-37.

86. Кущев С.Б., Исаев А.Ю., Злобин В.П. Структура, фазовый состав и ориентация пленок, полученных при вакуумной конденсации Pd на (111) Si // Сб. Рост и структура тонких пленок и нитевидных кристаллов. Воронеж, ВПИ. -1990. С.28-30.

87. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Сивак В.М. Импульсная фотонная обработка пленок платины на поликристаллическом кремнии // ЭП.- 1990.- №9.- С.66-68.

88. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Огнев A.C. и др. Эффект ювенильной поверхности кремния в формировании пленок дисилицида молибдена // Поверхность. Физика, химия, механика.- 1990.- №2.- С. 147-150.

89. Егоров В.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Метод импульсного фотонного отжига в технологии изготовления интегральных схем с диэлектрической изоляцией // ЭЛ.- 1989.-№9.- С.2-5.

90. A.c. 1651695 СССР, Способ приготовления полупроводниковых приборов / В.М.Сивак, В.П.Злобин, С.Б.Кущев и др. Заявлено 29.04.89; Опубл. 22.01.91.

91. Кущев С.Б., Сивак В.М., Рубцов В.И. Фазовые и структурные изменения в пленках Pd, нанесенных на a-Si, при импульсной фотонной обработке // Тонкие пленки и нетивидные кристаллы: Сб. науч. тр. Воронеж, 1993.- С.12-17.

92. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бурова C.B. Формирование различными методами силицидов Ti на поли-Si // ЭГТ.- 1994.- №6.- С.31- 34.

93. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Исследование возможности формирования силицидов при ИФО пленок Pt на a-Si // Физика и технология материалов и изделий электронной техники: Межвуз. сб. тр. Воронеж, 1994,- С.52-55.

94. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Руднева И.Г. Белоногов Е.К. Образование силицидов молибдена при вакуумной конденсации металла на кремнии // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение,- Воронеж, 1997. Вып.1.2.- С.33-35.

95. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Формирование пленок силицидов металлов методом импульсной фотонной обработки // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение." Воронеж, 1997.- Вып.1.2.- С.8-13.

96. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И. и др. Состав и структура силицидов образующихся при импульсной фотонной обработке пленок титана на монокристаллическом и аморфном кремнии // ФХОМ.- 1997.- №4.- С.62-67.

97. Поут Дж., Мейер Дж. Тонкие пленки. Взаимная диффузия и реакция. -М.: Мир, 1982. 575 с.

98. Основы технологии кремниевых интегральных схем. Окисление, диффузия, эпитаксия: Пер. с англ. Р.Бургера, Р. Донована. -М.: Мир, 1982. 576 с.

99. Silversmith D. J., Rathman D.D., Mountain R.V. Growth of thin films of refractory silicides on Si(100) in ultrahigh vacuum // Thin Sol. Films. 1982. - V.93. -№3-4. -P.413-418.

100. Berti M., Drigo A.V., Cohen C. Et al. Titanium silicide formation effect of oxygen distribution in the metal film // J. Appl. Phys. 1984. - V.55. - P.3558-3565.

101. Борисенко B.E., Заровский Д.И., Лесникова В.П. Структурные и фазовые превращения в поверхностных слоях платины на кремнии при секундной термообработке // Поверхность. Физика, химия, механика. 1989. - №4. - С.96-100.

102. Bota A., Kritzinger S. Self-diffusion of silicon in thin films of Co, Ni, Pd, Pt silicides // Thin Solid Films 1986. - V.86.- P.41-51.

103. Koster V., Tu K.N., Ho P.S. Effects of substrate temperature on the microstructure of thin films silicides // Appl. Phys. Lett. 1977.- V.31. - №9. - P.634-636.

104. Chin-An Chang, Cunningham В., Segmuller A. PtSi contact metallurgy using electro№ beam evaporated Pt films and different annealing processes // J. Of Vac. Sci. and Technol. - 1986. - V.4. - №3. - P.745-754.

105. Allmen H., Wittmer H. Dynamics of laser-induced formation of paladium silicide //Appl. Phys. Lett. 1979. - V.34.- №1. - P.68-70.

