Модификация поверхностных слоев кремния высокоинтенсивными ионными пучками тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

Троицкий, Вячеслав Юрьевич АВТОР
кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ
Москва МЕСТО ЗАЩИТЫ
1996 ГОД ЗАЩИТЫ
   
01.04.10 КОД ВАК РФ
Автореферат по физике на тему «Модификация поверхностных слоев кремния высокоинтенсивными ионными пучками»
 
Автореферат диссертации на тему "Модификация поверхностных слоев кремния высокоинтенсивными ионными пучками"

На правах рукописи

ТРОИШШЗГ ВЯЧЕСЛАВ ЮРЬЕВИЧ

ИОДИШСЩМ ПОВЕРХНОСТНЫ! СЛОЕВ КРЕШИЯ БШЖОЙНТЕИСИВНЬШ ИОЕШШ ПУЧКИ®

Спе цизльность: 01.04.10 Физика полупроводников н диэлектриков

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

МОСКВА 1996 г.

Работа выполнена в Государственном Научном Центре Российской Федерации ГП "НПО ОРИОН"

Научные руководители:

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор И.Г.Стоянова; доктор физико-математических наук, профессор А.П.Новиков доктор физико-математических наук, профессор Н.Н.Герасименко; доктор физико-математических наук, А.Б.Данилин

Ведущая организация:

Московский институт стали и сплавов

Зашита состоится

1996 г. в_часов- на

•заседании диссертационного совета Д.053.02.02 Московского института электронной техники (Москва, 103498).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИЭТ.

Автореферат разослан

* щ

.1996 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, к.ф.-м.н., доцент

Б.М.Орлов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы.

Ионно-лучеЕые методы обработки материалов обладают рядом уникальных преимуществ, обуславливавших их возрастающее использование в области полупроводниковой технологии. До последнего времени процесс повышения степени интеграции и функциональной сложности изделий микроэлектроники определялся модернизацией технологических процессов, разработанных з момент ее зарождения. В связи с тем, что плотность топологии практически уже достигла предела, дальнейшее совершенствование интегральных схем может быть связано либо с уменьшением размеров топологических элементов (что тоже имеет свой предел), либо с переходом к их многоуровневому построении. И то и другое требует разработки принципиально новых методов ионной обработки, сокращения многочисленных химических и других промежуточных операций.

С начала 80-х годов в ряде исследовательских центров мира проводятся активные исследования по физике взаимодействия высо-коинтенспвных ионных пучков с полупроводниковыми кристаллами. Результатом явилась разработка принципиально новых направлений ионно-лучевой модификации материалов - синтез скрытых диэлектрических и проводящих слоев в кремнии, ионно-лучевое перемешивание, самоотжиговое внедрение электрически активных примесей.

Однако, несмотря на достигнутые успехи, в силу ряда недостатков и ограничений перечисленные вше технологические операции не нашли пока широкого промышленного применения. В частности, один из наиболее перспективных для микроэлектронной технологии процессов - ионно-лучевой синтез - связан с весьма жестким термическим и радиационным воздействием на материал. В связи с этим в настоящее время большое внимание уделяется исследованию физических процессов, протекающих при ионном синтезе, а также поиску способов смягч.гния его режимов. Весьма перспективным в зтом направлении представляется разработка высоксинтен-сивных режимов ионно-лучевого синтеза, позвсляганх значительно сократить длительность радиационного воздействия на материал и за счет активации иснно-стимулируемых механизмов снизить термическую нагрузку на формируемые структуры.

Вместе с тем, кзк показал анализ литературных данных, до настоящего времени далеко не -полной является информация о кинетике накопления дефектов и примеси при виссксинтенсивнсм облу-

ченш кремния, особенностях и механизмах кристаллизации аморфного слоя в процессе самоотжиговой имплантации различных ионов, закономерностях формирования вторичных дефектов и профилей внедряемой примеси, влиянии интенсив: эсти облучения на структуру и характеристики ионно-синтезируемых соединений в кремнии.

При воздействии высокоинтенсивного ионного пучка имеет место значительный разогрев мишени в ходе облучения. Температура кристалла в процессе облучения является важнейшим фактором, влиявдим на все физико-химические процессы, происходящие в материале под действием мощного ионного пучка. Только точное знание температуры процесса позволяет отделить чисто термические эффекты от ионно-стимулированных при анализе экспериментальных результатов.

Перечисленные выше проблемы и определили направленность исследований в представленной работе, целью которой явилось:

- исследование структурно-фазовых перестроек, механизмов самоотжига и особенностей пространственного перераспределения внедряемой примеси в процессе высокоинтенсивного легирования кремния различными ионами;

- исследование и оптимизация режимов отжига имплантированных слоев б с помощью интенсивных ионных пучков;

- исследование и оптимизация режимов высокоинтенсивного ион-но-лучевого синтеза проводящих и диэлектрических слоев в кремнии.

Для достижения данной цели решались следующие задачи:

1. Модернизация системы сканирования ионного пучка в серийном ускорителе БС1-218 с целью повышения эффективной плотности ионного тока и осуществления интенсивных режимов облучения.

2. Модернизация рабочей камеры и источника ионов ускорителя с целью осуществления процессов ионно-лучевого синтеза.

3. Расчет и экспериментальное измерение температуры образцов при различных режимах облучения.

4. Экспериментальное.исследование структурно-фазовых превращений в 'кремнии при Еысокоинтенсивкой ионно-лучевой обработке.

5. Разработка технологических процессов высокоинтенсивного ионно-лучевого синтеза скрытых диэлектрических и проводящих слоев в кремнии на ускорителе со средними токами ионных пучков.

Научная новизна работы состоит в том, что:

- Впервыз показано, что рекристаллизация аморфного слоя,

сформированного на начальном этапе интенсивного ионного облучения кремния, начинается при одной и той же температура С"410°С) независимо от типа иона и плотности ионного тока.

- Впервые экспериментально обнаружено существование значительных механических напряжений нз границе раздела аморфной н кристаллической фаз при интенсивном легировании кремния и влияние этих напряжений на ускорение рекристзллизациокных процессов

- Исследование влияния плотности ионного тока на процессы формирования втор1ГШЫХ дефектов в рекристаллизованных слоях кремния при высокоинтенсивном облучении позволило обнаружить эффект низкотемпературного динамического оттяга протяженных дефектов.

- Обнаружено ускоренное протекание процесса кристаллизации' аморфных слоев на лицевой сторона кремниевой пластины при воздействии интенсивных ионных пучков на ее обратную сторону.

