Процессы роста на чистой и модифицированной бором поверхности кремния тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Введение

1 Кристаллизация аморфного) кремния на 81(111) п

11 Введение

12 Влияние температуры отжига на процесс кристаллизации 31 12.1 Изотермический отжиг, Тотж = 600°С

1.2.2 Изотермический отжиг Тотж = 700-800°С

1.2.3 Изотермический отжиг Т = 900-1000°С

13 Двухступенчатый отжиг

1.4 Особенности кристаллизации тонких аморфных пленок

1.5 Влияние температуры осаждения на структуру напыленных пленок

1.5.1 "Переходный" слой

1.5.2 Структура разупорядоченного слоя

1.6 Влияние температуры осаждения на стуктуру аморфного кремния

1.7 Влияние структуры аморфного кремния на процесс кристаллизации

1.8 Выводы

2 Твердофазная эпитаксия кремния

2.1 Введение

2.2 Влияние ориентации подложки на процесс ТФЭ

2.2.1 Ориентационная зависимость скорости эпитаксиальной кристаллизации

2.2.2 Влияние ориентации подложки на качество эпитаксиальных слоев

2.3 Кинетика ТФЭ слоев кремния, легированных сурьмой

2.4 Выращивание сильно легированных слоев кремния методом ТФЭ

2.4.1 Эффективность легирования при применении метода ТФЭ

2.4.2 Получение сверхвысоких уровней легирования

2.5 Выводы

3 Взаимодействие В2О3 с поверхностью Si(Ш)

3.1 Введение

3.2 Изменение структуры поверхности 81(111) от времени осаждения В2О

3.3 Температурная зависимость адсорбции бора на поверхности 81(111)-7х

3.4 Влияние потока В2О3 на процесс адсорбции бора

3.5 Релаксация поверхности Si(l 11) при прерывании потока В2О

3.6 Соосаждение В2О3 и

3.7 Выводы

4 Особенности формирования поверхностной фазы \3xV3-B на 81(111)

4.1 Введение

4.2 Формирование 81(111)-л/Зхл/3-В на поверхности сильно легированного бором кремния

4.2.1 Изотермический высокотемпературный отжиг

4.2.2 Сегрегация бора на поверхности кремния ИЗ

4.2.2.1 Изотермический отжиг

4.2.2.2 Изохронный отжиг

4.3 Формирование 81(11 l)V3xV3-B на поверхности кремния при разложении В2О

4.3.1 Экспериментальные кривые качания интенсивности зеркального рефлекса картины ДБЭ

4.3.2 Сравнение расчетных кривых качания с экспериментальными кривыми качания

4.3 Влияние осаждения В2О3 на морфологию поверхности 81(111)

4.4 Выводы

5 Эпитаксия кремния на поверхности 81(111)-\3х\3-В

5.1 Введение

5.2 Эпитаксиальный рост 81 на 81(111)УЭхл/3-В в режиме МЛЭ \

5.2.1 Сегрегация бора в процессе осаждения 81 на 81(111)л/Эхл/3-В

5.2.2 Влияние начального покрытия бора на механизм роста

5.2.3 Влияние начального покрытия бора на качество эпитаксиальных слоев

5.3 Эпитаксиальный рост 81 на 81(11 1^3Х'М3-В в режиме ТФЭ :

5.4 Выводы

6 Нитридизация модифицированной бором поверхности кремния

6.1 Введение

6.2 Одновременная адсорбция кислорода и азота из атмосферы воздуха

6.2.1 Зависимость состава и структуры поверхности от режима экспозиции

6.2.2 Зависимость состава поверхности от степени модификации

6.2.3 Зависимость состава поверхности от температуры отжига

6.3 Термическая стабильность островков нитрида бора

6.4 Циклическая нитридизация модифицированной бором поверхности кремния

6.4.1 ОЭС наблюдения

6.4.2 СХПЭЭ наблюдения

6.4.3 ДБЭ наблюдения

6.5 Выводы 194 Выводы 196 Примечание 201 Список литературы

Список сокращений и обозначений в покрытие поверхности адсорбатом

ЙА толщина пленки элемента А

Ер энергия первичного пучка электронов е заряд электрона к постоянная Больцмана масса электрона

Т температура время

АЧП атомарно-чистая поверхность

ВИМС масс-спектрскопия вторичных ионов

ДБЭ дифракция быстрых электронов

ДМЭ дифракция медленных электронов

ИК инфракрасный

МЛЭ молекулярно-лучевая эпитаксия

МС монослой

ПФ поверхностная фаза

ПЭМ просвечивающая электронная микроскопия

СВВ сверхвысокий вакуум

СТМ сканирующая туннельная микроскопия

СХПЭЭ спектроскопия характеристических потерь энергии электронами

ТФЭ твердофазная эпитаксия

УФ ультрафиолетовый

ХПЭЭ характеристические потери энергии электронами

ЭОС электронная оже-спектроскопия

Актуальность темы

Переход на субмикронный уровень активных и пассивных элементов интегральных схем резко повысил требования к однородности свойств и качеству отдельных слоев и значительно активизировал исследования, направленные как на разработку эффективных методов выращивания эпитаксиальных слоев субмикронной толщины в широком диапазоне уровней легирования и минимальным межслойным размытием примесных профилей, так и на синтез новых полупроводниковых материалов с заданными свойствами. Успехи в этом направлении, обусловленные, в основном, интенсивным развитием технологии молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) и средств неразрушающего контроля процессов роста тонких пленок, привели в настоящее время к возникновению новой ветви полупроводниковой электроники - наноэлектроники, объектами которой являются сложные многослойные эпитаксиальные композиции и наноструктуры с заданным профилем потенциала. Успешное развитие этих работ в последнее десятилетие происходило преимущественно в направлении МЛЭ соединений а3в5, таких как ОаАз, АЮаАз, ТпОаАз и т. п.

С другой стороны, несмотря на то, что кремний является основным материалом полупроводниковой электроники, к началу диссертационной работы не получило должного внимания исследования элементарных процессов роста и легирования на поверхности кремния в условиях сверхвысокого вакуума. В связи с чем, серьезные достижения в нанотехнологии с использованием кремния наблюдаются лишь в последние годы, а к моменту начала работ в рамках данной диссертации практически отсутствовали.

Начало работ в данном направлении, в нашем Институте, связано с именем одного из основоположников микроэлектроники в Советском Союзе д. т. н. Ф. Г. Староса, который четко сформулировал задачу и наметил подходы к ее реализации. В нашей стране и за рубежом лишь немногочисленные группы в крупных исследовательских центрах проводили более или менее интенсивные исследования. В последние пять лет отчетливо проявляется тенденция сокращения фронта работ в области МЛЭ соединений а3в5 и интенсивное расширение исследований в направлении МЛЭ кремния, германия и их растворов. Такие известные центры, как IBM, NEG и Daimler-Benz вообще сворачивают исследования в направлении МЛЭ соединений а3в5 в пользу развития работ по эпитаксии кремния и германия.

Указанные обстоятельства подтверждают актуальность задач, рассмотрен-ных и решаемых в настоящей диссертации. Основное внимание в данной работе уделялось рассмотрению следующих, нерешенных к моменту ее начала, задач. Цель работы

Цель работы состояла в установлении основных закономерностей структурных и фазовых превращений в тонких пленках кремния на кремнии и системе бор-кремний в зависимости от условий их формирования в сверхвысоком вакууме.

Для достижения поставленной цели было необходимо решить следующие задачи:

1. Исследование возможности получения тонких монокристаллических слоев кремния на кремниевой подложке путем осаждения и последующего отжига аморфного кремния в сверхвысоком вакууме и определение количественных связей между параметрами условий отжига и свойствами синтезируемых слоев в зависимости от температуры отжига, состояния подложки, содержания электрически активной примеси и структуры аморфного кремния;

2. Исследование структуро-фазовых превращений на поверхности кремния обусловленных накоплением бора при высокотемпературном отжиге сильно легированного бором кремния и при ее облучении потоком оксида бора;

3. Исследование эпитаксиального роста кремния на модифицированной бором поверхности кремния в зависимости от температуры роста, степени модификации и режима роста;

4. Исследование химической активности модифицированной атомами бора поверхности кремния по отношению к кислороду и азоту и структуро-фазовых превращений в зависимости состояния газов, температуры последующего отжига.

Аппаратура и методы исследования

Как наиболее подходящие для решения поставленных задач в настоящей работе бьши использованы следующие методы исследования поверхности и тонких пленок: дифракция медленных электронов (ДМЭ), электронная оже-спектроскопия (ЭОС), спектроскопия характеристических потерь энергии электронами (СХПЭЭ), дифракция быстрых электронов на отражение (ДБЭ). Эти методы зарекомендовали себя как очень эффективные и взаимно дополняющие методы исследования in situ поверхности твердых тел. ЭОС и СХПЭЭ дают информацию о химическом составе и электронной структуре поверхности. ДМЭ и ДБЭ служат для определения таких структурных параметров поверхности как ее период трансляции и симметрию.

В ЭОС, атомы поверхностного слоя приводят в возбужденное состояние путем взаимодействия их с первичным пучком. Атом, имеющий вакансию на внутреннем уровне, может перейти в невозбужденное состояние безрадиационным путем, с испусканием электрона. Конечное состояние при оже-процессе - атом с двумя вакансиями. Метод ЭОС основан на изучении распределения ожэ-электронов по энергиям. Поскольку большая часть электронных уровней носит дискретный характер, метод дает информацию об энергетическом расположении уровней, а следовательно о химическом составе вещества. Информационная глубина определяется длиной затухания вышедших оже-электронов, которая составляет порядка нескольких атомных слоев для оже-переходов с энергиями ниже 2 КэВ. Поэтому оже-электронная спектроскопия является чувствительной к загрязнениям поверхности и адсорбции из газовой фазы. В соединениях, химическая связь между атомами вызывает небольшие сдвиги в энергии их основных внутренних уровней. Эти сдвиги, именуемые "химическими сдвигами" АЕ, дают начало к сдвигу оже-линий. Также наблюдаются дополнительные оже-линии, которые не присутствуют в спектрах составляющих компонент. Оба эффекта могут быть использованы для идентификации химической связи между элементами. Интенсивность отдельной оже-линии пропорциональна числу центров эмиссии в анализируемом обьеме, и в случае однородного распределения она пропорциональна атомной плотности. Таким образом, измерение величины тока испускаемых оже-электронов позволяет, в принципе, производить не только качественные, но и количественные исследования, что делает метод ЭОС пригодным для анализа элементного состава. Эти свойства, а также быстрота получения информации, высокая чувствительность (10'"Л монослоя), возможность получения сведений обо всех элементах на поверхности при 7>2, о состоянии и количестве этих элементов делают метод ЭОС весьма эффективным средством исследования адсорбционных процессов [13],

Метод СХПЭЭ на отражение основан на регистрации энергетических потерь, которые испытывает электрон, отражаясь от поверхности кристалла. Потери называются характеристическими, так как энергия потери в первом приближении не зависит от энергии первичного пучка, а ее величина характерна для данного вещества [7,20,31].

Неупругое рассеяние может носить одночастичный характер, когда первичный электрон в результате индивидуального взаимодействия с электроном вещества, испытывает характеристическую потерю. В результате такого взаимодействия электрон вещества переходит на верхний энергетический уровень. Энергетическая потеря такого характера связана с межзонным (или внутризонным) переходом обьемного происхождения, или с участием поверхностных электронных состояний. Кроме того, возможен расход дискретных порций энергии на ионизацию атомов. Потери энергии первичными электронами определяются действием правила отбора для импульсов. Первичный электрон может передать при индивидуальных взаимодействиях лишь такие порции энергии электронами решетки, которые соответствуют распространению этих электронов в определенных направлениях, задаваемых решеткой.

Другим каналом неупругого рассеяния может быть коллективное рассеяние на возбуждение объемных и поверхностных плазменных колебаний. Под действием первичных электронов вся электронная система смещается по отношению к электронному остову. Из решения уравнения движения единицы объема электронного газа в [22] была определена частота продольных объемных плазменных колебаний в виде сору -(47гМеА/тУАА, где М-концентрация валентных электронов, е и т - заряд и масса электрона, соответственно. Поверхностные плазменные колебания являются поперечными, их частота для ряда металлов и полупроводников связана с частотой объемных плазменных колебаний формулой Риттчи: сорз = аУру/А2. Обычно в методе СХПЭЭ удается довольно однозначно выяснить природу потерь (объемного или поверхностного происхождения), а также отделить одночастичные потери от коллективных. СХПЭЭ при энергиях первичного пучка Е? = 100-200 эВ очень чувствителен к состоянию поверхности. Метод, в целом, позволяет следить за изменениями в электрон-ной подсистеме поверхностного слоя и в ряде случаев установить фазовый (элементный) состав решетки, количественные соотношения между фазами, сплошность адсорбционных слоев.