106. Okada S. Oura K., Hanawa T. Et al. A LEED-AES study of thin Pd films on Si (111) and (100) substrates // Surf. Sci. 1980. - V.89. - P.88-100.

107. Михайленко Я.И. Курс общей и теоретической химии. М.: Высшаяшкола, 1966. 663 с.

108. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. Формирование пленок силицидов палладия методом облучения // Взаимодействие атомных частиц с твердым телом: Матер. VIII Всесоюзная конф. М.,1987.- С.279.

109. Ishiwara Н., Hikosaka К., Furukawa S. Chaneling and backscattering studies of the crystalline perfection and the thermal stability of epitaxial PtSi films on Si // J. Appl. Phys. 1979. - V.50. - №8. - P.5302-5306.

110. Schleich В., Schmeisser D., Gupel E. Structure and reactivity of the system Si/Si02/Pd: A combined XPS, UPS and HREELS study // Surface Sci. 1987. -V.191. - №3. - P.367-384.

111. Барабаш O.M., Коваль Ю. H. Структура и свойства металлов и сплавов. Киев.: Наумова думка, 1986. 598 с.

112. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов: В 2-х Т. -М.:Металлургиздат, 1962. 1488 с.

113. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ (приложения). М.: «Металлургия»., 1970. 108 с.

114. Harith М.А., Zhang J.P., Campisano S.U. et al. Kinetics of Ni2Si growth from pure Ni and Ni (V) films oN (111) aNd (100) Si // Appl. Phys. 1987. - V.A42. - P.35-39.

115. Scott D. M., Nicolet M.-A. Modification of nickel silicide formation by oxygen implantation // Nucl. Instrum. And Meth. 1981.- V. 182/183. - Part 2.- P.655-660.

116. Павлов П.В., Питеримова E.A. Исследование состава приповерхностных слоев антимоднида индия, подвергутых ионной бомбордировке // Поверхность. 1986. - №5.- С. 144-148.

117. Murarka S.P., Fraser D.B. Thin film interaction between titanium and polycrystalline silicon // J. Appl. Phys. 1980. - V.51.- P.342-348.

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

119. Основы технологии кремниевых интегральных схем. Окисление, диффузия, эпитаксия. Пер.с англ.Р.Бургера, Р.Донована -М.:Мир, 1969.- 452 с.

120. Belyavsky V.I., Kapustin Yu.A., Sviridov V.V. Electron Stimulated defect reactions in silicon under pulsed photon treatment // DDF.-1993.- V.103 105.-P.265-272.

121. Твердохлебова Л.Я. Твердофазные взаимодействия в гетерогенных структурах Me Si02, Me - Si02 -Si (Me - Al, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Mo, Pd, Au,; Pd-IN, Al-Cu-Si)// Автореферат дис. канд. хим. наук. Воронеж, 1986. - 226 с.

122. Reader A.N., Raaijmakers I.J., Houtum H.J. Stacking faults and precipitates in annealing and cosputtered C49 TiSi2 films // Inst.Phys. Conf. Ser. 1987.- №87. №7. - P.523-528.

123. Osburn C.M., Brat t., Sharma D. Et al. The effects of titanium silicide formation on dopant redistribution. // J. Electrochem. Soc. 1988. - V. 133. - №6. -P.1490-1540.

124. Гладышевский Е.И. Кристаллохимия силицидов и германидов. -М.: Металлургия, 1971, -296 с.

125. Chow Т.Р., Steckl A.J., Brown D.H. The effect of anneling on the properties of silicidized molibdenum thin films // J. Appl. Phys. 1981. V.52. №10. - P.6331-6336.

126. Nava F., Majni G., Cantoni P. Et al. Impurity effects molybdenum silicide formation // Thin Solid films. 1982.- V.94. №1.- P.59-65.

127. Torres J., Perio A., Pantel R. et al. Growth of thin films of refractory sili-cides on Si(100) in ultrahigh vacuum // Thin Solid films.- 1985.- V.126.- P.233-239.

128. Косевич B.M., Клименко B.H. и др Поверхность роста как генератор вакансий в условиях вакуумной конденсации // В сб. Рост кристаллов.- 1991. -Т. 19. С.22-39.

129. Suryanarayana С., Anantharaman T.R. On the crystal structure of a non-equilibrium phase in the gold-silicon system. // Mat. Scien. Eng. 1974. - V.13. -P.73-81.