- Показано, что при ионло-лучевом синтезе дисалшидз кобальта увеличение плотности тока ионов Со+ до 20 мкА/см2 приводит к существенному снижению дефектности приповерхностного слоя кремния и образованию связей Со-Б1 непосредственно в процессо ап-лантации.

- Выявлено, что в отлитае от традиционных рэжгаов ионно-лучевого синтеза слоев 313Н4 в кремнии, при высскоинтенсивной имплантации азота локалг:се превышение уровня стехиометрии не 'приводит к его дальнейшему накоплению в этой области. В этом случае непосредственно в процессе облучения форжгруется плато в области концентрационного максимума, а сверхстехлсметрический азот эффективно диффундирует к его краям. ;

Практическая значимость полученных результатов заключается в том, что:

- Показана возможность формирования аномзлыю мелких <~ 0.1 мкм) высоколегированных с~>ев р-типа проводимости и аномально глубоких (до 1 мкм) слсев п-типа в кремнии путем сзмоотзэтозой имплантации ионов ВР^. Р+ и

- Разработаны режимы иокно-лучевого отжига ¡гмпл анткрсваннкх слоев в кремнии, позволяющие снизить термичэсхум нагрузку на обрабатываемую пластину и устранить диффузионное размытие профиля внедренной примеси.

- Путем интенсивного ионного легирования сформированы скрытые слои длсилицида кобальта и в кремнии непосредственно

- б -

в процессе облучения.

- Составлены программы компьютерного расчета:

1. температуры образца для различных режимов электростатического сканирования интенсивного ионного пучка;

2. интегральных характеристик нарушенного слоя по кривым двухкристалыюй рентгеновской дифракции.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Существует критическая температура начала рекристаллизации аморфных слоев в кремнии при самоотжиговых режимах имплантации, не зависящая от типа иона и плотности ионного тока. Она составляет ~ 410°С.

2. Значительные механические напряжения, возникающие на границе раздела аморфной и кристаллической фаз при высокоинтенсивном облучении кремния, ускоряют рекристаллизациошше процессы. Указанный эффект положен в основу модели ионно-стимулированной кристаллизации аморфных слоев в кремния.

3. Облучение Обратной стороны имплантированной пластины вы-сокоинтенсивныш ионными пучками приводит^ эффективному устранению имплантационных дефектов и активации внедренной примеси без диффузионного размытия ее профиля. На основании 'этого предложен способ ионно-лучевого отжига имплантированных слоев в кремнии.

4. При высокоинтенсивном ионно-лучевом синтезе формирование скрытых проводящих и диэлектрических слоев в кремнии происходит непосредственно в процессе облучения.

Лнчшй вклад соискателя.

Соискатель принимал непосредственное участие в получении всех результатов, представленных в диссертации. Результаты проведенных исследований были проанализированы совместно с научными руководителями. Обработка и интерпретация данных, а также выводы сделаны автором лично.

Степень обоснованности научных положений, рекомендаций и выводов, полученных соискателем.

Обоснованность полученных результатов и выводов подтверждается большим объемом проведенных экспериментов (различным исследованиям подверглись порядка 300 имплантированных образцов), использованием методик исследования, позволяющих проводить измерения с высокой точностью и воспроизводимостью.

Апробация работы.

■ Основные результаты работы докладывались и обсуздалясь на IV Всесоюзной конференции "Флуктуационные явления в физических системах", 1985, Пущино; на XVIII Всесоюзном Совещании но физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами, 1988, Моск-Еа; на 2 Всесоюзной конференции "Ионно-лучевзя модификация полупроводников и других материалов микроэлектроники", 1989, Каунас; на 3 Международной конференции "Energy Pulse and Particle Beam Modification of Materials (EPM-89)", 19S9, Dresden, DDR; на VII Международной конференции по мжсроэлектронике "Микроэлектроника-90", 1990, Минск; на 3 Всесоюзной конференция "Ионно-лучевая модификация полупроводников и других материалов микроэлектроники", 1991, Новосибирск.

. Публикации. Результаты работы изложены в 10 публикациях, список которых1 приведен в конце автореферата.

Объеы и структура работы. Диссертационная работа состоит из 148 страниц машинописного текста, иллюстрируется 52 рисункам! и состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы из 164 наименований. Общий объем работы 200 страниц.

СОДЕРЖАНИЕ-РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность'темы диссертации, сформулированы цель и задачи работы, научная новизна и практическая 'значимость полученных результатов, изложены основные положения, выносимые на защиту, определяется ее структура и содержание.

В первой главе на основе анализа литературных данных рассматриваются тенденции развития современной иснно-лучевсй технологии, одной из которых является возрэстэкхэя интенсивность пенных пучков. Бзаимодействие интенсивйшс ионных пучков с ксистал-лами отличают от традиционной ионной импланташш во-первых, значительно большая скорость всех процессов, сопутствуших про-• хождению частиц через вещество и, во-вторых, макроскопический разогрев мпаени вследствие высокой модности подводимой энергии. Очевидно, что два данных фактора существенно меняют хзрактер физико-химических процессов, проходящих в кристалле при внедрении ионов.

Проведенные в начале 80-х годов эксперимента с интенсивными ионными пучкзми показали, что если режим ионного внедрения обеспечивает разогрев кремниевой мишени до температуры, близкой

к температуре ее плавления, то возможно осуществление в одном процессе имплантации и постимплантационного отжига. Неясными на сегодняшний день остаются ответы на два вопроса: какова роль ионного пучка в.явлении самоотжига и насколько возможно уменьшить температуру самоотжиговых режимов имплантации, сделав таким образом перспективным их использование в технологических циклах изготовления элементов микроэлектроники?

Предпосылки для решения указанных проблем безусловно существуют. Известно, например, что даже при умеренных температуре кремниевого образца (200-400°С) и плотности тока ионного пучка (0.5-5 мкА/см"), проходящего через предварительно сформированный аморфный слой, наблюдается час ичное восстановление исходной кристаллической структуры кремния (ионно-стимулированная кристаллизация). В случае же легких ионов данный эффект проявляется даже при комнатной температуре. С целью выяснения механизмов ионно-стимулированной кристаллизации (ИСК) в кремнии я возможности их осуществления при высокоинтенсивной импягнташш приводится обзор имеющихся литературных данных по ИСК в ряде полупроводниковых материалов и влиянию на ее эффективность различных факторов. Рассматривается эффект динамического отжига в кремнии при воздействии ионных пучков различной интенсивности. -

Во второй главе диссертации описываются методики высокоинтенсивного ионного облучения и экспериментального исследования имплантированных структур.