Методы дифракции электронов (ДБЭ и ДМЭ) используются для характеризации кристаллической структуры поверхностей из-за сильного рассеяния электронов на атомном уровне в кристалле, что обеспечивает чрезвычайно высокую чувствительность к поверхности. В принципе, ДБЭ и ДМЭ дают ту же самую информацию обо всех пе-риодичностях в пространстве и времени на статической и растущей поверхности: постоянные решетки, реконструкции поверхности, положение атомов внутри элементарной ячейки путем анализа кривых качания и 1/У кривых, соответственно, типе роста и скорости роста из осцилляции интенсивности, а также о дефектах структуры поверхности.

Из-за инструментальных ограничений, интерференция рассеянных волн подавлена для атомов, отделенных больше чем на некоторое расстояние, называемого шириной передачи [112] Так, даже для совершенно упорядоченной плоской поверхности, пятна, наблюдаемые на экране ДМЭ или ДБЭ, будут иметь конечную ширину. Это инструментальное ограничение описывается функцией передачи 1(х), которая обычно, для простоты, представляется функцией Гаусса шириной ГЛ

Диаметр электронного пучка намного больше, чем так что наблюдаемая картина дифракции - сумма дифракционных интенсивностей от многих картин дифракции, каждая из которых произведена маленькой частью облученной поверхности.

Инструментальное уширение является результатом изменения параллельного момента импульса 6к\\ из-за распределения энергии луча и его углового распределения. Это может быть связано с шириной передачи соотношением 1К, = 2п/ёкАА. Зависимость ширины передачи от углового уширения, 6в, для рассеивающегося угла Ли от распределения энергии, 5Е, дается уравнениями 1^(59) = 2п/(дКсо8в) и 1Л{5Е) = 2ж/(ёКфЕ), соответственно. Считая, что типичными величинами для ДМЭ являются 1л{5в) = 10 им и 1Л(5Е) = 100 нм, и, следовательно, угловое уширение определяет разрешение ДМЭ системы. Электроны с высокими энергиями могут быть сфокусированы намного лучше, так что дв будет меньше для ДБЭ, чем для ДМЭ системы. Это дает, соответственно, большую ширину передачи, обычно 15 им [111].

Ослабление луча, проходяшего через твердое тело, описывается длиной свободного пробега /, зависимость которой от энергии падающего пучка (при Ео>100 эВ) может быть представлена в виде 1(Е) = Ео/[15.541п(0.0547Ео)] [241]. Для ДМЭ, при 100 eV, это дает / = 0.3 8нми/ = 21.5нм для 24 keV ДБЭ. Однако типичный угол падения электронного пучка для ДБЭ равен 1°. Это приводит к тому, что средняя длина свободного пробега для нормали к поверхности будет составлять тоже -0.38 нм. Так что глубина исследования подобна для этих двух методов, но, поскольку общая анализируемая длина намного большее для ДБЭ, то многократное упругое рассеяние имеет больший эффект на картину дифракции.

Хотя ширина передачи и глубина исследования подобны для ДБЭ и ДМЭ, главные различия являются результатом различия в электронной длине волны Для ДМЭ, ЯЫ подобна межатомным расстояниям (0.122 нм при 100 eV), по сравнению с намного меньшими величинами для ДБЭ (0.01 нм для 15 keV). Поскольку ширина дифрагированного луча от IT рассеивателей определяется как - Xe\INa, то от поверхности состоящей из маленьких кристаллических областей, окруженных большими беспорядочными областями, пятна на картине LEED станут широкими, слабыми и трудно различимыми. Для той же самой ширины пятна на картине ДБЭ, требуется примерно только десятая часть этого числа рассеивающих центров, так что могут быть замечены меньшие кристаллиты.

Картина ДБЭ для совершенной поверхности, как ожидалось бы, будет состоять из пятен, находящихся на дуге (Laue-зона), являясь результатом пересечения стержней обратной решетки со сферой Эвальда. Эти пятна имеют тенденцию вытягиваться до некоторой степени из-за уширения стержней вследствие большого числа факторов: энергетическое и угловое уширение падающего электронного пучка, поверхностных дефектов, неупругого рассеивания фотонов и преломления на поверхности [169]. Эти последние два фактора вносят намного больший вклад в уширение для ДБЭ, чем для ДМЭ. Картины ДБЭ могут также показывать штрихи или дифракционную картину подобную картине в просвечивающей электронной микроскопии от плоской поверхности, если в этой плоскости длина упорядочения является меньше чем длина свободного пробега электрона [149].

Поверхностная симметрия немедленно проявляется на картине ДМЭ, поскольку это прямо соответствует сфере Эвальда для падающей энергии. Так как картина ДБЭ является проекцией обратной решетки, образец должен вращаться относительно его нормали к поверхности, и изучаемая картина должна быть получена, по крайней мере, при двух углах, если требуется установить симметрию поверхности. Изменение интенсивности вдоль полоски ДБЭ содержит информацию такую же, как я I-V спектр в ДМЭ, но выделение этой информации затруднено и требует моделирования многократного рассеяния. Обычный путь этого измерения состоит в качании угла падения падающего пучка и измерении изменения интенсивности зеркального пучка.

Существенным преимуществом ДБЭ по отношению к ДМЭ является то, что этот метод не требует много пространства вокруг образца и нормального падения пучка, и дает возможность для других действий с образцом, например, напыление. Поэтому ДБЭ стал стандартным методом в молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) для in situ характе-ризации, особенно в процессе эпитаксиального роста. Скользящее падение электронного пучка делает метод ДБЭ высоко чувствительным к поверхностной морфологии, многим шероховатостям, дающим начало картине с резкими пятнами, соответствующих дифракции электронов на просвет.

В отдельных случаях, для определения характера дефектности эпитаксиальных пленок, применялась прсвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ).

Исследования проводились в условиях сверхвысокого вакуума на однокамерной установке DEL-300 фирмы "Riber" (базовое и рабочее давление 2Т0. и 2-А8Т0. мм рт. ст., соответственно) оснащенной четырехсеточной электронно-оптической системой для дифракции медленных электронов (ДМЭ); двухкамерной установке LAS-600 фирмы "Riber" (базовое и рабочее давление 2-10'А'А и 2-А4Т0''А мм рт. ст. в исследовательской камере, соответственно), оснащенной четырехсеточной электронно-оптической системой для ДМЭ, цилиндрическим анализатором энергии электронов для получения оже-спектров и спектров характеристических потерь энергии электронами, и системой для ионного травления поверхности образцов; двухкамерной установке "Катунь" (базовое и рабочее давление 5Т0"" и зто'а мм рт. ст. в исследовательской камере, соответственно), оснащенной системой для дифракции быстрых электронов (ДБЭ), электронно-лучевым испарителем кремния и двумя эффузионными ячейками для термического испарения легирующих примесей.

Электрофизические измерения (проводимость, эффект Холла) эпитаксиальных пленок кремния были выполнены В. Г. Шенгуровым и Р. А. Рубцовой в НИФТИ при Нижегородском государственном университете. Краткое содержание работы

Первая глава - "Кристаллизация аморфных пленок кремния на 81(111)".

В первой части главы, представлены результаты экспериментального исследования изотермического отжига в диапазоне температур 600-Л1000°С аморфных пленок кремния толщиной 5-120 нм напыленных при Р = (2ч-4)Т0'"' мм рт. ст. на атомарно чистую поверхность 81(111). Целью экспериментов было выяснение закономерностей кристаллизации аморфного кремния на монокристаллической подложке в условиях сверхвысокого вакуума в зависимости от толщины аморфного слоя и температуры отжига.

Показано, что при температурах отжига вблизи 600°С превращение аморфного кремния в кристаллический протекает посредством процесса эпитаксиальной кристаллизации. Процесс эпитаксиальной кристаллизации начинается на границе раздела "кристалл/аморфная пленка" и происходит путем движения этой границы к поверхности аморфного слоя. Скорость перемещения границы раздела не зависит от толщины аморфной пленки и определяется только температурой отжига. Температурная зависимость скорости эпитаксиальной кристаллизации хорошо описывается соотношением Укр = 3.0-10' ехр[-(3.0лл0.2эВ)/кТ] нм/мин. При 600°С скорость эпитаксиальной кристаллизации равна 13 нм'/мин.

При температурах отжига 7004-800°С кристаллизация аморфного кремния на монокристаллической подложке происходит не только за счет эпитаксиального упорядочения атомов аморфной фазы вблизи границы раздела "аморфная пленка/монокристалл", но и посредством зарождения и последующего роста ориентированных случайным образом кристаллитов в объеме (или на поверхности) аморфного слоя. Доля поликристаллических включений возрастает с увеличением толщины отжигаемой аморфной пленки и при толщинах > 80 нм, образующаяся в ходе отжига поликристаллическая фаза полностью блокирует движение фронта эпитаксиальной кристаллизации. В диапазоне температур отжига 700-А800°С поликристаллическая фаза является термически стабильной.

При температурах отжига выше 900°С, превраш;ение аморфного кремния в монокристаллический протекает в две стадии. В начальный момент отжига, практически за время установления стационарной температуры отжига, происходит переход аморфного кремния в кристаллический посредством процессов эпитаксиальной и неориентированной кристаллизации. Затем осуществляется эпитаксиальная рекристаллизация поликристаллической фазы. Эпитаксиальная рекристаллизация поликристаллической фазы начинается от границы раздела "монокристалл/поликристалл" и осуществляется путем ее движения с постоянной скоростью к поверхности поликристаллического слоя. Например, при температуре отжига 1000°С скорость эпитаксиальной рекристаллизации составляет всего 1.8 нм/мин. Скорости эпитаксиальной рекристаллизации в зависимости от температуры отжига хорошо описывается соотношением Урекр = 1.3-10"Аехр[-(4.5±0.1эВ)/кТ] нм/мин.

Изучена зависимость структурного совершенства эпитаксиальных слоев, получаемых методом эпитаксиальной кристаллизации, от толщины аморфного слоя, напыленного на 81(111). Показано, что структурное совершенство ухудшается с увеличением толщины кристаллизуемого слоя. По данным электронно-микроскопических исследований остаточная разупорядоченность в эпитаксиальных слоях, определяется, в основном, микродвойниками и дефектами упаковки. На основе установленных закономерностей кристаллизации аморфного определены условия улучшения структурного качества эпитаксиальных слоев, получаемых методом твердофазной эпитаксии кремния на поверхности 81(111). В частности, найдено, что качество эпитаксиальных слоев на 81(111) повышается при двухступенчатой процедуре отжига аморфного кремния.

Во второй части этой главы представлены результаты экспериментов по напылению пленок кремния на подогретую подложку 81(111) и их последующему отжигу. Целью экспериментов было изучение закономерностей изменения структуры пленки кремния с ростом ее толщины в зависимости от температуры напыления и выяснение возможности управления процессом эпитаксиальной кристаллизации посредством изменения структуры аморфного кремния. Эксперименты по напылению проводились в диапазоне температур подложки 100-А400°С и скорости напыления 10 нм/мин. Отжиг напыленных пленок осуществлялся при температурах 600°С и 800°С.

Результаты проведенных экспериментов на атомарно чистой поверхности 81(111) показали возможность получения пленок аморфного кремния напылением в диапазоне температур подложки 100-Л400°С. При этом формированию аморфного кремния предшествует образование переходного слоя, толщина и структура которого определяется температурой напыления. С повышением температуры напыления толщина переходного слоя увеличивается: при 100°С она составляет всего 1 им, тогда как при 300°С уже превышает 10 нм. При температурах подложки выше 400°С пленка растет эпитаксиально во всем интервале толщин (0Л60 нм), но низкого качества, что согласуется с известными работами по эпитаксиальному наращиванию пленок кремния на 81(111) в условиях сверхвысокого вакуума. Показано, что при температурах напыления ниже 250°С переходный слой представляет смесь аморфной и монокристаллической фаз, а при больших температурах напыления в нем присутствуют все три кристаллографических состояния кремния: аморфная, монокристаллическая и поликристаллическая фазы.