130. Gaigher H. L., Vah Der Berg The structure of gold silicide in thin Au/si films // Thin Sol. Films.- 1980. V.68. - P.373-379.

131. Капустин Ю.А., Матвеев И.В., Минеев В.В. Природа дефектообразо-вания при локальном введении золота в кремниевые структуры. // ЭТ. Сер.З. Микроэлектроника. 1983. - Вып.4. - С.29-36.

132. Маркевич М.И., Чапланов A.M. О возможности закалки пленок алюминия при лазерной обработке // ФММ. 1985. - Т.60. - №2. - С.21-25.

133. Маркевич М.И., Розин С.Г., Чапланов A.M. О закалочных явлениях в пленках никеля // Изв. АН СССР. Сер. Металлы. 1986. - №1.- С. 149-152.

134. Маркевич М.И., Розин С.Г., Точицкий Э.И., Чапланов A.M. Расче миграции вакансий в тонких пленках никеля при их неравновесной концентрации // Металлофизика. 1985. - Т.5. - Т. 13. - С. 109-111.

135. Вавилов B.C., Кив А.Е., Ниязова О.Р. Механизмы образования и миграции дефектов в полупроводниках. М.: Наука, 1981.- 368 с.

136. Белявский В.И., Капустин Ю.А., Свиридов В.В. Подпороговое дефек-тоообразование при мощной импульсной обработки кремния // ФТП. 1991. -Т.25. - Вып.7. - С. 1204-1208.

137. Капустин Ю.А., Колокольников Б.М., Свешников А.А. Фотостиму-лированная диффузия золота при импульсной фотонной обработке // ФТП. -1990. Т.24. - №2. - С.318-322.

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

139. Золотухин И. В., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Туркин В.Ф. Ориентационные соотношения, наблюдаемые при вакуумной конденсации молибдена на фторфлогопите // ФММ. 1977. - Т.43. - Вып.2. - С. 199-204.

140. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Электронно-микроскопическое исследование закономерностей ориентированной кристаллизации пленок Мо на флуорите // Известия АН СССР Сер. Физическая. 1980. -Т.44. - №6. - С.1253-1256.

141. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Дифракция электронов на сетках зерногра-ничных и межфазных дислокаций // ФММ. 1979. - Т.47. - Вып.5. - С.1102-1104.

142. Иевлев В.М., Бугаков A.B., Кущев С.Б. Зависимость критической толщины псевдоморфного роста пленки от размеров подложки // ФММ. 1979. -Т.48. - Вып.5. -С.1101-1103.

143. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Структура межфазной границы в двухслойных эпитаксиальных пленках W-Mo // ФММ. 1980. - Т.50. -Вып.З. - С.635-638.

144. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Закономерности формирования межфазных границ двухслойных эпитаксиальных пленок металлов в области высоких температур конденсации // Известия АН СССР Сер. Физическая. 1980. - Т.44. -№10. - С.2179-2182.

145. Кущев С.Б. Закономерности ориентированного роста и структура пленок Au, Pt, Pd, Mo и W при вакуумной конденсации в области высоких температур// Автореферат дис кан.физ.-мат.наук. Воронеж, 1981. С1-21.

146. Ievlev V.M., Solovjev K.S., Kushev S.B., Horsewell A. Interface boundary structure during the growth of gould films on platinnum at high temperature // Philosofical Magazine A. 1982. - №.45. - №4. - P.647-656.

147. Кущев С.Б., Огнев A.C., Свиридов Д.А. Структура эпитаксиальных межфазных границ (001)W-Mo, формирующихся в интервале температур 13001600 К // Сб. Физико-химические основы надежности микроэлектронных структур: Сб. науч. тр. Воронеж: ВПИ, 1987. С.31-32.

148. Иевлев В.М., Тураева T.JL, Кущев С.Б. Вращение островков Au на поверхности Pt (001) // Поверхность. Физика, химия, механика. 1989. - №4. С.48-52.

149. Иевлев В.М., Огнев A.C., Кущев С.Б. Дислокационная структура межфазных границ двухслойных пленок (lll)Pt (0001)Re // ФММ. - 1988. -Т.65. - Вып.5. - С.1021-1023.