Облучение исследуемых кристаллов в интенсивных режимах осуществлялось на ионно-лучевом ускорителе SCI-218 фирмы BALZEBS (Швейцария). Несмотря на высокое значение интегрального тока пучка (до 4000 мхА в случае ионов Р+ и Аз+) данная установка не позволяет реализовать режимы высокоинтенсивного облучения объектов при имеющейся системе комбинированного сканирования' ионного пучка. С целью расширения возможностей ускорителя в указанном направлении была модернизирована схема управления системой сканирования, что позволило по необходимости отключать ее механическую составляющую. Это дало возможность повысить эффективную плотность тока в процессе облучения до 200 мкА/см2, а в случае стационарного пучка - до 1000 мкА/см2.

Для повышения односодности легирования пластин в режиме электростатического сканирования было сконструировано устройство контроля распределения интенсивности по сечению ионного пучка.

а для однородного облучения пластин большого диаметра (до 100 мм) сверхвысокими дозами (иснно-лучевой синтез) разработана и смонтирована на ускорителе система дополнительного сканирования гхучка, позволившая осуществлять его перемещение и во взаимно-перпендикулярном направлении.

Для осуществления процессов ионно-лучевого синтеза в рабочей камере ускорителя было установлено устройство лампового нагрева образцов в процессе имплантации, а для синтеза проводящих соединений в кремнии путем имплантации ионов тугоплавких металлов была проведена модернизация штатного ионного источника, позволившая увеличить рабочую температуру в тигле с 650°С до 1500°С.

Анализ имплантированных структур осуществлялся с привлечением различных методик. Исследование кинетики структурно-фазовых перестроек в приповерхностных слоях кремния при интенсивном ионном облучении, а также структуры остаточных нарушений и их пространственного распределения осуществлялось методами- просвечивающей электронной микроскопии и обратного резерфордовского рассеяния (ОРР) с использованием эффекта каналлрования. Элект-роннодпфракцисшше измерение на "просвет" я на "отражение" использовались для идентификации соединений, синтезированных методом внсоксинтенсивной ионной имплантации, и анализа их кристаллической структуры. Образование химической связи внедренных атомов с атомами матрицы определялось методами ИК-спектроскспии ■ на пропускание и электронной Око-спектроскопии.

Профили внедренных атомов исследовались с помощью вторичной ионной масс-споктроскоши (ВИМС). Концентрация и подвижность носителей заряда, а также профили электрически активной примеси в ионно-имплантированных образцах измерялись электрофизическими методами.

Для решения вопросов, связанных с механическими напряжения?® в имплантируемых слоях, привлекался менее распространенный метод дифракции рентгеновских' лучей, потребовавший привлечения математического аппарата Фурье-преобразования для анэлиза экспериментальных результатов.

В третьей главе приводятся результаты исследования температурных режимов кремниевых образцов в процессе высоксингенсивно-го ионного облучения. Как отмечалось ранее, температура кристалла в процессе облучения является важнейшим фактором, влияющим на все физико-химические процессы, происходящие в материале

под действием мощного ионного пучка. Именно поэтому для корректного анализа экспериментальных результатов необходимо точное знание температуры объекта в процессе облучения.

Для решения этой задачи в рамках диссертационной работы был проведен теоретически! расчет динамики изменения температуры кремниевых пластин в процессе воздействия на них интенсивных ионных пучков с учетом особенностей крепления образцов и сканирования ионного пучка в проводившихся экспериментах. С целью проверки теоретически рассчитанных значений была разработана методика бесконтактного измерения температуры образцов в условиях высокого вакуума. Для осуществления температурных измерений был сконструирован и установлен в рабочей камере ускорителя . охлаждаемый ИК-фотоприемник. Хорошее согласие экспериментальных и теоретических данных позволяет говорить о корректности проведенных расчетов.

Четвертая глава посвящена описанию экспериментальных результатов исследования структурно-фазовых превращений в приповерхностных слоях кремния при воздействии интенсивных ионных пучков.

При высокоинтенсивном ионном легировании (ВШ) кремния характер структурных изменений в имплантируемых слоях существенно отличается от процессов при традиционной имплантации. Условно процесс ВИЛ монет быть разделен на ряд последовательных, взаимосвязанных стадий : 1) накопление дефектов, 2) аморфизация, 3) твердофазная эпитаксия, 4) структурные перестройки в рекристал-лизозанных слоях. Начальная стадия ВЫЯ, характеризующаяся быстрым накоплением радиационных дефектов в имплантируемой области, оказывает существенное влияние на характер протекания всего процесса. Именно поэтому исследование кинетики накопления дефектов и влияния на нее различных факторов, таких, например, как скорость набора дозы (СЦЦ), является актуальным с точки зрения оптимизации регаагав ВИЛ кремния.

Попытки найти зависимость уровня формируемой дефектности от скорости набора дозы при имплантации различных ионов в кремний предпринимались неоднократно, однако в области доз, близких к порогу аморфизации, это удалось сделать лишь для случая имплантации в кремний собственных ионов. Зависимость имела вид

В нашей работе была предпринята попытка найти эту зависимость для случая имплантации в кремний более тяжелых ионов Р+,

Arr, SP, а азт. Э::спери;.:внтз.шю полученная зависимость имела един И ТО? ЖЗ БИЛ Náef~ Ji/3 для ионов Р+, Аг+ И E?i.

С воиоеьж математической модели, ссксвывакаейся на теории скоростей хпмлческ;« реакций, были проведены расчета дефектной нуклеашм б кремнии пси облучении' различными иенами, которые ноказалн, что экспериментально полученная более сильная зависимость ^.l''"'3 для указанных ионов ке может быть обусловлена влияние»! атомов примеси. В то же время с возрастанием массы йена (что'увеличивает вероятность появления индивидуальных каскадов с высокой плотностью рассеянной в упругих столкновениях энергии) к концентрации атомов принеси механизм нуклеации приближается к гетерогенному типу, подтверждением чего является полученная зависимость ф5,6. Экспериментально найденная на-'

< /о

ми зависимость Nn ~ J ' ° позволяет предположить, что в случае + • i

имплантации ионов Р , кг , Е?0 в кремний имеет место переход ст гомогенного ~ 1/б) к гетерогенному (Mn ~ .1 1/2) механизму дзфектссбразования.