На основе анализа данных полученных методами ЭОС и СХПЭЭ и послойного оже-профилирования показано, что аморфные пленки кремния, напыляемые при температурах подложки выше 280°С, имеют более упорядоченную структуру и непроницаемы для газов при выносе их на воздух, в отличие от аморфного кремния, осажденного при низких температурах подложки. Эти две аморфные фазы имеют отличающиеся ЭОС и ХПЭЭ спектры. Переход от менее упорядоченной фазы к более упорядоченной наблюдается в узком интервале температур напыления (250-Л280°С) Определена энергия активации (1.4±0.1 эВ) перестройки аморфной фазы в ходе ее формирования. Найдено, что скорость эпитаксиальной кристаллизации упорядоченной аморфной фазы примерно в три раза выше, чем менее упорядоченной.

Описаны результаты экспериментов по двухступенчатой процедуре напыления аморфного кремния, позволяющей получать на 81(111) упорядоченную аморфную фазу кремния с минимальной толщиной переходного слоя. Показано, что аморфный слой толщиной 2-Л3 нм, напыленный при температурах подложки близкой к комнатной, является сплошным и термически стабильным при температурах отжига менее 400°С. Установленные закономерности формирования пленок аморфного кремния на монокристаллической подложке в зависимости от температуры напыления легли в основу способа получения пленок монокристаллического кремния.

Вторая глава - "Твердофазная эпитаксия кремния" - посвящена исследованию законо-мерностей процесса эпитаксиальной кристаллизации "чистых" и легированных пленок аморфных пленок кремния в условиях сверхвьюокого вакуума

Систематических исследований влияния таких параметров как ориентация подложки, и электрически активной примеси на процесс эпитаксиальной кристаллизации аморфного кремния на монокристаллическом кремнии ^ьТФЭ), напыляемого и отжигаемого в условиях сверхвысокого вакуума, до наших работ не проводилось. В литературе отсутствовали надежные данные о кинетических параметрах процесса ТФЭ, а в скоростях эпитаксиальной кристаллизации, полученными разными авторами наблюдалось сильное расхождение. Кроме того, исследования процесса эпитаксиальной кристаллизации напыленных аморфных пленок кремния проводилось только на подложках с ориентацией (100).

Эксперименты по изотермическому отжигу проводились в диапазоне температур 500Л650°С на аморфных слоях толщиной Н150 им, напыленных на кремниевые подложки с ориентациями (111), (100), (ПО), (320) и на поверхности, ориентированные под небольшими углами к основным плоскостям. Установлено, что в условиях сверхвысокого вакуума эпитаксиальная кристаллизация аморфных пленок кремния напыленных на атомарно чистые поверхности кремния, осуществляется путем движения границы раздела монокристалл/аморфная фаза с постоянной скоростью к поверхности аморфного слоя, независимо от ориентации подложки. Температурная зависимость скорости эпитаксиаль-ной кристаллизации хорошо описывается соотношением Аррениуса с энергией активации 3.0±0.2 эВ, одинаковой для всех изученных ориентации подложки. Скорость эпитакси-альной кристаллизации проявляет сильную зависимость от ориентации подложки, и, например, на 81(100) в 20 и 2 раза больше, чем на 81(111) и 81(110), соответственно, что согласуется с известными данными, полученными при изотермическом отжиге ионно-имплантированных слоев кремния. Сопоставление полученной в настоящей работе скорости эпитаксиальной кристаллизации аморфного кремния на 81(100) с величинами, найденными в литературе, показало, что основными причинами сильного расхождения между результатами разных авторов являются чрезвычайно высокая чувствительность процесса ТФЭ к вакуумным условиям напыления аморфного кремния и подготовке поверхности подложки.

Анализ картин дифракции медленных электронов и электронно-микроскопические исследования эпитаксиальных слоев, выращенных методом ТФЭ, показали, что наиболее соверщенные слои с низкой плотностью дефектов (-Юг' см'л) получаются при кристаллизации аморфных пленок на поверхности 81(100).

Влияние легирующей примеси на кинетику твердофазной эпитаксии изучено на примере кристаллизации аморфных пленок 81:8Ь, осажденных на поверхности 81(111) и 81(100). Показано, что скорость ТФЭ увеличивается при росте концентрации 8Ь в диапазоне от Ы0л° см"л до 3*10л° см"л, а при больпшх концентрациях 8Ь наблюдается замедление кристаллизации для обоих направлений роста. Эффект ускорения кристаллизации в зависимости от концентрации сурьмы является однотипным для обеих ориентации подложки но более выражен для направления <111>, чем для <100>. Исследование температурной зависимости эффекта ускорения процесса ТФЭ в присутствии сурьмы показано, что увеличение скорости кристаплизации связано с изменением энергии активации на 0.08±0.03 эВ для 81(111) и 0.04±0.02 эВ для 81(100). Проведено сопоставление полученных результатов с известными моделями роста в твердой фазе, на основе которого сделан вывод, что вся совокупность имеющихся экспериментальных данных (полученных нами и известных в литературе) не может быть удовлетворительно описана на основе какого-либо одного из элементарных процессов, предлагаемых в известных моделях ТФЭ легированных пленок кремния.

В последней части данной главы приведены результаты исследования возможности выращивания методом ТФЭ сильно легированных пленок кремния. Показано, что применение твердофазной эпитаксии позволяет получать эпитаксиальные пленки с концентрацией электрически активной примеси более чем на порядок выше, чем предел равновесной растворимости этой примеси в кремнии, и обеспечивает практически 100%-ную эффективность легирования вплоть до максимальных уровней легирования, т.е. коэффициент прилипания примеси при напылении аморфной пленки равен единице, и вся примесь в ходе отжига становится электрически активной. Пленки демонстрируют достаточно высокие величины подвижности носителей заряда.

В третьей главе - "Взаимодействие оксида бора с поверхностью Si(l 11)" - приведены результаты исследования взаимодействия поверхности Si(lll)-7x7 с потоком оксида бора (в2о3) в диапазоне температур подложки 600-Л850°С

Информация о процессе взаимодействия потока В2О3 с поверхностью Si(lll) была получена с помощью метода дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭ) из анализа характера изменения картины ДБЭ и интенсивности зеркального рефлекса со временем осаждения В2О3 в зависимости от температуры подложки (Т„), температуры ячейки В2О3 (Гяч) и момента прерывания (Ц) потока В2О3.

Найдено, что при температурах подложки 600Л830°С, процесс осаждения В2О3 на поверхность Si(lll)-7x7 сопровождается переходом дифракционной картины 7x7 через суперпозицию 7x7+V3xV3 к картине л/Зхл/З, яркость и четкость рефлексов которой, при продолжении осаждения В2О3, в начале возрастает, а затем начинает ухудшаться. Для этого диапазона температур кривая изменения интенсивности зеркального рефлекса со временем осаждения В2О3 характеризуется наличием хорошо выраженного минимума интенсивности, время достижения которого (Лмин) точно совпадает с моментом исчезновения на картине ДБЭ рефлексов от структуры 7x7. Полученная зависимость интенсивности зеркального рефлекса от времени осаждения В2О3 интерпретируется нами следующим образом: спад интенсивности соответствует разупорядочению структуры 7x7, минимум интенсивности соответствует максимально разупорядоченной поверхности, рост интенсивности при дальнейшем осаждении связан с формирование структуры а/зха/з на разупорядоченных участках поверхности. В пользу такой интерпретации свидетельствует тот факт, при температуре подложки выше температуры перехода 7х7<-»1х1 (Тп > 830°С) интенсивность начинает возрастать сразу после начала осаждения В2О3, поскольку отсутствует этап раз упорядочения структуры 7x7.

Установлено, что время достижения минимума интенсивности (tum) в зависимости от температуры подложки, при постоянном потоке В2О3 (Тяч = const), и в зависимости от температуры ячейки В2О3, при постоянной температуре подложки (Тп = const), хорошо описывается соотношением Аррениуса с энергией активацией 12 ±0.1 эВ и 4.2 ± 0.4 эВ, соответственно, и в общем случае может быть представлено в виде:

1.2±0.1)э5 л(4.2±0.4)эБл ехр кТЧЧ где А - коэффициент пропорциональности, величина которого зависит от конструкционных особенностей конкретной установки.

Показано, что скорость адсорбции бора прямо пропорциональна потоку В2О3, а покрытие бора, в момент завершения перехода 7х7Лл/ЗхУз, различно для разных температур подложки. Это свидетельствует о неприемлемости использования метода ДМЭ для определения покрытия бора по моменту завершения перехода 7х7Лл/3хл/3, который иногда используется на практике. Тем не менее, величина 1м« может быть использована для контроля стабильности потока В2О3, который имеет свойство изменяться со временем работы.

На основе полученных экспериментальных результатов и анализа опубликованных данных о строении молекулы В2О3 в газовой фазе определена лимитируюш;ая стадия процесса разложения В2О3 на поверхности 81(111)-7х7. Предполагается, что молекулы В2О3 адсорбируются на поверхности кремния диссоцитивно, с образованием радикальных групп типа 02=В- и/или 02=В-0-, дальнейшее разложение которых контролируется поставкой к ним адатомов кремния, за счет поверхностной диффузии. В пользу этого свидетельствует и тот факт, что полученная энергия активации 12 эВ близка к значению активации поверхностной диффузии атомов 81 на поверхности 81(111)1. 1н-1.3 эВ.

Обнаружен и исследован процесс релаксации поверхности при прерывании потока В2О3 до завершения перехода 7х7лл3хл3 в зависимости от момента прерывания, Тп и Тяч. Показано что характерное время релаксации г прямо пропорционально доле плошади поверхности покрытой фазой 7х7 и обратно пропорционально доле разупорядоченной поверхности. Найдено, что многократное прерывание потока В2О3 до завершения перехода 7х7->л'3хл'3 позволяет уменьшить количество оксида бора, необходимого для полного разрушения структуры 7х7 и, тем самым, способствует формированию структуры лЗхл/З-В без избытка бора.

Исследовано формирование структуры УЗхл/З при совместном осаждении В2О3 и 81. Найдено, что при соосаждении В2О3 с малым потоком кремния скорость разложения оксида бора увеличивается. Этот эффект также может быть использован для ускорения формирования структуры VSxVS и уменьшения количества осажденного оксида бора

Четвертая глава - "Особенности формирования поверхностной фазы V3xV3-B на Si(lll)" - посвящена изучению эволюции структуры поверхности S1 (111) при отжиге сильно легированного бором кремния и при абсорбции бора путем разложения В2О3.

В первой ее части, приведены результаты исследования особенностей накопления бора на поверхности сильно легированного бором кремния в ходе высокотемпературного отжига в зависимости от температуры и режима отжига, полученные из наблюдений картин ДМЭ и данных ОЭС.

Из экспериментов по изотермическому отжигу в диапазоне температур 800-А1350°С найдено два режима обогащения бором поверхности сильно легированного бором кремния; обогащение в условиях испарения кремния за счет преимущественного испарения атомов кремния, и обогащение при отсутствии испарения кремния, за счет сегрегационного эффекта. Установлено, что накопление бора на поверхности кремния только сегрегационным механизмом, контролируемого диффузией атомов бора из объема образца на поверхность, наблюдается лишь при температурах отжига ниже ~1000°С, а при больших температурах отжига является результатом конкуренции эффекта сегрегации и диффузии бора с поверхности в глубь образца. Из экспериментов по изохронному отжигу и охлаждению найдено, что на поверхности Si(111) эффект сегрегации имеет место при температурах отжига ниже 1150°С, а на поверхности Si(1OO) - ниже 1050°С. Из сопоставления результатов экспериментов по изотермическому отжигу Si(111) и Si(1OO) образцов с начальной объемной концентрацией бора 2Т0'а см"А и 1Т0а° см'А соответственно, предполагается, что избыточный по отношению к равновесной растворимости (при заданной температуре) бор не принимает участия в процессе сегрегации и, вероятно, объединяется в малоподвижные метастабильные кластеры

Показано, что накопление бора на поверхности (111) сильно легированного бором кремния при высокотемпературном отжиге сопровождается структурными перестройками поверхности и формированием поверхностной фазы УЗхл/З-В, термическая стабильность которой определяется режимом накопления бора. Поверхностная фаза 81(111)-л/ЗхАЗ-В, сформированная в режиме сегрегации бора, полностью разрушается при повышении температуры подложки выше 1150°С и при быстром охлаждении образца на его поверхности восстанавливается поверхностная фаза 7x7, тогда как поверхностная фаза 81(Ш)-У3хл/3-Б сформированная путем испарения атомов кремния остается без изменения при таком действии. Найдено, что для сокращения времени формирования структуры Зхл/З-В и получения высоких концентраций бора на поверхности сильно легированного бором кремния предпочтительней использовать двухстадийную процедуру отжига: примерно один час в режиме испарения кремния, а затем ступенчатое уменьшение температуры до ~800°С.