150. Иевлев В.М., Огнев A.C., Кущев С.Б., Свиридов Д.А. Структура двойных пленочных систем Mo-Re и Re-Mo // ФММ.- 1990. №2. - С.114-120.

151. Иевлев В.М., Бугаков A.B., Огнев A.C., Кущев С.Б. Закономерности ориентированной кристаллизации Re на поверхности (001) Ir // ФММ. 1997. -Т.8. - №6. - С.132-136.

152. Bollman W. Crystal Defects and Crystalline Interfaces. Berlin, Springer Verlag. - 1970. - 244p.

153. Палатник Л.С., Фукс М.Я., Косевич M.C. Механизмы образования и субструктура конденсированных пленок. М.: Наука, 1972. - 320 с.

154. Косевич В.М., Иевлев В.М., Палатник JI.C., Федоренко А.И. Структура межкристаллитных и межфазных границ. М.: Металлургия, 1980. - 256 с.

155. Иевлев В.М, Трусов Л.И., Холмянский В.А. Структурные превращения в тонких пленках. М.: Металлургия, 1988. - 326с.

156. Иевлев В.М., Бугаков A.B. Ориентированная кристаллизация пленок. Воронеж. ВГТУ., 1998. - 216 с.

157. Kikuchi M. Study of crystal structures of transition metal carbide films // Bull.Tokyo Inst. Technol. 1966. - №76. - P. 127-130.

158. Sells C., Coppens R. Sur la structure des films de tungstene prepares par pulverisation triode a basse pression of faible energie // C. r. Acad. sei. 1967. -V.265. - №7. - P.B410-B413.

159. O'Nest J.E., Wyalt R.L. Epitaxy of vanadium on sapphire. // Thin Solid Films. 1971.- V.2. №1.- P.l-6.

160. O'Nest J.E., Rath B.B. Crystallography of epitaxially grown molybdenum on sapphire // Thin Solid Films. 1974. - V.23. - №3. - P.363-380.

161. Ino S. Epitaxial growth of metals on roeksalt faces cleaved in vacuum // J.Phys. Soc. Jap. 1966. V.21. - №2. - P.346-362.

162. Mihama K., Yasuia Y. Initial stage of epitaxial growth of evaporated gold films on sodium chloride // J.Phys. Soc. Jep. 1966. - V.21. - №6. - P. 1166-1176.

163. Палатник Л.И., Папиров И.И. Эпитаксиальные пленки // M. Наука, 1971.-480 с.

164. Иевлев В.М., Бугаков А.В. Межфазные границы совпадения в системе золото-кремний // ФТТ. 1977. - Т. 19. - №10. - С.3128-3130.

165. Иевлев В.М., Постников B.C., Иванов В.И. Специальные высокоугловые границы в пленках золота на кремнии // ФММ. 1977. - Т.43. - №6. -С.1323-1325.

166. Мэтьюз Д.У. Монокристаллические пленки, полученные испарением в вакууме//В кн. Физика тонких пленок. TTV М.: Мир, 1970.- С. 167 - 227.

167. Иевлев В.М., Соловьев К.С. Дислокации несоответствия на границах раздела эпитаксиальных слоев различных ориентаций. // В сб.: Вопросы физики твердого тела. В.4.- Воронеж: ВПИ, 1975.- С. 167-186.

168. Fedorenko A.I., Vincent R The epitaxial growth of cobalt on copper // Phil. Mag. 1971. - T.24. - P.55-62.

169. Иевлев В.M, Иевлев В.П., Бугаков А.В. Структура эпитаксиальных межфазных границ золото-железо // В кн.: Нитевидные кристаллы и тонкие пленки. Ч.2.- Воронеж: ВПИ, 1975. С.27-31.

170. Yagi К., Takayanagi К., Koboyashi К., Honjo G. In situ electron microscope studies on epitaxial growth of thin metal films on metal substrates // Thin. Sol.

171. Films. 1976. - V.32. - P.185-190.

172. Matthews J.W., Crawford J.L. Accomodation of misfit between single-crystal films of nickel and copper // Thin Solid Films. 1970. - V.5. - P.187-198.