При достижении критической концентрации дефектов в области максимума упруго выделекког энергии начинается амерфиззпня кристаллической матрицы Si. Дальнейшее облучение приводит к расширению аморфного слоя в направлении объема и поверхности. Прове-денкые в работе исследования показали, что при выссксиктенсив-ней имплантации ионов F и Аг+ с энергией 150 кзВ в теплоизолированные пластины (ICO)- и (lll)-Sl во Есем интервале доз облучения со стороны поверхности сохраняется кристаллическая прсс-лсЯка, а при традиционных режимах облучения с низкой плотностью тока смср<£ный слой выходит на поверхность. В случае более тяжелых ионов Ast Sb+ при той же энергии имплантации крнстзллпчес-кая прослойка вблизи поверхности ке сохранялась.

При уменьшении энергии ионов до 100. кэВ эффект сохранения кристаллического поверхностного слоя сказывается в существенной зависимости от плотности ионного тока. Так при легировании кре-:лг,!Я ионами ?' с j = 0.1-1 мкЛ/см" аморфный слой еыхсдпт на поверхность ПРИ <5 = 3* 1014 - ia15CM~~, а при .1 = L0-2C мкА/см~ у поверхности остается кристаллическая прослойка тельной 2С

1 с „о

нм, еплсть до Ф = 2.5 * 1С""см когда вследствие вс-зрсс^ей температуры начинается рекристаллизация аморфного слоя. При ¿ = 25 мкА/см** у поверхности остается уже отдельные кристаллические островки, э дальнейшее увеличение платности тс:-^ приводит к

сплошной акорфигации поверхности. В описанной ситуации имеют место два конкурирующих процесса. Возрастающая к этому времени до 200-200°С температура образца симулирует частичный откпг вводами; дефектов, что тормозит продвижение фронта аморфизащщ к поверхности при плотностях ионного тока 3 = 5-25 мкА/см2. Наряду с этим увеличение плотности тока приводит к росту мгновенной концентрации дефектов, следствием чего является преобладание скорости их генерации над скоростью динамического отжига при близких температурах процесса в случае 3 > 25 мкА/см**. В этих условиях аморфный слой успевает выйти на поверхность до начала своей последующей рекристаллизации.

Размеры образованного на начальном этапе ВИЛ аморфного слоя стабилизируются в интервале доз Ф = Ю^-Ю^см-2 в зависимости от типа иона и плотности тока "3" и в течение некоторого временя облучения остаются неизменными. В то же время, как показали проведенные эксперименты по рентгеновской дифракции и ЭПР, структура аморфного слоя претерпевает заметные изменения. Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что в случае невысоких плотностей ионного тока на начальном этапе амортизации приповерхностная область находится в термодинамически неравновесном состоянии, а дальнейшее облучение приводит к посте-., пенному снятию неравновесия при неизменных границах аморфного слоя. Увеличение же плотности ионного тока существенно повышает неравноЕесность системы в области границы раздела "аморфный слой - кристалл".

Таким образом, вторая стадия ВИЛ заканчивается стабилизацией размеров аморфного слоя при температуре мишени 200-300°С. При этом граница раздела "аморфный слой - кристалл" в случае высоких плотностей ионного тока находится в существенно неравновесном состоянии из-за значительных деформаций 'решетки в приграничных областях, на два порядка превышающих случай пучков малой интенсивности.

Приведенные результаты показывают, что процесс ВИД кремния независимо от плотности ионного тока сопровождается амортизацией приповерхностного слоя, причем порог аморфизаши снижается с ростом скорости набора дозы. Величина плотности тока ионного пучка определяет, будет ли аморфный слой захороненным, или он выйдет на поверхность. Дальнейшее облучение приводит либо к структурным перестройкам в аморфизированной области без измене-

ния ее границ, что имеет место в случае традиционней гелплзнта-ции, либо к частичной или полной се рекристаллизации, что гс.йет место при увеличении плотности ИОННОГО ТОКЗ. lÜiOHHO нз этой стадии и проявляется кардинальное отличие процесса ЕЙЛ от традиционного ионного легирования.

Проведенные с помощью метода 0PF в сочетании с ьффектсм ка-налярования исследования кинетики кристаллизации аморфных слоев в ( 1Q0>- и (lli)-Si при интенсивной имплантации йене в Е*, Р4", Ат+ и- BFg дали следующие результаты:

1. Рекристаллизация аморфных слоев , сформированных на начальном этапе ВИД кремния иопадо Р+, начинается в одном и том ке температурном интервале 4СО-420°С независимо от плотности ионного тока "J". В то г:е время, скорость христаллиззшпг существенно возрастает с увеличением ";)", причем одновременно с этим увеличивается ьклад в рекристаллизациснкыо процессы иенно-стимулированного механизма. Минимальная плотность тока, при которой наблюдалась хотя бы частичная рекристаллизация аморфной фазы, составляла 10 мкА/см2.

2. В случае невысоких плотностей ионного тока (J = 10-25 мкА/см^') фронт кристаллизации движется и со сторспы объема, и со стороны, поверхности. При 3 = 10 мкА/см2 полной рекристаллизации аморфного слоя не происходит (его остаточная толщина составляет 70 нм ). Б слу.зе больших "J" аморфный слой полностью 'рекристаллизуется, однако в месте встречи фронтов кристаллизации формируется дефектная область с повышенной концентрацией дислокаций, устранить которые мокно ли:ль при температурах отзки-га свыше 10G0°C.

3. При J = 50-100 мкА/сЫ френт кристаллизации движется только со стороны объема. Отличительными осеСе;шостямп рек;:мз с 3 = 100 мкА/см2 является и-пщиироЕанне динамического отгзхз втор!ГПшх дефектов, форм рукщихся после скончания процесса рекристаллизации, a также высокая степень совершенства структуры имплантировашшх слоев.

4. Существенное влияние на крсцесс Е1'Л кремния ионами BF? сказывает ориентация имплантируемых пласта!. Если в случае (ЮО)-ориентзции S1 рекристзллпзованный слой по данным CFF и электрошой микроскопии является консхрпстзллпчес.чпм, то в случае (lll)-Sl на поверхности преобладает псликрнстзллкческгя Фаза, причем при дальнейшем облучении размеры зерен увеличивают-

ся. Еще одной особенностью рассматриваемого процесса в случае (100)-ориентации 51 является отсутствие дефектного пика в рек-ристаллизованной области в районе проективного пробега ионов фтора ( ~ 70-80 нм ), что всегда наблюдалось в случае термической рекристаллизации.

Б. На начальной стадии ВИЛ кремния ионами В"1" в приповерхностной области формируются отдельные аморфные включения, отжигающиеся впоследствии при характерных для перечисленных выше ионов температурах динамической рекристаллизации. В более глубоких слоях при этом формируются вторичные дефекты, устраняющиеся линь при Т > 1100°С.