Во второй части представлены результаты исследования эволюции структуры л/ЗхУЗ-В на 81(111) в зависимости от времени и температуры осаждения В2О3, полученные на основе анализа экспериментальных зависимостей интенсивности зеркального рефлекса картины ДБЭ от угла падения первичного пучка электронов (кривые качания) и их сопоставления с расчетными кривыми качания.

Анализ изменений экспериментальных кривых качания со временем осаждения В2О3, и сравнение их с расчетными показывает, что экспериментальной кривой качания в минимуме интенсивности зеркального рефлекса в большей степени соответствует расчетная кривая качания для структуры л/Зхл/3-В-Т4, тогда как кривой качания в насыщении соответствует кривая качания для структуры лЗхл/3-В-85. Эти соответствия выражаются в форме пиков, в направлении смещения этих пиков и в соотношении интенсивностей пиков 333 и 444. Отсюда можно заключить, что на начальном этапе осаждения В2О3 структура поверхности лзха/з-В сформирована преимущественно атомами бора в положении Т4. С увеличением времени осаждения В2О3, а следовательно концентрации бора и времени отжига, структура поверхности У3х'л/3-В все в большей степени определяется атомами В в положении 85. Отсутствие изменений кривых качания от поверхности после выхода интенсивности зеркального рефлекса на насыщение, позволяют говорить о завершении формирования структуры ЛЗхЛЗ-В-8з на всей поверхности и оценить покрытие бора на этом этапе равным 1/ЗМС.

Анализ изменений кривых качания в ходе осаждения В2О3 показывает, что в области малых углов ~О.Зч-0.5° появляется дополнительный пик. Мы полагаем, что причиной появления этого пика является увеличение шероховатости поверхности вследствие взаимодействия В2О3 с поверхностью кремния. Эксперименты по осаждению В2О3 на поверхность 81(111) при различных температурах подложки показывают, что увеличение шероховатости при высоких температурах происходит медленнее. Это связано, по всей вероятности, с частичным сглаживанием поверхности уже в ходе осаждения В2О3, и большим участием адатомов кремния, мигрирующих по поверхности, в разложении В2О3 и удалении 810.

В пятой главе -"Эпитаксия кремния на поверхности 81(1 11)-л/Зхл/3-В" - представлены результаты исследования методами ДМЭ, ОЭС и ДБЭ эпитаксиального роста 81 в режиме молекулярно-лучевой эпитаксии на поверхности 81(111)-У3хУ3-Б, полученной как отжигом высоко легированного бором кремния, так и разложением В2О3, в зависимости от температуры роста и начального покрытия бора, а также применение метода твердофазной эпитаксии к росту кремния на поверхности 81(1 11)-л/ЗхлЗ-В.

Несмотря на то, что поверхностная фаза л/Зхл/З-В давно известна и хорошо изучена, исследования эпитаксиального роста 81 проводились, в основном, на поверхности 81(1 11)-л/Зхл/З-В, полученной отжигом сильно легированных бором подложек 81 и только на начальной стадии роста. Концентрация бора в приготовленной таким образом структуре не превышает 1/ЗМС, а зачастую значительно меньше. Исключение составляет работз Киша§а1 и др. [152-155], в которой были отмечены следующие особенности роста 81 на 81(1 1 1)-Л/ЗХА/3-В: образование островков высотой в два бислоя (1БС=0.314 нм) на начальной стадии роста, и поворот ориентации растущего слоя на 180° относительно ориентации подложки.

Установлено, что в режиме МЛЭ в диапазоне температур подложки 600л900°С эпитаксиальный рост 81 на 81(111)-У3хУ3-Б поверхности, независимо от способа ее приготовления, сопровождается образованием переходной области между подложкой и слабо легированным эпитаксиальным слоем

Эксперименты по росту 81 на 81(111)-лЗхл/3-В поверхности показывают сдвиг величины температуры перехода от островкового роста к послойному в сторону больших температур и зависимость числа осцилляции от начального покрытия бором

При температурах порядка 670°С на растущей поверхности наблюдается структура У3хУ3, что является следствием сегрегации бора. Переход У3хУ3л7х7 происходит позже момента исчезновения осцилляции интенсивности зеркального рефлекса. Из зависимости толщины осажденного слоя кремния, при которой на картине дифракции появляются рефлексы от структуры 7x7, от начального покрытия бора, нами была получена величина минимального покрытия бора (0.032МС) при которой от этой поверхности еще наблюдается структура л/Зхл/З. Начальное покрытие бора определялось методом ДБЭ. Линейная зависимость толщины осажденного слоя 81 от начального покрытия бора соответствует модели сегрегации нулевого порядка для бора в 81, предложенной в работе

95].

Из наклона полученной зависимости была определена величина эффективной растворимости Ко=7.4-10'лат/см'л, для температуры 670°С, которая хороню согласуется с данными других авторов: Неаёпск - 8.4*10ллпри 540°С [95] и 8агёе11а - 5-10'Ли 650°С [214], что подтверждает правильность выбранной нами методики определения покрытия бора.

При уменьщении температуры роста до 600°С и ниже, при покрытиях бора порядка 1/3 МС и более наблюдаются осцилляции зеркального рефлекса с периодом 2Т, что соответствует росту островков высотой 2БС (высота одного бислоя равна 0.314 им). При этом, согласно ДБЭ наблюдениям, поверхность роста имеет структуру л/Зхл/З. Установлено, что появление осцилляции удвоенного периода, а, следовательно, и рост островков высотой 2БС, начинается при покрытиях бора порядка 0.2-0.25МС, а их продолжительность зависит от концентрации бора и состояния поверхности. На более гладкой и хорощо упорядоченной поверхности рост кремния путем образования и разрастания островков высотой 2БС более продолжителен. Результаты наших экспериментов показывают, что рост 2БС-островков не ограничивается лишь одним первым слоем, причем поворот ориентации растущего слоя наблюдается только в первом слое. Далее растущие слои сохраняют ориентацию этого первого развернутого слоя, независимо от высоты образующихся островков - 2БС или 1БС. Предполагается, что причиной роста островков высотой 4МС является пассивация поверхности 81(11 1)-А/ЗХЛ/3-в, независимо от положения атома бора в структуре узха/з-в. Причина поворота первого слоя заключается в положении атома бора в позиции 85. Отсутствие поворота в последующих слоях определяется положением атома бора в позиции Т4. Уменьшение концентрации сегрегированного бора ниже предела растворимости приводит к росту путем образования островков высотой 1БС. При дальнейшем уменьшении концентрации рост переходит в послойный, о чем свидетельствует картина дифракции 7х7 в процессе роста.

Нами также исследовалось влияние количества адсорбированного бора на качество выращенных на поверхности Б1(1 1 1)-У3хУ3-В эпитаксиальных слоев Наши исследования показали, что поверхность слоя, выращенного на Б1-У3хУ3-В поверхности, при покрытиях бора <1/ЗМС, имеет хорошо упорядоченную структуру 7х7 и не отличается от начальной поверхности подложки. При росте на Б1(Ш)-У3хУ3-В поверхности, содержащей более 1/ЗМС бора, дефектность выращенного слоя увеличивается. С увеличением покрытия бором >1МС, деградация выращенного слоя носит необратимый характер, и образовавшиеся в процессе роста дефекты не исчезают даже после длительного высокотемпературного отжига при Тп~915-Л960°С. Согласно ДБЭ наблюдениям, при росте кремния на поверхности У3хУ3-В с покрытием бора более 1МС, наблюдается существование осцилляции с периодом Т и 2Т, что свидетельствует об одновременном образовании островков высотой 1БС и 2БС. Причиной дефектности таких слоев может быть одновременный рост путем образования островков высотой 2БС, развернутых относительно подложки, и нормально ориентированных 1БС островков. Это создает огромное число доменных границ, увеличивающих дефектность слоев. Другой причиной может быть образование силицидов бора в процессе эпитаксиального роста легированных слоев кремния при концентрациях бора, превышающих предел растворимости.

В шестой главе - "Нитридизация модифицированной бором поверхности кремния" -представлены результаты комплексного исследования методами ДМЭ, ОЭС, СХПЭЭ и ДБЭ нитридизации модифицированной бором поверхности кремния в условиях сверхвысокого вакуума.

В основе исследований лежит недавно обнаруженный нами эффект селективной адсорбции газовых компонент из атмосферы возбужденного воздуха на модифицированной бором поверхности кремния с (111) ориентацией. Суть этого эффекта заключается в том, что при комнатной температуре упорядоченная поверхностная фаза У3хУ3-В является инертной по отношению к кислороду, но стимулирует адсорбцию азота, предположительно в атомарной форме, который, при последующем повышении температуры подложки вступает в реакцию с атомами бора и образует островки нитрида бора.

При изучении влияния степени модификации атомами бора поверхности 81(111) на ее химической активность по отношению к воздуху, при его напуске в вакуумную камеру до Н2Т0"Л мм рт. ст., нами было обнаружено, что, если экспозицию проводить в отсутствии источников ионизации (ионизационный манометр, магниторазрядный насос) то газы из состава воздуха, практически, не прилипают на этой поверхности. С другой стороны, при наличии источника ионизации во время экспозиции наблюдается заметное увеличение прилипания кислорода и азота, которое мы связываем с появлением в атмосфере воздуха, "возбужденных" форм этих газов в результате их взаимодействия с электромагнитными полями указанных источников. Это могут быть атомарный кислород и азот, либо ионизованные молекулы кислорода и азота. Нами было найдено, что при постоянных условиях экспозиции, количество адсорбированного азота увеличивается, а кислорода уменьшается с увеличением степени модификации поверхности. Последующий отжиг приводит к десорбции кислорода и образованию островков нитрида бора. Начало реакции между атомами бора и азотом становится заметным при температурах отжига выше 500°С

Изучение термической стабильности островков нитрида бора показало, что скорость их разрушения, определенная по убыванию оже-сигнала азота, может быть представлена в виде 1/х = \ 0Р"л'лл'ллехр{-{9.1±0.6)эВ)1кТ\ с"', где т - время отжига, за которое интенсивность оже-сигнала азота уменьшается в два раза относительно исходной величины; Т -температура отжига; к - постоянная Больцмана, и становится заметной при температурах отжига выше 1150°С. Из сопоставления полученной величины энергии активации с имеющимися по этому вопросу данными в литературе, найдено, что она может быть отнесена к энергии диссоциации ВНа кластера (9.75 эВ). Это позволяет предположить, что десорбция островков нитрида бора с поверхности кремния контролируется скоростью разложения ВКг кластеров, на которые первоначально распадаются островки нитрида бора.

Найдено, что при медленном охлаждении поверхности сильно легированного бором кремния с островками нитрида бора от 1150°С до ~800°С, на свободных от островков нитрида бора участках поверхности вновь происходит сегрегация бора из объема подложки и образование упорядоченных областей со структурой АЗхАЗ, а повторение процедуры экспозиции и последующего отжига приводит к дальнейшему увеличению покрытия из нитрида бора. Из анализа результатов применения такой циклической процедуры следует, что, рост покрытия из нитрида бора, осуществляемого таким образом, является самоограниченным, о чем свидетельствует выход оже-сигналов кремния, азота и нитрида бора на насыщение с увеличением числа циклов. При этом, химическая активность поверхности кремния по отношению к кислороду снижается, на что указывает уменьшение оже-сигнала кислорода с увеличение числа циклов нитридизации.

Из анализа эволюции формы оже-спектров бора и азота в зависимости от числа циклов следует, что в ходе циклической нитридизации растет нитрид бора, в основном, гексагональной модификации. На это указывают величина энергетического сдвига основного пика бора в нитриде бора относительно пика элементарного бора, количество дополнительных низкоэнергетических пиков и их положение относительно основного пика в ВКЫ спектре полученного нитрида бора, а также небольшое, но все же заметное плечо, на низкоэнергетической стороне ЫКЫ, которое является харак-терным только для гексагонального нитрида бора.