173. Nemoto M., Ohgaki T., Ohmiya S., Echigoya J. Behavior of interfacial dislocations in bicrystals of epitaxially grown gold on (001) iron substrates // Trans. Jap. Inst. Metals. - 1977. - V.18. - P.322-330.

174. Стенин С.И., Асеев A.JI. В кн. Полупроводниковые пленки для микроэлектроники //- Новосибирск: Наука, 1977. С.84-106.

175. Takayanagi К., Kobayashi К., Yagi К., Honjo G. Heteroepitaxy of chal-cogenite cnompounds. I. Misfit dislocation formation in monolayer overgrowths // Thin. Solid Films. 1974. - V.21. - P.325-339.

176. Yagi K., Takayanagi K., Matsushita Y., Honjo G. Monolayer overgrowths heteroepitaxy of chalcogenite compounds with NaCl and distorted NaCl-structures // J. Cryst. Growth. - 1974. - V.24/25. - P.307-312.

177. Yagi K., Matsushita Y., Takayanagi K., Honjo G. Heteroepitaxy of chalcogenite compounds. II. Monolayer overgrowth process accompanied by lattice transformation // Thin. Solid Films. 1975. - V.28. - P.219-235.

178. Чистяков Ю.Д. Механизм процесса ориентированного нарастания кристаллических веществ (эпитаксия) // В кн. Рост кристаллов.- М.: Наука, 1968. -T.VIII.-С.258-263.

179. Болыиов Л. А., Накартович А.П., Наумовец А.Г., Федорус А.Г. Суб-монослойные пленки на поверхности металлов // УФН.- 1977.- Т.122.-С.125-158.

180. Медведев В.К., Наумовец А.Г., Федорус А.Г. Влияние взаимодействия адсорбированных атомов через подложку на структуру образуемых ими двумерных кристаллов // В кн.: Рост кристаллов- М.: Наука, 1980.- Т. 13.- С.96-104.

181. Rauer Е., Poppa Н. Recent advances in epitaxy // Thin Solid Films. -1972. V12. - №.1. - P.167-185.

182. Matthews J.W. Accomodation of misfit between single-crystal films of b-cobalt and copper // Thin Sol. Films. 1970. - V.5. - P. 369-378.

183. Херрман Г., Гляйтер Г., Бэро Г. Исследование границ зерен малой энергии в металлах методом спекания // Атомная структура межзеренных границ / Под ред. А.Н. Орлова М.: Мир, 1978. - С. 180-197.

184. Mykura Н. Grain boundary energy and the rotation and translation of Cu spheres during sintering onto a substrate // Acta Met. 1979. - v.27. - № 3. - P. 243-249.

185. Takayanagi K., Yagi K., Honjo G. Roles of lattice fitting in epitaxy // Thin Solid Films. 1978. - V.48. - № 2. - P. 137-152.

186. Bruce L.A., Jaeger H. Geometric factors in f.c.c. and b.c.c. metal-on-metal epitaxy. Part I. Deposits of Cu and Ni on (001)Ag // Phill.Mag. 1977. - V.36. -№6.-P. 1331-1354.

187. Bruce L.A., Jaeger H. Geometric factors in f.c.c. and b.c.c. metal-on-metal epitaxy. Part II. Deposits of Cu and Ni, Cu, Au and Ag on (001) W // Phill.Mag.A. -1978. V.37. - № 3. - P. 337-354.

188. Bruce L.A., Jaeger H. Geometric factors in f.c.c. and b.c.c. metal-on-metal epitaxy. Part III. The alignments of (111) f.c.c. (110) b.c.c. epitaxed metal pair // Phill.Mag. - 1978. - V.38. - № 2. - P. 225-240.

189. Bruce L.A., Jaeger H. Geometric factors in f.c.c. and b.c.c. metal-on-metal epitaxy. Part IV. Deposits of Rh, Ir, Pd and Pt on (001)W and (001) Mo // Phill.Mag.A. 1979. - V.40. - № 1. - P. 97-109.

190. Echigoya J., Nemoto M., Suto H. Factors determining the orientation rela-tionnships between iron deposits and (111) f.c.c. substrates // Trans. JIM. 1980. -V.21. -№ 2. -P .99-103.