6. Из имеющихся в литературе данных по термическому отжигу кристаллов кремния, облученных ионами аргона, известно, что при температуре ниже 1270К процесс ориентированной кристаллизации практически полностью останавливается, если концентрация аргона на границе раз-дела фаз достигает величины ~1.5*10'ь^ат/см4'. В случае же интенсивной имплантации в кремний ионов Аг+ ориентированной кристаллизации подвергается имплантируемый слой, концентрация атомов Аг в котором в несколько раз превышает . величине) _о

ну 1.5*10"исм , а температура образца по окончании рекристаллизации на превышает 550-600°С.

Анализ проведенных экспериментов позволяет сделать вывод о том, что кристаллизация аморфных слоев 51 в процессе высокоинтенсивного легирования отличается от чисто термической двумя основными особенностями: 1) меньшей начальной температурой (4С0-420°С) и 2) большей скоростью протекания. Указанные отличия подчеркивают ионно-стимулированкыЯ характер процесса, усиливающийся с возрастанием плотности ионного тока.

Говоря о механизме ионно-стимулированной кристаллизации в процессах ВИЛ, необходимо учитывать ряд факторов. Во-первых., процесс этот, безусловно, термически активируемый, т.к. при Т < 4С0°С не проявляется. Во-вторых, возрастающая скорость генерации, наряду с повышенной температурой, приводит к увеличению концентращш подвижных точечных' дефектов вблизи межфазной границы. Диффузия этих дефектов к границе раздела стимулирует перестройку аморфной области. Наконец третьим фактором, который необходимо учитывать при анализе ИСК при ВИЛ кремния, является значительно возрастания деформация его решетки в области границы раздела фаз при увеличении плотности ионного тока. Измене-

- 1 с _

I и —

ние пара:,гетра решетки при этом имеет место на глубинах до нескольких микрон. В следствие большего объема аморфной фазы, ее область вблизи границы раздела с кристаллической матрицей испытывает сжатие. По приводимым в литературе теоретическим оценкам при величине деформации сжатия порядка 5%, высвобождаемой энергии поля напряжений достаточно для снижения энергии активации процесса кристаллизации на 0.5 эВ, что приводит к снижению температуры начала этого процесса на ЛТ = 0.2Тет, где ТКр- температура начала термической твердофазной эпитаксиальной рекристаллизации аморфных' слоев в 31. В наши экспериментах среднее по деформированному слою изменение параметра решетки составляло 2-3%, однако непосредственно в области границы раздела фаз следует ожидать больших значений.

После завершения рекристаллизационных процессов при плотностях тока 3 < 100 мкА/см" на глубине от йр до 2Й_ по данным ОРР наблюдается область с повышенной дефектностью. Для определения структуры этих дефектов были проведены электрсннсмгкрсскошкес-кие исследования, которые показали нахгше з этой области ГПУ включений кремния, существующих в Еида тошсих пластин. При последующем облучении пласт, ¡атые выделения гексагональной модификации кремния трансформируются в объемные включения. Интересно отметить, что структура дефектов, образующаяся при ВИЛ кремния на глубине, превшг"<дей средний проективный пробег ионев, не зависит от сорта внедряемых ионов.

Отдельно следует сказать о случае ВИЛ кремния конами с

о

плотностью ионного тока 3 = 10 мкА/см". Пси дозе облучения Ф = 5*1015см~2 и температуре образца 410°С начавшаяся ранее рекристаллизация аморфного слоя полностью тормозится. Происходит это при приближении фронтов кристаллизации к максимуму упругих потерь ионов. Известно, что избыточная концентрация дефектов в области границы раздела ^аз, превышающая некоторое критшесксе значение, тормозит процесс .кристаллизация. Логично предположить, что чем меньше температура образца, тем меньше критическая концентрация дефектов, тормозящая кристаллический реет на границе раздела, так как с уменьшением температуры возрастает вероятность объединения точечных дефектов з более сложные де-фектше комплексы, которые не могут участвовать в достройке атомных плоскостей на границе раздела. В описываемом случае (3= = 10 мкА/см2) при Ф = 5*1015см~2, по-видимому, и достигается та

критическая концентрация дефектов, которая при данной температуре процесса (410°С) тормозит кристаллизацию. Дальнейшее облучение в этом режиме приводит к изменению направления фазового перехода. Начиная с дозы Ф = 7.5*1015см-2 наблюдается послойный рост аморфной фазы на обеих границах раздела.

Увеличение плотности ионного тока приводит как к возрастанию локальной концентрации дефектов, так и к росту температуры образца. Одновременно с этим усиливается вклад в рекристаллизаци-онные процессы механических напрякзний, возникающих на границе раздела. Поэтому увеличение плотности ионного тока в целом приводит к усиливающемуся преобладанию факторов, стимулирующих

кристаллизацию, над факторами, тормозящими ее. При 3 > 10 р

мкА/см торможения кристаллизации не наблюдалось, что подтверждает приведенные рассуждения.

Еще одной отличительной особенностью процессов ВИЛ кремния является эффект низкотемпературного динамического отжига вторичных дефектов непосредственно в процессе легирования при плотностях тока 3 = 100 мкА/см2 и выше. В этом случае дефекты, устойчивые в интервале температур до 1100°С, отжигаются при температуре образца," не превышающей 880°С.

Эффект исчезновения макродефектов, термически устойчивых в рассматриваемом интервале температур, непосредственно в процессе ВИЛ кремния можно связать с особенностями взаимодействия налетающих ионов с атомами кристаллической решетки. Результаты машинного моделирования показывают, что именно вблизи поверхности кристалла налетающий ион с наибольшей вероятностью создает большие по размерам разупорядоченные области. Если объем кристалла, где развивается плотный каскад, содержит макродефект, то происходит либо полное, либо частичное его разупорядо-чение. Динамически разупорядочэнная область даже при умеренной температуре кристалла (300-400°С) может зэноео апитаксиально кристаллизоваться в матричную решетку без образования макродефектов.

В пятой главе представлены экспериментально полученные результаты, показывающие перспективность использования высокоинтенсивных ионных пучков в микроэлектронной кремниевой технологии. Основными направлениями исследований явились формирование нетрадиционных профилей внедряемой электрически активной примеси, ионно-лучевой отжиг имплантированных слоев, ьысокоинтенсив-

ный ионно-лучевой синтез диэлектрических и проводящих слоев в кремнии.