Этот вывод подтверждается измерениями спектров характеристических потерь энергии электронами. Согласно литературным данным, кубическая фаза нитрида бора имеет объемную плазменную потерю в области 28-30 эВ, отождествляемую с (а—>к) переходами в А;р'А-связанном нитриде бора, тогда как гексагональная фаза имеет объемную (при 23-26 эВ) и дополнительную (при ~9 эВ) плазменные потери, обусловленные, соответственно, (а-Ая) и (о—>а*) переходами в А/АА-связанном нитриде бора. После 16-ти циклов нитридизации, на спектрах характеристических потерь наблюдаются интенсивный пик при 8.9 эВ и небольшие особенности в области объемных плазменных потерь для нитрида бора, интенсивность которых слабо зависят от числа циклов. Это позволяет предположить, что в ходе циклической нитридизации формируется монослойное покрытие из нитрида бора, поскольку такое поведение спектров ХПЭ является характерным именно для пленок монослойной толщины на кремнии.

Из ДБЭ наблюдений было найдено, что рост нитрида бора сопровождается исчезновением рефлексов от структуры л/Зхл/З и появлением новых рефлексов, вблизи основных рефлексов от структуры 1x1 кремния. Как показал анализ, эти новые рефлексы, соответствуют основной плоскости гексагонального нитрида бора расположенной параллельно поверхности кремниевой подложки и повернутой на ЗСотносительно ее оси.

Для оценки стехиометричности полученного нитрида бора, мы использовали отношение пика в оже-спектре бора, связанного с нитридом бора к оже-пику азота. Найдено, что, начиная с первого цикла, происходит образование островков нитрида бора близкого к стехиометрическому составу (ВЛМ г 1.2). Возможно, что полученная в наших экспериментах высокая степень стехиометричности и кристалличности островков нитрида бора является следствием взаимодействия азота именно с упорядоченно расположенными атомами бора в структуре л/ЗхУз.

Подобные эксперименты были выполнены на сильно легированных бором образцах кремния с ориентацией (100). При высокотемпературном прогреве бор также сегрегирует из объема на поверхность образца и встраивается во второй приповерхностный слой, образуя упорядоченную фазу 81(100)-2х1-В. Найдено, что при экспозиции этой поверхности в атмосфере "возбужденного" воздуха и последующем отжиге, также происходит образование высоко стехиометричных островков нитрида бора гексагональной модификации.

Защищаемые положения

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:

1. Результаты исследований структурных превращений и кинетические параметры процессов, определяющих эти првращения, при осаждении тонких пленок кремния на поверхность 81(111) и при последующем отжиге в условиях сверхвысокого вакуума.

2. Кинетические параметры процесса твердофазной эпитаксии напыленных аморфных пленок кремния в зависимости от ориентации подложки, концентрации легирующей примеси (сурьма) и структуры аморфного кремния, и результаты применения этого метода для получения сильно легированных эпитаксиальных пленок кремния.

3. Закономерности процессов, протекающих при взаимодействии поверхности

81(111) с потоком оксида бора, и механизмы образования поверхностной фазы 81(111)-л/Зхл/3-В при термическом прогреве сильно легированного бором кремния.

4. Результаты исследования роста тонких пленок кремния на поверхности 81(111)-л/зха/з-в в режиме МЛЭ и ТФЭ: определение механизма роста, ширины переходной области, эффективной растворимости бора и механизма перераспределения бора в зависимости от режима роста.

5. Эффект селективной адсорбции газовых компонент из атмосферы возбужденного воздуха на модифицированной бором поверхности кремния и методику формирования монослойного покрытия из нитрида бора в условиях сверхвысокого вакуума без применения ионной бомбардировки.

выводы

1. Разработана методика исследования процессов кристаллизации аморфных пленок кремния на монокристаллических подложках при изотермическом отжиге в условиях сверхвысокого вакуума, основанная на использовании метода дифракции медленных электронов (ДМЭ).

2. Систематически исследовано влияние температуры отжига на процесс кристаллизации аморфных пленок кремния, напыленных на атомарно чистую поверхность 81(111) в условиях сверхвысокого вакуума. Показано, что при температурах отжига около 600°С превращение аморфного кремния в кристаллический происходит, в основном, посредством процесса эпитаксиальной кристаллизации. При температурах отжига 700-800°С, наряду с процессом эпитаксиальной кристаллизации, становится заметным процесс неориентированной кристаллизации аморфного кремния. При более высоких температурах изотермического отжига (> 900°С) превращение аморфного кремния в монокристаллический протекает в две стадии: первоначально происходит переход из аморфного в поликристаллическое состояние посредством процессов эпитаксиальной и неориентированной кристаллизации, а затем из поликристаллического в монокристаллическое состояние посредством процесса эпитаксиальной рекристаллизации поликристаллической фазы. Найдено, что эпитаксиальная рекристаллизация начинается на границе раздела "монокристалл/поликристалл" и происходит путем ее перемещения с постоянной скоростью (Крекр = \.2-Шл'лехр[-(4.5±0.1)эВ/кТ к поверхности поликристаллического слоя. Определена природа остаточной разупорядоченности в кристаллизованных пленках и показана возможность ее уменьшения посредством двухступенчатой процедуры отжига.

3. С помощью установленных закономерностей кристаллизации аморфных пленок 81 изучено влияние температуры подложки на структуру пленок кремния, напыляемых в условиях сверхвысокого вакуума на атомарно чистую поверхность 81(111). Установлено, что при температурах подложки в диапазоне 100Л380°С, в ходе напыления, имеет место переход от упорядоченной структуры слоя к полностью разупорядоченной, аморфной структуре. Повышение температуры роста приводит к увеличению толщины переходного слоя и изменению его фазового состава. Переход от двухфазовой системы (монокристаллическая и аморфная) к трехфазовой (монокристаллическая, аморфная и поликристаллическая) наблюдается в интервале температур 250Л280°С.

4. Прослежена связь между структурой аморфного кремния и температурой напыления. Показано, что напыленный при 100°С аморфный кремний содержит сеть взаимосвязанных пор. С увеличением температуры напыления плотность пор уменьшается, а в интервале температур 250-Л280°С имеет место переход к более упорядоченной структуре аморфного кремния. Процесс формирования упорядоченного аморфного кремния в ходе его осаждения является термически активируемым с энергией активации 1.4±0.1 эВ. Найдено, что скорость эпитаксиальной кристаллизации упорядоченного аморфного кремния в 3 раза выше, чем в неупорядоченном аморфном кремнии.

5. Систематически исследованы основные закономерности процесса твердофазной эпитаксии (ТФЭ) в нелегированных и легированных аморфных пленках кремния напыленных на атомарно чистые поверхности монокристаллического кремния и отжигаемых в условиях сверхвысокого вакуума. Установлено, что основным механизмом ТФЭ является поступательное движение границы раздела "кристалл/аморфная фаза" от подложки к поверхности пленки. Определена анизотропия кристаллизации в твердой фазе: скорость ТФЭ (скорость движения границы раздела) в кристаллографическом направлении <100> в 2 и 20 раз больше, чем в направлениях <110> и <111>, соответственно. Энергия активации скорости движения границы раздела при этом одинакова для всех направлений и равна 3.0±0.2 эВ. Показано, что пленки, выращенные методом ТФЭ на подложке 81(100), имеют высокое структурное качество, сравнимое с качеством подложки 81(100).

На примере пленок 81:8Ь экспериментально изучено влияние легирующей примеси на кинетику эпитаксиальной кристаллизации вакуумно-осажденного аморфного кремния в зависимости от концентрации примеси, ориентации подложки и температуры отжига. Сопоставление полученных результатов с известными моделями эпитаксиального роста в твердой фазе показывает, что вся совокупность экспериментальных данных не может быть удовлетворительно обьяснена на основе какого-либо одного из элементарных процессов, предлагаемых в известных моделях процесса ТФЭ.

Показано, что метод твердофазной эпитаксии позволяет выращивать сильно легированные эпитаксиальные пленки 81 с концентрацией электрически активной примеси более чем на порядок превыщающей предел равновесной растворимости этой примеси в кремнии.

6. С помощью дифракции быстрых электронов систематически изучены динамика процессов на поверхности 81(111) при ее взаимодействии с потоком В2О3 в диапазоне температур подложки 600-Л850°С. Найдено, что при температурах подложки от 600 до 830°С взаимодействие потока В2О3 с поверхностью 81(111)-7х7 приводит к разрущению структуры 7x7 и формированию поверхностной фазы 81(111)-л/ЗхУЗ-В. Показано, что на начальной стадии осаждения В2О3 формируется структура УЗхУЗ в которой атомы бора занимают преимущественно положение Т4, а при увеличении количества адсорбированного бора имеет место переход атомов бора из Т4 в 85 положение. Установлено, что адсорбция бора на поверхности 81(111) при ее облучении потоком В2О3, в зависимости от температуры подложки и температуры ячейки В2О3, является термически активируемым процессом с энергиями активации 1.2±0.1 эВ и 4.2±0.4 эВ, соответственно. На основе определенных величин и анализа литературных данных, предполагается, что лимитирующую роль в разложении молекул В2О3 играет диффузия атомов 81 по поверхности к местам адсорбции молекул оксида бора и продуктов их диссоциации -В=0 и(или) -0-В=0. Предложенный механизм может быть распространен и на взаимодействие соединения НВО2 с поверхностью 81(111)-7х7.

Обнаружен и исследован процесс релаксации поверхности кремния при прерывании потока В2О3 в зависимости от момента прерывания, температуры подложки и температуры ячейки В2О3. Показано, что характерное время релаксации прямо пропорционально доле площади поверхности со структурой 7x7 и обратно пропорционально доле разупоря-доченной поверхности. Экспериментально показано ускорение реакции разложения В2О3 при его соосаждении с потоком 81. Предложены методики формирования поверхностной фазы л/Зхл/З-В без избытка бора путем многократного прерывания потока В2О3, и при совместном осаждении В2О3 и 81.

7. Впервые предложено для формирования поверхностных фаз в системе В/81 использовать высокотемпературный прогрев сильно легированных бором пластин кремния, который приводит к накоплению бора на поверхности. Показано, что обогащение поверхности бором может происходить либо за счет преимущественного испарения кремния, либо за счет эффекта его сегрегации из обьема, который имеет место при температурах отжига ниже 1150°С и 1050°С, соответственно, на поверхности 8(111) и 8(100). Высказано предположение, что избыточный по отнотпению к равновесной растворимости (при заданной температуре) бор объединяется в малоподвижные метастабильные кластеры, и не принимает участия в процессе сегрегации. Определено влияние режима отжига на накопление бора и найдены условия для сокращения времени формирования поверхностных фаз в системе В/81.

8. При эпитаксиальном росте 81 на поверхности 81(111)-а/ЗхА/3-В в режиме МЛЭ, в диапазоне температур 600-900°С, имеет место разрушение поверхностной фазы л/ЗхА/З-В и внедрение атомов бора в растущий слой, приводящее к образованию переходной области между подложкой и слабо легированным эпитаксиальным слоем. Концентрация внедренного бора определяется его эффективной предельной растворимостью, которая существенно превосходит равновесную растворимость.

Перераспределение бора при эпитаксиальном росте 81 на поверхности 81(111)-л/Зх'\/3 -В в режиме ТФЭ определяется только обьемной диффузией бора в кремнии. Так как для полной кристаллизации слоев достаточны невысокие температуры отжига, то ТФЭ позволяет получать сверхрезкие профили легирования с шириной границы раздела атомного масштаба.

9. Изучено влияние величины начального покрытия бора на последующий рост 81 на 81(111)-А/ЗХЛ/3-В В интервале температур 500-700°С. Показано, что при эпитаксиальном росте 81 на поверхностной фазе АЗхл/З-В температура перехода от двумерно-островкового роста к послойному сдвигается в сторону больших значений. Рост кремния на 81(111)-УЗхл/З-В, при вв < 0.25 МС осуществляется путем образования и последующего разрастания двумерных островков высотой в 1 БС (0.314 нм), а при вв > 0.25 МС на начальных стадиях роста имеет место образование двумерных островков высотой в 2 БС (0.628 нм) с последующим переходом к росту посредством 1 БС островков. Про до лжительность начальной стадии роста путем 2 БС островков контролируется начальным покрытием бора и морфологией начальной поверхностной фазы л/Зхл/З-В. Образование двумерных островков высотой в 2 БС обьясняется химической инертностью поверхностной фазы л/ЗхУЗ-В и пассивацией ступеней роста атомами бора, а их разворот на 180° относительно ориентации подложки в первом прилегающем к подложке слое и отсутствие такового в последующих слоях - тем, что в начальной поверхностной фазе 81(1 11)-У3хУ3-В атомы бора находятся в положении 8$, а на поверхности роста, после завершения первого бислоя, формируется поверхностная фаза 81(11 1)-А/ЗХЛ/3-В с атомами бора в положении Т4.