191. Иевлев В.П. Ориентация, структура и субструктура двухслойных металлических пленок ( системы Au Ni, Au - Fe, Au - Fe, Ni - Cr, Au - Co) Автореферат дис. канд.физ.-мат.наук. Воронеж, 1997.- С. 16.

192. Исаев А.Ю. Рост и структура барьерных слоев MgO и YSZ для ориентированных пленок ВТСП: Автореферат дис. канд.физ.-мат.наук. Воронеж, 1999.- С.16.

193. Иевлев В.М., Бугаков А.В., Соловьев К.С. Зависимость критической толщины введения дислокаций несоответствия от ориентации межфазной границы // ФТТ.-1976. Т. 18.- Вып. 1. - С.76-80.

194. Благородные металлы. Спр. Изд./ Под ред. Е.М. Савицкого Металлургия., 1984.- 592 с.

195. Matthews J.W. Accomodation of misfit scross the interface between single-crystal films of various face-centred cubic metals // Phil. Mag. 1966. - V. 13. -№o 126.-P. 1207-1221.

196. Harting K., Janssen A.P., Venables J.A. Nnucleation and growth in the system Ag/Mo(100): A comparison of UHV, SEM and AES/LEED observations // Surface Science. 1978. - V.74.-№ol.- P. 69-78.

197. Bauer E., Poppa H., Todd et al. The adsorption and early stages of condensation of Ag and Au on W single-crystal surfaces // J.Appl. Phys. 1977. - V.48. -№o9. - P. 3773-3787.

198. Gruzza В., Gillet E. Condensation and early stages of gold growth on Mo (110) surfaces // Thin Solid Films. 1980. - V.68. - №o2. - P. 345-355.

199. Огнев A.C. Структура двухслойных пленочных систем на основе тугоплавких металлов (Re, Мо, W, Ir, Pt, Pd)// Автореферат дис. канд.физ.-мат.наук. Воронеж, 1998.- С. 163.

200. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов // М.: Металлургия, 1983.-352 с.

201. Предводителев А.А. Троицкий О.А. Дислокации и точечные дефекты в гексагональных металлах. М.: Атомиздат, 1973. - 200 с.

202. Савицкий Е.М., Тылкина М.А., Левин A.M. Сплавы рения в электронике. M.: Энергия, 1980.- 216 с.

203. Иевлев В.М., Трусов Л.И., Иевлев В.П. Фазовый размерный эффект в эпитаксиальных пленках никеля // Известия АН СССР. Сер. Физ. 1984. - Т.48. -№9. - С.1725-1728.

204. Иевлев В.М., Бугаков A.B., Бармина Н.В. Применение теории О решетки к анализу ориентационных соотношений на межфазной границе подложка - пленка // Поверхность. 1984. - №5. - С.21-28.

205. Балашова В.Ю., Иевлев В.М., Кущев С.Б. и др. Субструктура межфазных границ кремний силицид металла // XVII Рос. Конф. по электронной микроскопии "ЭМ'98": Тез.док. -Черноголовка, 1998. -С.77-78.

206. Электронно-микроскопические исследования структуры и ориентации систем металлизации кремния // Отчет, №ГР018300101326 Воронеж, 1983 -С.38-62.

207. Балашова В.Ю., Кущев С.Б. Ориентационные и субструктурные изменения при термообработке пленок Pd2Si // Вестник ВГТУ. 1998. - Вып. 1.3. -С. 70-73.

208. Палатник Л.С., Папиров И.И. Ориентированная кристаллизация. М.: Металлургия, 1964. - 408 с.

209. Иевлев В.М., Бугаков A.B. Ориентированная кристаллизация пленок: Уч. пособие. Воронеж: ВГТУ, 1998. - 216 с.

210. Бугаков A.B. Энергия, релаксированная структура и субструктура межфазных границ в пленочных металлических системах // Автореферат дис.д-ра физ.-мат. наук. Воронеж, 1996.- С. 295259

211. Орлов А.Н., Первезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. М.: Металлургия, 1980. - 154 с.

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

213. Выражаю глубокую благодарность моему учителю член-корреспонденту Академии Наук Российской Федерации, д.ф.-м.н. профессору Иевлеву Валентину Михайловичу, за помощь и внимание которые я ощущаю в течение четверти века.