Очевидно, что процесс« активации внедряемой в режиме ВИЛ примеси должны находиться в тесной взаимосвязи со структурно-Фазовыми изменениями в имплантируемых слоях. Действительно, как показали результата проведенных исследований, резкое уменьшение слоевого сопротивления происходит в момент окончания рекристаллизации аморфного слоя. В случав двустороннее кристаллизации и при невысоких плотностях ионного тока ( J < 50 мкА/см2) имеет место стадия "обратного"' отжига. Данный эффект наблюдался и при других видах отката имплантированного кремния. В случае ВИЛ кремния обратный отжиг может быть связан с вытеснением атомов примеси в междоузлия в процессе структурных перестроек в рек-ристаллизованша слоях, приводящих к формированию протяженных дефектов. При высоких плотностях ионного тока данный эффект не наблюдался, что коррелирует с результатами структурных измерений. Высокоинтенсивная имплантация в температурном режиме, близком к температуре плавленая кристаллического S1 <3=200 мкА/см2, т=1300°С), позволяет добиться практически 100%-ой активации внедряемое примеси.

Как показали результаты C-V измерений в сочетании с послойным стравливанием, увеличение плотности тока ионов Р4" и Аз* при постоянной дезе .епхрования приводит к смешения профиш 'их распределения 8 глубь образца ( при £»100 кэВ глубина залегания примеси может достигать 1 мкм непосредственно после имплантации). В качестве возможных механизмов ускоренной диффузии может рассматриваться как действие механических напряжений (см. гл.4), так и образование подвижных комплексов "примесный атом - точечный, дефект". В случае интенсивного легирования кремния ионами BF| возникает обратная ситуация. Увеличение плотности йот то тока до 100 мкА/см2 приводит, с одной стороны, к смешению максимума концентрационного профиля бора с ростом времени облучения в направлении к поверхности с локализацией его при Ф = 8*1015 см"2 в области 50-60 км <Е=100 кэВ), а с другой стороны, к еие более заметному смепенив к поверхности профиля фтора с последующей его десорбцией с поверхности образца. При облучении кремния меньшими плотностями тока ионов BFo и при стационарном термическом отжиге имплантированных этими ионами слоев S1 подобных эффектов не наблюдалось.

Известно, что в случае кристаллического роста в кремний- на грани (111) присутствие даже"относительнб невысокой концентрации малорастворимых примесей, к которым относится и фтор, приводит к. двум эффектам. Во-первых, происходит замедление процесса кристаллизации, следствием чего можзт явиться сегрегация части примесей (и бора, и фтора) на-двикущ&йся граница' раздела аморфной и кристаллической фаз с последующим осаждением вблизи поверхности - кремния при - полном завершении рекристаллизации (snow-plow эффект). Во-вторых,•малорастворимые приме си, образуя преципитаты и скоплевдя, становятся центрами поликристаллического роста 9 аморфном слое. Электронномшсроскопические исследования образцов (111)-Si, имплантированных ионами ^Fg, подтвердили наличие поликристаллического - слоя вблизи поверхности v. В этом случае процесс.рекристаллизации может сопровождаться ускоренной диффузией•имплантированных примесей через поликристаллический слой, проходящей по границам зерен, с последушим встраиванием примесей вблизи поверхности образца. Такое поведение примеси возможно' -: при. дозах имплантации, .. превышающих

В случае термического ■ отжига образцов кремния, имплантированных малыми плотностями тока ионов BFg, заметного перераспре--деления атомов бора к поверхности, а также десорбции фтора из имплантированных слоев не происходит. В этом случае на глубинах l/2Rp и 2Rp ионов фтора формируются две области с повышенной концентрацией фтора, где аккумулируется большая часть дефектов. Наличие этих дефекта областей, по-видимому, и сдерживает, диффузию бора. Одним из возможных объяснений.локализации фтора в имплантируемом слое является декорирование фтором вакансий, генерированных им самим (х = i/2Rp) и ионами бора (х = 2Rp). Этот процесс может быть достаточно эффективным, так как каждая ва-. кансия может связаться с четырьмя атомами фтора. При интенсивном легировании из-за высокой дипамичндсти.дефектной структуры эффективность процессов захвата атомов фтора снижается.

Как показали проведенные в работе исследования, интенсивные ионные пучки (Е=100-200 кэВ, J=10-150 мкА/см2) с.успехом•могут применяться для отжига имплантированных слоев в кремнии. Для осуществления ионно-лучевого отжига (Ш10) высокоинтенсивному облучению.подвергалась обратная сторона теплоизолированной легированной пластины. Длительность облучения составляла от еди-

шщ до десятков секунд. Преимуществами предлагаемого способа отжига по сравнешш с другими видами постимплантационного отжига являются:

- возможность, путем соответствующего выбора типа иена, осуществления в одном процессе сразу нескольких технологических операций;

- возможность не только уменьшить длительность процесса, но и снизить его температуру без уменьшения процента активации внедренной примеси;

- отсутствие диффузионного размытия профиля внедренной примеси и чистота процесса.

Экспериментально полученные результаты показывают, что ИЛО позволяет эффективно восстанавливать имплантационные нарушения при более низких, по сравнению со стационарным термическим отжигом (СТО), температурах. В зависимости от типа внедренного иона, эта разница в температурах составляет от 100 до 200°С. Таким образом, есть основание предполагать существование атер-мического механизма отжига дефектов и активации имплантированной примеси при высокоинтенсизном облучении обратной стороны пластины.

В качестве возможного механизма рассматривается "эстафетный" механизм размножения точечных дефектов, диффундирухеих через толщу пластины на поверхность, противоположную облучаемой. По .нашему мнению эффективность этого процесса может возрастать в случае повышения температуры образца и увеличения механических напряжений в нем, что и имеет место при ИЛО.

Кроме этого, рентгеноструктурные измерения показали, что при ИЛО на противоположной по отношению к отжигающему пучку стороне пластины формируется повышенная, по сравнению со случаем СТО, концентрация вакансий, способных ускорить,процессы восстановления имплзнтзшганных нарушений и встраивания атомов примеси в узлы кристаллической решет: .1.

Проведенные в работе исследования показали, что увеличение интенсивности пучков в'процессах ионно-лучевого синтеза ШС), во-первых, существенно меняет картину физико-химических процессов в кристалле в процессе воздействия ионного пучка и, во-вторых, устраняет ряд недостатков, присущих традиционным режимам ИЛС проводящих и диэлектрических соединений в кремнии.

Среди силицидов металлов повышенный интерес с точки зрения

применения в технологии СБИС наблюдается к дисилициду кобальта. В настоящее время основной задачей является получение низкоом-ных, когерентно встроенных в подложку слоев дисилидида кобальта в кремнии с резкими границами раздела и минимальным количеством структурных дефектов, что пока трудно достижимо при традиционных режимах МО. Кроме этого, большой интерес вызывает принципиальная возможность осуществления ИЛС Со312 непосредственно в процессе облучения.