10. Впервые обнаружен эффект селективной адсорбции газовых компонент из атмосферы возбужденного воздуха на модифицированной бором поверхности кремния с ориентацией (111), заключающийся в том, что при комнатной температуре упорядоченная поверх-постная фаза л/зха/з-в является инертной по отношению как к молекулярным формам кислорода и азота, так и к "возбужденным" формам кислорода, но стимулирует адсорбцию азота в "возбужденном" состоянии, предположительно в атомарной форме, который при последующем повышении температуры подложки вступает в реакцию с атомами бора и образует островки нитрида бора, представляющие собой двумерную сетку из основной плоскости его гексагональной модификации, расположенной параллельно поверхности кремния и азимутально повернутой на 30° относительно ориентации подложки. Определены температура начала заметной реакции между атомами бора и азотом, и кинетические параметры процесса разрушения островков нитрида бора.

Показано, что циклический процесс, включающий сегрегацию бора из обьема образца на его поверхность, адсорбцию азота из атмосферы возбужденного воздуха и последующий прогрев позволяет выращивать монослойное покрытие из гексагонального нитрида бора близкого к стехиометрическому составу (В/К ~ 1.2) на поверхности сильно легированного бором кремния с ориентацией (111) и (100), без применения интенсивной инной бомбардировки в условиях сверхвысокого вакуума. Это явление может быть использовано в микроэлектронике для создания диффузионных барьеров и при решении проблемы роста кубического нитрида бора на кремнии.

1. Александров Л.Н. Переходные области эпитаксиальных полупроводниковых пленок. // Новосибирск: Наука. - 1978. - 280 с.

2. Александров Л.Н. Кинетика кристаллизации и перекристаллизации полупроводниковых пленок. // Новосибирск: Наука. 1985. - 224 с

3. Вяткин А.Ф. Твердофазный эпитаксиальный рост кремния. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1991. -N. 4. - Р. 5-26.

4. Вяткин А.Ф., Фарбер Л.Э., Авилов A.C., Орехов СВ., Аленков В.В. Зависимость параметров ближнего порядка тонких слоев аморфного кремния от температуры подложки при их осаждении. // Поверхность. Физика, химия, механика. 1991. -N. 10.-Р. 105-108.

5. Гегузин Я.Е. Физика спекания // 2-е изд. М.: Наука. 1984. - 312 с.

6. Гленг Р. Вакуумное испарение. // В кн.: Технология тонких пленок. Справочник, т. 1 Под ред. Л. Майссела, Р. Гленга. // М.: Советское радио. 1977. - с. 9-174.

7. Гомоюнова М.В. Вторично-электронная спектроскопия твердого тела. // ЖТФ. -1976.-46.-N6.-P.1137-1170.

8. Городецкий А.Е. Исследование атомных поверхностных структур методом дифракции быстрых электронов на отражение. // Спектроскопия и дифракция электронов при исследовании поверхности твердых тел. Москва, Наука, С. 222-280

9. Горелик СС Рекристаллизация металлов и сплавов. 2-е изд. // М.: Металлургия. -1978.- 568 с.

10. Готра З.Ю. Технология микроэлектронных устройств. // Москва, Радио и связь.1991.- 528 с.

11. Заводинский В.Г., Зотов A.B., Коробцов В.В. Твердофазная эпитаксия аморфньгх пленок S1, напыленных на 81(100). // Поверхность. Физика, химия, механика. -1983.-N. 10.-Р. 129-133.

12. Зи СМ. Физика полупроводниковых приборов. // Мир: Энергия. 1974. - 656 с.

13. ИошиА., Дэвис Л., Пальмберг П. Электронная оже-спектроскопия. // В кн.: Методы анализа поверхностей. Под ред. А. Зандерны // М: Мир. 1979. - с 200-275.

14. Зотов A.B., Коробцов В.В., Лифшиц В.Г., Шенгуров В.Г. Формирование упорядоченной поверхностной структуры 81(111)л/3-В и эпитаксия в системе Si/Sl(l 11)л/3-В. // Тезисы докладов I Всесоюзной конф. Диагностика поверхности, Черноголовка. 1986. - с. 87.

15. Коробцов В.В., Фидянин О.Н., Шапоренко А.П., Балашев В В. Влияние способа химической обработки на смачиваемость поверхности 81(111). // ЖТФ. -1996. -66. -N12. -С.134-137.

16. КристианДж. Теория превращений в металлах и сплавах. 4.1. Термодинамика и общая кинетическая теория. // М.: Мир. 1978. - 808 с.

17. Мотт К, Дэвис Э. Электронные процессы в некристаллических веществах. Т. 2. //М: Мир. 1982. -342 с

18. Лау С, Ван дер Вег В. Эпитаксиальный рост твердой фазы. // В кн.: Тонкие пленки, взаимная диффузия и реакции. // М.: Мир. 1982. - с. 435-483.

19. Лифшиц В.Г. Оже-спектры и электронная структура наружной энергетической полосы кремния. // В кн.: Процессы на поверхности полупроводниковых структур при вакуумном методе эпитаксии. // Владивосток: изд. ДВНЦ АН СССР. 1981. -с. 3-9.

20. Лифшиц В.Г. Электронная спектроскопия и атомные процессы на поверхности кремния. // М.: Наука. 1985. - 200 с.

21. Овсяников М.И., Толомасов В.А. Субмикронные эпитаксиальные слои и многослойные структуры кремния (метод молекулярной эпитаксии). // В кн.: Многослойные полупроводниковые структуры и сверхрешетки. // Горький: ИПФ АН СССР. 1984.-с. 5-19.

22. ПайнсД. Элементарные возбуждения в твердых телах. // М.: Мир. -1965. -382с.

23. Пак В., Кринский Ю.П. Измерение температуры поверхности твердых тел. // Приборы и системы управления. 1978. - N. 7. С. 23-24.

24. ПалатникЛ.С, Черемской П.Г., Фукс М.Я. Поры в пленках. // М.: Энергоиздат.1982. -216 с.

25. Постников В.В., Кузнецов В.П. О переносе донорных и акцепторных примесей из сублимирующихся источников кремния в эпитаксиальные слои. // Кристаллография. 1975. - 20, - N . 1. - с. 127-130.

26. Самсонов Г. В. Физико-химические свойства окислов, Справочник // Москва, Металлургия. 1978. - 471 с.

27. Смит A.M. Диффузия. // В кн.: Основы технологии кремниевых интегральных схем. Окисление, диффузия, эпитаксия. Под ред. Р. Бургера и Р. Донована // М: Мир.- 1969.-с. 189-251.

28. Толомасов В.А., Абросимова Л.Н., Горшенин Г.Н. Получение эпитаксиальных слоев кремния и-типа сублимацией в вакууме.// Кристаллография, 1970. - 15, - N. 6.-с. 1233-1238.

29. Толомасов В.А., Васъкин В.В., Овсянников М.И., Логинова Р.Г., Рубцова Р.А. Обогащение бором приповерхностной области кремния в процессе сублимации. // ФТП. 1981.-1 5.-с. 104-108.

30. Чернов А.А., Гиваргизов Е.И., Багдасаров Х.С и др. Современная кристаллография. Т.З Образование кристаллов. // М.: Наука. 1980. - 407 с.

31. Шулъман А.Р., Фридрихов С.А. Вторично-эмиссионные методы исследования твердого тела. // М.: Наука. -1977. -552 с.

32. Янке Е., Эмде Ф., Леш Ф. Специальные функции (Формулы, графики, таблицы). // М.: Наука.- 1968.-344 с.

33. АЬЫпкН. С, Broudy R. М, Мс Carthy С. Р. Surface processes In the growth of siliconon (111) silicon In UHV. // J. Appl. Phys. 1968. -39. - P.46-73.

34. AgrawalP.M., Thompson D.L., Raff L.M. Variational phase-spase theory studies ofslllcon-atom diffusion on reconstructed Si(l 1 l)-(7x7) surfaces. // J.Chem. Phys. -1989. -91,-N10. -P.6463-6472.

35. Akimoto K, Mizuki J., Hirosava I., Tatsumi Т., Hirayama K, Aizaki N., Matsui J.1.terfaclal super structure between epitaxial Sl(lll) layers and B(V3xV3)/Sl(lll) substrates studies by synchrotron X-ray diffraction // Extended Abstracts of the 19*

36. Conference on Solid State Devices and Materials , Tokyo. 1987. - P. 463-466.

37. Akimoto K., Hirosawa l, Tatsumi T., Hirayama H. Structure of V3xV3R30°-B at the SIinterface studied by granzing incidence X-ray diffraction. // Appl. Phys. Lett. -1990. -56,-N13. -P.1225-1227.

38. AleksandrovL.N., LovyaginR.N., SafronovL.N. Luminescence analysis of an Impyrltyin the near-surface layers ofthermally evaporated silicon. // Appl. Surf Sei. 1982. - N 11/12.-P. 375-384.

39. Allen F.G. Emisslvity of 0.65 micron of silicon and germanium at high temperatures. // L Appl. Phys. 1957.-28.-P. 1510-1511.

40. Archer R.J., Gobeli G. W. Measurement of oxygen adsorption on silicon by ellipsometry. // J. Phys. Chem. 1965. - 26. - P. 343-349.

41. AvourisPh., LyoI.W., Bozso F., KaxirasE. Adsorption of boron on Si(lll). Physics,chemistry and atomic scale electronic devices. // J. Vac. Sei. Technol. A -1990. 8, - N. 4.-P. 3405-3411.

42. BahlS.K., BhagatS.M., GlosserR Properties of amorphous sihcon films: dependence of deposition rate. // Sol. State Comm. 1973. - 13. - P. 1159-1163.

43. BarnettS.A., Green J.E. Si molecular beam epitaxy: a model for temperature dependent incorporation probabilities and depth distribution of dopants exhibiting strong surface segregation // Surf Sei. 1985. - 151. - P. 67-90.

44. Bauer E., Wei Y., Muller T., Pavlov ska, A. Tsong. I.S.T. Reactive crystal growth in twodimensions: Sihcon nitride on Si(ll 1). // Phys. Rev. B. 1995. - 51, - N. 24 - P. 1789117901.

45. Bean J.C. Growth of doped silicon layers by molecular beam epitaxy. // in: Impyrlty doping/ Ed. By F. F. Y. Wang- N. Y.: North-Hohand. 1981. - P. 177-215.

46. Bean J.C, Poate J.M. Evidence for void interconnection in evaporated amorphous silicon from epitaxial crystallization measurements. // Appl. Phys. Lett. 1980. - 35, -N. l. -R 59-51.

47. Becker G. E.,Hagstrum H. D. Diffraction peaks in secondary-electron energy spectra // L Vac. Sei. Technol. 1974. - 11, - N. 1. - P. 284-287.

48. Bedrossian P., Mortensen K., Chen D.M., Golovchenko J.A. Adatom registry on Si(l 11)

49. VSxVs R30-B. // Phys. Rev. B. -1990. -41, -Nl 1 -P.7545-7548.

50. Bedrossian R.D., Meade R.D., Mortensen K., Chen D.M., Golovchenko J.A., Vanderbilt

51. D. Surface doping and stabilization of Si(l 11) with boron. // Phys. Rev. Lett., -1989. -63. -P.1257-1260.

52. Bozso F., Avouris Ph. Thermal and photochemical oxidation of Si(lll): Doping effect and the reaction mechanism. //Phys. Rev. B 1991. - 44, -N . 16. - P. 9129-9132.

53. Bozso F., Avouris Ph. Photoemlssion studies of the reactions of ammonia and N atoms with Si(100)-(2xl) and Si(lll)-(7x7) surfaces. // Phys. Rev. B. 1988. - 38, - N. 6. - P. 3937-3942.

54. Britze K., Meyer-Ehmsen G. High-energy electron diffraction at Si(lOO) surfaces. // Surf. Sci. -1978. -77, -Nl. -R131-141.

55. BroadheadP., Newman GA. The structures of orthoboric acid and its thermal decom position products. // Inorganic Macromolecules Review. 1970. - N. l. - P. 191-201.

56. Brodsky M.H., Tittle R.S., Weiser K., Pettit GD. Structural, optical, and electrical properties of amorphous slHcon films. // Phys. Rev. B. 1970. - 1, -N. 6. - P. 2632-2641.

57. Brodsky M.H., Kaplun D., Zeigler J.F. Densities of amorphous Si films by nuclear backscattering. // Appl. Phys. Lett. 1972. - 21. - P.305-307.