Измерения имплантированных ионами Со+ кремниевых образцов с помощью методов ВИМС, ОРР и двухкристальной рентгеновской дифракции показали, что увеличение шгатг^ти ионного тока до 20 ыкА/см2 приводит к следующим результатам: ,

- происходит сдвиг профиля распределения кобальта в глубь кристалла и одновременно с этим диффузия атомов кобальта с крыльев распределения к пику, что приводит к образованию профиля, близкого к П-образному, непосредственно в процессе имплантации. В результате даже при энергии ионов Е=80 кэВ удается получить скрытый слой дисилицида кобальта в кремнии. Наблюдаемый сдвиг профиля, по всей вероятности, можно связать с взаимодействием преципитатов кобальта с дефектами типа ЕОй (Епй-о1-Вал§е), находящимися з конце пробега иона на глубине-большей, чем обычный максимум концентрации дефектов. В случае (1115-51 эти дефекты расположены вдоль плоскостей 31(311), а их природа связывается с кремниевыми междоузлиями, вызывающими локальный переход кремниевой матрицы в гексагональную фазу. Преципитаты, находящиеся в области ЕОИ-дефектов имеют большие раз-кэры, большую стабильность и имеют большую скорость роста, чем находящиеся в области Яр, что и определяет сдвиг профиля в область больших глубин;

- наблюдается заметное улучшение кристаллической структуры, поверхностного слоя креглния непосредственно после имплантации;

- имплантируемый кобальт образует фазу Со312 в процессе интенсивной имплантации, встраиваясь в узлы кристаллической ре-иэтки кремния, не нарушая дальнего порядка, с образованием при Ф=2»101''см_2 сплошного скрытого слоя Со312.

Таким образом, при высокоинтенсивном ШС скрытый слой дисилицида кобальта в кремнии может быть сформирован даже при Е=80 кэВ 2 дозе, не превышающей 2*1017см~? непосредственно в процесса имплантации.

Проведенные в последние года исследования в области формирования скрытых диэлектрических слоев в кремнии показали, что сгатез слоев нитрида кремния имеет ряд Преимуществ по сравнении с синтезом слоев 3102, но и он не лишен определенных недостатков. К ним относятся образование трудноустранимых газовых пузырей даже при незначительном превышении предела стехиометрии, необходимость в длительном . высокотемпературном . отжиге и рост поликристаллической фазы в процессе отжига, что увеличи-

вает токи утечки.

Представленные в данной главе результаты показывают, что высокоинтенсивное легирование ионами с плотностью тока 3=100 мкА/см~ позволяет устранить ряд недостатков традиционных способов ионко-лучевого синтеза Б!,,!^ в ксемнии. Оже-спектры

о -г

_ ;9 ойразцов показывают, что уже при

формируется сплошной, практически оянородзай по составу слой нитрида кремния. Форма сигнала от азота показывает, что атомы находятся в связанном состоянии в состаЕе соединения Б!,,!^.

Совместный анализ результатов ОРР, Оже-электронной и ИК-спектроскопии позволяет сделать вывод о тем, что высоксинтен-сивноэ легирование приводит к синтезу скрытого слоя 313Ы4 с образованием полки в вершине профиля на уровне стехиометрической концентрации. Это является принципиальным отличием высскоинтен-'сивного ионного синтеза от традиционного с использованием малых плотностей тока ионов когда сверхстехиометрический азот выделяется в виде слоя газовых пузырей. При интенсивном облучении значительный разогрев и высокая скорость генерации неравновесных носителей создают благоприятные условия для диффузии избыточного азота на края своего распределения. Важно отметить, что сама по себе высокая■температура (800°С) не является определяющим фактором образования с^иородного по составу слоя нитрида, т.к. имплантация с невысокой плотностью тока в подложку, предварительно нагретую до этой ко температуры, не приводит к аналогичному результату.

Другой отл5гштельпой особенностью высоксинтенсивнсго иеннего синтеза является формирование непосредственно в процессе облучения е-медифпкащгл Б!-,!!, в отличие от обычных режимов легирования, приводящих (посла дополнительного высокотемпературного отжига) к образованию а-модкфпкацкл нитрида кремния. Связано

в определенном интервале глубин

это по-видимому с тем, что при большой плотности тока диффузионный поток азота на межфазную границу столь значителен, что матрица ■ перестает оказывать ориентирующее влияние и растет энергетически более выгодная 0-модификация.

Таким образом, проведенные исследования показали, что с помощью высокоинтенсиЕной имплантации ионов азота в кремниевой матрице могут быть сформированы скрытые кристаллические слои нитрида кремния р-модификации без дополнительного подогрева образцов и их последующего отжига.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Г

1. Внесенные в отдельные узлы ускорителя SCI-218 со средними токами ионных пучков конструктивные изменения и доработки сделали возможным его использование для осуществления процессов высокоинтенсивного ионного облучения пластин большого диаметра (до 100 мм).

2. Разработана методика и проведены измерения ■ температуры кремниевых образцов в процессе высокоинтенсивного ионного облучения с использованием ИК-фотоприемника.

3. Установлено, что рекристаллизация аморфных слоев, сформированных на начальной стадии высокогатенсивного ионного легирования кремния, носит радиационно-стимулкрованный характер, являясь, в то же время, термически активируемым процессом. Температура начала рекристаллизации в процессе интенсивного легирования составляет ~ 410°С и не зависит от типа иона и плотности ионного тока.

4. Определена нижняя граница самоотжиговых режимов имплантации кремния: при энергии ионов ЕМОО кэВ средняя плотность ионного тока в растре JCp- 10 мгсА/см2, температура мишени при этом " 410°С. При данном режиме легирования начавшаяся после достижения этой температуры рекристаллизация аморфного слоя тормозится при дозе Ф=5*10^см~'1, а дальнейшее облучение приводит к изменению направления фазового перехода. Полная рекристаллиза-

О

ция аморфного слоя имеет место пои JCp>10 мкА/см".

5. Обнаружено, что при интенсивном ионном облучении кремния на границе раздела аморфной и кристаллической фаз возникают значительные механические напряжения (на 2 порядка большие, чем

в случае неинтенсяЕного облучения). Высвобождаемая при снятии этих напряжений энергия оказывает существенное влияние на ускорение рекристаллизационных процессов.

6. В случае высоких плотностей ионного тока (3=100 мкА/см2 и выше) имеет место низкотемпературный (Т ~ 800°С) динамический отжиг протяженных дефектов в рекристаллизованной области, что связывается с взаимодействием плотных каскадов, образующихся при продолжающемся облучении с оставшимися после завершения рекристаллизации макродефектами.

7. Показано, что высокоинтенсивное облучение кремния приводит к заметному перераспределению внедряемой примеси, причем направление этого перераспределения зависит от типа иона. В случае ионов Р+ наблюдается заметное уширение профиля в глубь кристалла, что можно связать с образованием подвижных комплексов "примесный атом-точечный дефект". Высокоинтенсивное облучение ионами В?2 сопровождается смещением обоих профилей (и бора, и фтора) в направлении к поверхности. Данный факт может обуславливаться ускоренной диффузией по границам зерен полифазы, формирующейся вблизи поверхности, и "эпоут-рЮтс" эффектом.

8. Установлено, что при "оздействии интенсивных ионных пучков на обратную сторону ионно-легированной пластины происходит эффективное устранение имплантационных дефектов. Данный способ ионно-лучевого отжига позволяет повысить процент активации внедренной примеси (по сравнению со стационарным термическим отжигом), снизить термическую нагрузку на формируемое приборные структуры, устранить диффузионное размытие примесного профиля, а также совместить в одном процессе несколько технологических операций. Большая, по сравнению с термической, скорость кристаллизации аморфных слоев позволяет говорить о существовании радиашонно-стимулкрованного механизма кснно-лучевого отжига.

9. Выявлено, что повышение плотности тока ионов Со+ до 20 мкА/сиг при ионно-лучезом синтезе скрытых слоев дисилицида кобальта приводит к возникновению связей Со-51 непосредственно в процессе облучения с одновременным улучшением качества поверхностного кремния. В этом случае сплошной скрытый слой Со312 в кремнии может быть получен без дополнительного отжига.

10. Показано, что при высокоинтенсивном ионно-лучевом синтезе скрытых слоев Б^К^ в 81 процесс накопления внедряемого азота качественно отличается от случая традиционных режимов импланта-

шш. Сверхстехиоыетрический азот при интенсивном облучении эффективно диффундирует к краям своего распределения, что приводит к образованию."палки" в области максимума его концентрационного профиля непосредственно в процессе внедрения. При неинтенсивном облучении локальное превышение предела стехиометрии приводит к формировании в этой области слоя газовых пузырей, трудноустранимых даже при высокотемпературном отжиге. Второй особенностью высокоинтенсивного синтеза Si3N4 в Si является формирование непосредственно в процессе облучения его ß-модифи-кации. Данный эффект может быть связан с ослаблением ориентиру-вдего влияния матрицы при высокой скорости роста зародышей новой фазы. ,

I

Основные результата опубликованы в следующих работах:

1. Маковийчук М.И., Острова С.О., Стоянова И.Г., Троицкий B.D. "Шумовая диагностика ионно-легированного кремния". // В сб.:

Тезисы докладов семинара "Электрофлуктуационная диагностика материалов и изделий микроэлектроники". Казань.1983.с.55-57.

2. Карягин С.Н., Кашкаров O.K., Маковийчук М.И., Стоянова И.Г., Троицкий В.Ю. "О корреляции 1/1-шума и спиновых центров в ионно-имплантированных слоях кремния". // В сб.: Тезисы докладов IV Всесоюзной конференции "Флуктуационные явления в физических системах". Пущино. 1985, с.82-83.

3. Троицкий B.D., Макуха D.B., Стоянова И.Г., Шестаков A.B., Гурова Г.А., Никифорова В.П. "Кинетика восстановления структуры и активации внедренной примеси в ионно-имплантиро-вапнных слоях кремния при воздействии интенсивных ионных пучков". // В сб.: Тезисы докладов XVIII Всесоюзного Совещания по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами. Москва, МГУ, 1988, с.114; // Материалы XVIII Всесоюзного Совещания по физике взаимодействия заряженных частиц с кристаллами. Избранные доклады. Москва, Издательство МГУ, 1989, С.137-139.

• 4. Филатов A.B., Стоянова И.Г., Троицкий B.D. "Электрические флуктуации в кремнии с активационным характером проводимости". // В сб.: Материалы V Всесоюзной конференции "Флуктуа-

цяонше явления в фазпчёскях системах". Налаягг, 1983. Издательство Вильнюсского Гос. .Унив-тз, с.106-10Э.

5. Троящий 3-D., Стоянова М.Г., Макуха Ю.З., Петров С.А. "Структурно-фазовые перестройки в ямшшткруегт слоях Si при воздействии интенсивных пучков фосфора".// В сб.: Тезисы докладсз Всзсозэзпоа конференции "Ионко-лучезая шдафакацня материалов''. Каунас, 198Э г., C.4S.

6. Троицкий ВЛ5-, Нестеров М.Б., Стоянова И.Г. "Особенности процессов ехсокоштзеспееого ионного легирования зрекнся". // В сб.: Тэзисн докладов VII Моздународной конференции по юткроэлоктрскаке "Шкроэлектрокика-ЭО". Минск. 1890г., т.2, C.1S2. •

7. Стоянова К,Г., Троицкий В.5)., Макуха Ю.В., Гурозэ Г.А., Шестаков А.В., Галетика А.В. "Ионно-лучевой отгиг тякантк-рованннх слоев кремния". // Электронная техншса. Сер.7 ( ТОПО ), е!п1.5 (1G2), 1990 г., с.27-29.

8. S.A.Petrcr, P.P.KomaroY, А.Р.КоШсо?, V.Yu.Trcitз!с7. яСГ7а-tallographlc nature of the hexagonal silicon forned by the high-Intercity Ion lraplantatlon". // Physical Research, vol.13, 1990, pp.172-173.

S. Троицкий B.D., Новиков А.П., Стоянова И.Г., Маковайчук М.Й.-"Влияние скорости кабс _.а дозы на канатику накопления дэфэк-тов в кремпик".// В сб.: Тезисы докладов III Всэсоюзеой конференции "ИсЕНО-дучевая модификация полупроводников п других «атэраалов шкроэлектроигаси". Новосибирск. 1991 г.,с.72. // Труда т РАН "Современные проблем - кгкрозлектроннки". Ярославль. 1231 г., сс.142-150.

10. Троицк:!.* В,Ю., Новиков ¿.П., Стоянова И.Г., ЫакоБпйтук И.а. "Зависимость давня дофокгоостз и. изхгнкзмоз дзфзктнаЗ нукяеаши в 31 от шюггести пототха еоноз" // "ВОТ", Серия И, вет.КШЬЗШЭ), 199S, с.27-42.