58. Brommer K., Galvan M., Dal Pino A.,Jr., Joannopoulos J.D. Theory of adsorption of atoms and molecules on Si(l 11)7x7. // Surf Sci. 1994. - 314. - P.57-70.

59. Caber J., Ishiwara H., Furukawa S. Solid phase epitaxy of highly-doped Si: B films deposited on Si(lOO) substrates. // Jap. J. Appl. Phys. 1982. - 21, - N. 11. - P. L712-L714.

60. Cao R., YangX., Pianetta P. Characterization of the B/Si surface electronic structures. // J. Vac. Sci. Technol. A. 1993. - 11, - N. 4. - P.l817-1822.

61. Cao R., YangX, Pianetta P. Atomic and electronic structure of B/Si(100). // J. Vac. Sci. Technol. A. 1993. - 11, - N. 4. - P. 1455-1458.

62. Chen P.J., Colaianni M.L., Yates J.T.,Jr. The thermal dissociation of decaborane on Si(l 1 l)-(7x7) and doping effects in the neat surface region. // J. Appl. Phys. 1992.72,-N. 7. P. 3155-3160.

63. Chen P.J., Colaianni ML, Yates J.T.,Jr. Inhibition of atomic hydrogen etching of Si(lll)by boron doping. // J. Appl. Phys. 1991. - 70, -N . 6. - P. 2954-2957.

64. Colella R N-beam dynamical diffraction of high-energy electrons at glancing incidence. General theory and computational methods. // Acta Cryst. A. -1972. -28. -P.l 1-15.

65. ColellaR., Menadue J.F. Comparison of experimental and n-beam calculated intensities for glancing incidence high-energy electron diffraction. // Acta Cryst. A. -1972, 28. -P. 16-22.

66. Corallo C.F., Hoflund G.B. Ion scattering spectroscopy and temperature-programmed desorption study of the interaction of N2 with Si(l 11). // J. Vac. Sei. Technol. A. 1987. - 5,-N. 4.-P. 713-717.

67. Csepregy L, Mayer J.W., Sigmon T.W. Channeling effect measurement of the recrystallization of amorphous Si layers on crystal Si. // Appl. Phys. A 1975. - 54, - N. 2. - P. 157-158

68. Csepregi L, Chu W.K., Muller K, Mayer J.W., Sigmon T.W. Influence of thermal history on the residual disorder in implanted 111 silicon. // Rad. Eff. 1976. - 28. - P. 227-233.

69. Csepregi L, Mayer J.W., Sigmon T.W. Regrowth behaviour of ion-implanted amorphous layers on 111 Si. Appl.Phys.Lett. - 1976. - 29, - N. 2. - P. 92-93.

70. CsepregiL, KennedyE.F., Gallagher T.G, MayerJ.W., Sigmon T.W. Reordering of amorphous layers of Si implanted with -A'P, AAAs, "B ions // J. Appl. Phys. 1977. - 48, -N. 10.-P. 4234-4240.

71. Csepregi L, Kennedy E.F., Mayer J. W., Sigmon T. W. Substrate-orientation dependenceof the epitaxial regrowth rate from Si-implanted amorphous Si, // J. Appl. Phys. 1978. -49,-N. 7.-P. 3906-3911.

72. D'AvitayaF.A., DeLage S. RosencherE. Silicon MBE: recent developments. // Surf

73. Sei. 1986.- 168,-P. 483-497.70. 40 de Fresart E., Rhee S.S., Wang K. Boron oxide interaction with silicon in silicon molecular beam epitaxy. // Appl. Phys. Lett. -1986. 49, - N. 14. - P. 847-849.

74. DavidsonS.M., Booker G.R. Ion implantation. London: Cordon and Breach. - 1971.510p.

75. DavisL. E, MacDonaldN.C, PalmbergP. W, RiachH.E., WeberR.E. Handbook of Auger electron spectroscopy. // Eden: Phys. Electron. Idustr. 1976. - 252 p.

76. DelordJ.F., SchrottA.G., FainS.C.Jr. Nltridation of silicon (111): Auger and LEED results. // J. Vac. Sei. Technol. 1980. - 17. - P. 517-520.

77. DirksA.C., LeamyH.J. Columnar microstructure in vapor-deposited thin films. // Thin Solid Films. 1977. - 47. - P. 219-233.

78. DonovanE.P., SpaepenP., TurnbullD., Poate J.M., JacobsonD.GHeat of crystallization and melting point of amorphous silicon. // Appl. Phys. 1983. - 42, - N. 8. - P. 698700.

79. Dorn R., Luth H., Russell G.J. Adsorption of oxygen on clean cleaved (110) galliumarsenide surfaces. Phys. Rev. B. 1974. - 10, - N. 12. - P. 5049-5056.

80. Doyle P.A., TurnerP.S. Relativistic Hartree-Fock X-ray and electron scattering factors. // Acta Cryst. A. -1967. -24. -P390-397.

81. Drosd B., Washburn J. A new technique for observating the amorphous to crystalline transformation in thin surface layers on silicon wafers. // J.Appl. Phys. 1980. - 51, - N. 3.-P. 4105-4110.

82. Drosd R., Washburn J. Some observations on the amorphous to crystalline transformation in silicon. // J. Appl. Phys. 1982. - 53, - N. 1. - P. 397-403.

83. EdamotoK., TanakaS., OnchiM., NishijimaM. Electron-energy-loss spectra ofSl(l 11)surface reacted with nitrogen atoms // Surf Sei. 1986. - 167. - P. 285-296.

84. Florio J. v., Robertson W.D. Phase transformations of the Si(l 11) surface. // Surf Sei.1970.-22.-P. 459-464.

85. Foti G, Bean J.C, Poate J.M., Magee CW. Effect of structure and impurities on the epitaxial regrowth of amorphous silicon. // Appl. Phys. Lett. 1980. - 36, - N. 10. - P. 840-842.

86. FujiwaraK., OgataH, NishijimaM. Adsorption of H2S, H2O and O2 on Si(lll)surfaces. // Solid State Commun. 1977. - 21. - P. 895-897.

87. Gandolfo D., Ruiz J., Thibaudau F., Zagrebnov V. A. Cooperative phenomenon in B/Si(l 11) segregation // Europhys. Lett. 1995. - 30, - N. 3. - P. 145-150.

88. Gamer CM., Lindau L, Pianetta C.Y., Spicer W.E. Electron-spectroscopic studies of the early stages of the oxidation of Si. // Phys. Rev. B. 1979. - 19, - N. 8. - P. 39443956.

89. Ghostagore R.N. Method for determining silicon diffusion coefficients in silicon and in some disilicon compounds. // Phys. Rev. Lett. -1966. 16, - N. 20. - P. 890-892.

90. Golanski A., Piderkiewicz A., Rzewuski H. , Lefeld-SosnosnovskaM, Grotzshcel R, Kreissing V. Particularities of crystalline to amorphous state conversion in silicon heavily damaged by 140 KeV Sf+ ions. // Phys. Stat. Sol. (a). 1976. - 38. - P. 139-149.

91. Gonzalez-Hernandez J., Martin D., Chao S.S., Tsu R. Crystallization temperature of ultrahigh vacuum deposited silicon films. // Appl. Phys. Lett. 1984. - 45, - N. 1. - P. 101-103.

92. Grimaldi M.G., Mäenpää M, Paine B.M., Nicolet M.-A., Lau S.S., Tseng W. F. Epitaxial grov\1;h of amorphous Ge films deposited on single-crystal Ge. // J. Appl. Phys. 1981. -52.-P. 1351-1355.

93. HaJ.S, ParkK.-H, Xun W.S., Ko Y.-J., KimSK. Interaction ofnitrogen with Si(l 11)7x7) surfaces at elevated temperatures. // Surf Sei. 1999. - P. 373-383.

94. HanadaT, Ino S, Daimon H. Study of the Si(l 11)7x7 surface by RHEED rocking curve analysis. // Surf Sei. 1994. - 313, - N. 1-2. - P. 143-154.

95. Hanke G, Müller K. Low energy Auger transitions of boron in several boron compounds. // J. Vac. Sei. Technol. A 1984. - 2, - N. 2. - P. 964-968.

96. HeadrickR.L. Weir B.E., LeviA.F.J., Eaglesham D.J., Feldman L.C Si(100)-(2xl)boron reconstruction: self-limiting monolayer doping. // Appl. Phys. Lett. 1990. - 57, -N.26.-R 2779-2781.

97. Headrick R.L., Weir B.E., BevkJ., Freer B.S, Eaglesham D.J., Feldman L.C. Influenceof surface reconstruction on the orientation of homoepitaxial silicon films. // Phys. Rev. Lett. 1990.-65,-N. 9.-P. 1128-1131.

98. HeadrickR.L., Feldman L.C, Robinson LK. Stability of boron and gallium-inducedsurface structures on Si(lll) during deposition and epitaxial growth of silicon. // Appl. Phys. Lett. 1989. - 55, - N. 6. - P. 442-444.

99. Hedrick R.L., Levi A.F.J., Luftman H.S., Kovalchick J., Feldman L.C. Electrical condition in the Si(l 1 l):B-(V3xV3)i?307a-Si interface reconstruction // Phys. Rev. B -1991. 43,-N. 18.-R 14711-14714.

100. HeadrickR.L., Weir B.E., Levi A.F.J., Eaglesham D.J., Feldman L.C. Burled, orderedstructures: boron on Si(l 11) and Si(lOO). // J. Cryst. Growth. -1991, -111, -P.838-842.

101. Henzler M Defects in surface structure: information with LEED, Festkorperprobleme. - 1979.- 19,-P. 193-208.

102. HenzlerM. LEED studies of surface imperfections. // Appl. Surf Sei., 11/12, P. 450469.

103. Henzler M. Spot profile analysis (LEED) of defects at silicon surfaces. // Surf Sei. -1983.- 132.-P. 82-91.

104. Hibino H, Sumitomo K., Ogino T., Growth process of twinned epitaxial layers on Si(lll)V3xV3-B and their thermal stability. //Appl. Surf Scl.,1998, 130-132, P.41-46.

105. Hibino H, Ogino T. Formation of twinned two-bllayer-high Islands during initial stages ofSi growth on Si(lll)V3xV3-B// Surf Sei. 1998. - 412/413. - P. 132-140.

106. HibinoH, SumitomoK., Ogino T. Twinned epitaxial layers formed on Si(l 11) V3xV3-B // J. Vac. Sei. Technol. A -1998. - 16, - N. 3. - P. 1934-1937.

107. HildenbrandD.L., Hall W.F., Potter N.D., Thermodynamics of vaporisation of lithium oxide, boric oxide, and lithium metaborate. // J. Chem. Phys. 1963. - 39, - P. 296-301.

108. Hirayama H, Tatsumi T., Aizaki N. Reflection high energy electron diffraction and Auger electron spectroscopic study on B/Si(l 11) surfaces. // Surf Sei. 1988. - 193. - P. 47-52.

109. Ho K. T., Suni L, Nicolet M.-A. Substrate orientation dependence of enhanced epitaxial regrowth of silicon. // J. Appl. Phys. 1984. - 56, - N. 4. - P. 1207-1212.

110. Horio Y., IchimiyaA., Dynamical diffraction effect for RHEED intensify oscillations for glancing angles. // Surf Sei. 1993. - 298. - P.261-272.

111. T/ono Y., IchimiyaA. RHEED intensity analysis of Si(l 11)7x7A3xA3R30°-Ag surfaces. I. Kinematic diffraction approach. // Surf Sei. -1983. 133, - N. 2-3. P. 393-400.

112. Hottier F., Theeten J.B., Masson A., Domange J.L. Comparative LEED and RHEED examination of steppedsurfaces, application to Cu(l 11) and GaAs(OOl) vicinal surfaces. II Surf. Sei-1977. -65. -P.563-577.

113. Houston J.E., Park R.L. Low-energy electron diffraction from Imprfect structures. // Surf Sei. -1970. -21. -P.209-223.

114. HuangH, TongS Y.Quinn J., Jona F. Atomic structure of Si(l 1 l)V3xV3R30-B by dynamical low-energi electron diffraction. // Phys. Rev. B 1990. - 41, - N. 5. - P. 32763278.

115. Hung LS, Lau S.S, Von Allmen M., Mayer JW, Ullrich P.M., Baker JE., Williams P. Tseng W.P. Epitaxial growth of Si deposited on (100) Si. // Appl. Phys. Lett. 1980. -37. -P.909-911.

116. Ibach H, Horn K., Dorn R., Luth H. The adsorption of oxygen on silicon (111) surfaces. I. // Surf Sei. -1973. 38. - P. 433-454.

117. Ibach H, Rowe J.E. Electron orbital energies of oxygen adsorbed on silicon surfaces and silicon dioxide. //Phys. Rev. B. 1974. - 10, - N. 2. - P. 710-718.

118. Ibach H, Rowe J.E. Electronic transition of oxygen adsorbed on clean silicon (111) and (100) surfaces. // Phys. Rev. B. 1974. - 9, - N. 4. - P. 1951-1957.

119. Ui.Ichimiya A. RHEED intensity analysis of Si(l 11)7x7 at one-beam condition. // Surf Sei. Lett 1987. - 192. - P. 893-898.

120. Ichimiya A. Many-beam calculation of reflection high energy electron diffraction (RHEED) intensities by the multi-slice method. // Jap. J. Appl. Phys. 1983. - 22, - N. l. -P. 176-180

121. Ichimiya A. One-beam RHEED for surface structure analysis. // The Structure of

122. Ilias S., Stambouli V., Pascallon J., et al. Microstructure and stress investigations of cubic boron nitride thin films. // Diamond and Related Materials. 1998. - 7. - P. 391396.

123. Ishizaka A. Growth mode transitions in Si molecular beam epitaxy on (100) and (111) substrate surfaces // Phil. Mag. B. 1991. - 64, - N. 2. - P. 219-232.

124. Jackman T.E., Houghton D.C., Jackman J.A., DenhoffM.W., KechangS., McCaffrey J., RockettA. Annealing studies of highly doped boron superlattices. // J. Appl. Phys. -1989.-66,-N. 5.-R 1984-1992.

125. Jorke H. Surface segregation of Sb on Si(lOO) during molecular beam epitaxy growth // Surf Sei. 1988. - 193, - N. 3. - P. 569-578.

126. JoynerD.J., Hercules D.M. Chemical bonding and electronic structure of B2O3, H3 BO3, and BN: An ESCA, Auger, SIMS, and SXS study. // J. Chem. Phys. 1980. - 72, - N. 2. -N. 1095-1108.

127. Kandel D., Kaxiras E. Surfactant mediated crystal growth of semiconductors // Phys. Rev. Lett. 1995. - 75, - N. 14. - P. 2742-2745.

128. Kaverina I.G., Korobtsov V.V., Lifshits V.G., Zavodinskii V.G., Zotov A.V. The influence of the structure of amorphous Si deposited in ultrahigh vacuum on the solid phase epitaxial growth rate. // Thin Solid Films. 1984. - 117. - P. 101-106.

129. Kaverina I.G., Korobtsov V. V., Zavodinskii V.G., Zotov A. V. SPE growth anisotropy of vacuum-deposited amorphous silicon. // Phys. Stat. Sol. (a). 1984. - 82. - P. 345-353.

130. KasperE. Growth kinetics of Si molecular beam epitaxy // Appl. Phys. A. 1982. - 28. -P. 129-135.3'A.Kaxiras E. Atomic aspects of diffusion and growth on the Si and Ge(lll) surfaces // Thin Solid Films 1996. 272. - P. 386-398.

131. Kaxiras E., Pandey K.C., Himpsel F.J., Tromp R.M. Electronic states due to surface doping: Si(lll)V3xV3-B. //Phys. Rev. B. -1990. -41, -P.1262-1265.

132. Kerkow H, Kreysch G., Lukasch B. The influence of foreign atoms on the epitaxial annealing of ion-implanted sihcon. //Phys. Stat. Sol. (a). 1984. - 82. - P. 125-133.

133. Kohler U., Demutth J.E., Hamers R.J. Scanning tunneling microscopy study of low-temperature epitaxial growth of silicon on Si(l 1 l)-(7x7). // J. Vac. Sei. Technol. A. -1989.-7,-N. 4.-P. 2860-2867.

134. Korobtsov V.V., Zavodinskii V.G., Zotov A.V. Epitaxial regrowth of amorphous Si deposited on Si(l 11). // Phys. Stat. Sol. (a). 1982. - 72. - P. 391-398.

135. Korobtsov VV, Zavodinskii V.G., Zotov A.V. LEED analysis of solid phase epitaxy of SI. // Surf Sei. 1983. -130, -P.325-328.

136. Korobtsov V. V., Lifshits V.G., ZotovA. V. Formation of Si(lll)V3xV3-B and Si epitaxy on Si(l 1 l)V3xV3-B: LEED-AES study // Surf Sei. 1988. - 195. - P. 466-476.

137. Korobtsov V. V., Lifshits V.G., ShaporenkoA.P., FidjaninO.N., Balashev V. V. Recovery of Sl(l 11) surface after Si growth interruption. // Phys. Low-Dim. Struct. 1998. - 3/4. -P. 175-182.

138. Köster U. Crystallization of amorphous silicon films. // Phys. Stat. Sol. (a). 1978. - 48. -P.313-321.

139. Korte U., Meyer-Ehmsen G. The structure of the Pt(l 10)1x2 surface and its 1x2 to or from 1x1 structural transition. I. RHEED from the periodic part of the structure. // Surf. Sei.-1992. -271.-P.616-640.

140. Kshirsagar S.T., Lannin J.S. Structural order in anneal-stable amorphous silicon. // Phys. Rev. B, 1982. - 25. - P. 2916-2919.

141. KubiakR., Parry C. An overview of doping strategies in Si: MBE. // Mat. Res. Soc. Symp. Proc, Materials Research Society. 1991. - 220. - P.63-74.

142. Kumagai Y., Mori R., Ishimoto K, Hasegawa F. Infuence of boron adsorption over Si(lll) surface on Si molecular beam epitaxial growth studied by reflection high-energy electron diffraction. // Jap. J. Appl. Phys. 1994. - 33. - P. 817-819.

143. Kumagai Y., Ishimoto K, Mori R., Hasegawa F. Temperature dependence of boron adsorption during HBO2 irradiation on Si(lll) surface evaluated by reflection high-energy electron diffraction. // Jap. J. Appl. Phys. 1994. - 33. - P. 1-14.

144. Kumagai Y., Ishimoto K., Mori R, Hasegawa F. Temperature dependence of boron surface segregation in Si molecular beam epitaxial growth on the Si(11 l)V3xV3-B surface. // J. Cryst. Growth. 1995. - 150. - P. 989-993.

145. LegallyM.G. The present status of low-energy electron diffraction. // Appl. Surf Sci. -1982.-13. P. 260-281.

146. Lange G., Meli C.A., Toennies J.P., Green E.F. Helium atom scattering from the Si(lll) surface at high temperatures. // Phys. Rev. B. 1997. - 56, - N. 8, - P. 46424646.

147. LatyshevA. V., KrasilnikovA.B., AseevA.L. Self-diffusion on Si(l 11)// Phys. Rev. B. -1996.-54,-N. 4.-R 2586-2589.

148. Levi A.F.J., McCall S.L., Platzman P.M. Nonrandom doping and elastic scattering of carriers in semiconductors. // Appl. Phys. Lett. -1989. -54, N10. -P.940-942.

149. Lifshits V.G., Akilov V.B., Churusov B.C., Gavriljuk Yu.L, Zavodinskii V.G. The formation of InSi sufce phase. // Sol. St. Comm. 1985. - 55. - P. 717-720.

150. Lin T.L., Fathauer R.W., Grunthaner P.J. Maximum boron doping concentrations without oxygen incorporation for silicon molecular beam epitaxy using h b o 2 and b 2 o 3 as dopant sources. // Thin Solid Films. 1990. - 184. - P. 31-35.

151. LloydJ. R., Nakahara S. Formation and growth of voids and/or gas bubbles in thin films. // Thin Solid Films. 1982. - 93. - P. 231-286.

152. Lu T.M., LagallyM. G. The resolving power of a low-energy electron diffactometer and the analysis of sufce defects. // Surf Sci. 1980. - 99. - P. 695-713.

153. LyoI. W., Kaxiras E., AvourisPh. Adsorption ofboron on Sl(l 11): Its effect on surface electronic states and reconstruction. // Phys. Rev. Lett. 1989. - 63, - N. 12. - P. 1264.

154. MaksymP.A., BeebyJ.L. A theory of RHEED. // Surf Sci. -1981. -11. -P.423-438.

155. Mathiez Ph., Roge T.P., Dumas Ph., Salvan F. Early stages of Cu growth on B-Si(lll)V3xV3R30°. //Appl. Surf Sci. 1992. - 56-58. - R 551-557.

156. MaleyK., PilioneL,J., KshirsagarS.T., Lannin J.S. Structural order and optical properties oftetrahedral amorphous soHds. // Physica B. 1983. -117-118. - P. 880-882.

157. Mayer J.W., Eriksson L, Picraux S.T., Davies J.A. Ion implantation of silicon and germanium at room temperature. Analysis by means of 1.0-MeV helium ion scattering. // Canadian Journal of Physics. -1968 -45. -P.563-673.

158. McLean D., Grain Boundaries in Metals II Oxford U.P., London, 1957.

159. Martin J.ML., Francois J. P., Gijbels R Ab initio study of boron, nitrogen, and boron-nitrogen clusters. I. Isomers and thermochemistry of B3, B2N, BN2, and N3. // J. Chem. Phys. 1989. - 90, - N. 11. -P. 6469-6485.

160. Mazey D.J., Nelson R.S., Barnes B.S. Observation of ion bombardment damage of silicon. //Phil. Mag, -1968, -17. -N150. -P.l 145-1161.

161. McLeanA.B., TerminelloL.J., HimpselF.J. Electronic structure of Si(l 11) on Si(l 11)-bV3X-\/3 R30 studied by Si 2p and b Is core-level photoelectron spectroscopy // Phys. Rev. B -1990, -41, -Nil. -P.7694-7700.

162. Meloni G., Viswanathan R., Gingerich K.A. Experimental and theoretical investigations of the structure and the stabolity of the BNSi molecule. // J. Chem. Phys. 1999. - 111, -N. 20. - P. 9325-9329.

163. Meloni G., Sai BabaM., Gingerch K.A. Knudsen cell mass spectrometric investigation of the B 2 N molecule. // J. Chem. Phys. 2000. - 113, - N. 20. - P. 8995-8999.

164. Menadue F. Si(lll) surface structure by glancing incidence high-energy electron diffraction. // Acta Cryst. A, 1972. - 28, - P. 1-11.

165. Mo Y.-W., KariotisR., SwatzetruberB.S., WebbM.B., LagallyM.G. Scanning tunneling microscopy study of diffusion, growth and coarsening of Si on Si(OOl) // J. Vac. Sci. Technol. A. 1990.-8,-N. l.-R 201-206.

166. Nakahara H, Ichimiya A., RHEED intensity rocking curves from Si(lll) surface during MBE growth. // J. Cryst. Growth. 1989. - 95. - P. 472-475

167. ANarayan J. Interface structures during solid-phase-epitaxial growth in ion-implanted semiconductors and a crystallization model. // J. Appl. Phys. 1982. - 53, - N. 12. - P. 8607-8614.

168. Narayan J., HollandO. W., AppletonB.R. Solid-phase-epitaxial grow1;h and formation of mrtastable alloys in ion implanted siUcon. // J. Vac. Sci. Technol. B. -1983. -1, -N4. -P.871-887.

169. NishijimaM., FujiwaraK. Electron energy-loss spectroscopy ofNO, O2 and NH3 on

170. Si(l 11) surfaces. // Solid State Commun. 1977. - 24 - P. 101-103.19 \. No garni J. •n/sxvb reconstruction of Si(lll) studied by scanning turmellng microscopy. // Surf Rev. Lett. 1994. - 1, N283, P.395-410.

171. Nogami J., YoshikawaS., Glueckstein J.C., PianettaP. Boron reconstructed Si(lll) surfaces produced by B2O3 decomposition. // Scanning Microscopy. 1994. - 8, - N. 4. -P. 835-840.

172. Nutzel J. E., Abstreiter G. Segregation and diffusion on semiconductor surfaces. // Phys. Rev. B. 1996. - 53, - N. 20. - R 13551-13557.

173. OlshanetskyB.Z., ShklyaevA.A. Phase transitions on clean Si(l 10) surfaces. // Surf Sci. 1977.-67.-P. 581-583.

174. Olson G.L, Roth J.A. Kinetics of solid phase crystallization in amorphous silicon // Material Sci. Reports -1988. 3. - P. 1-78.

175. Ostrom R.M., AllenE. G. Boron doping in Si molecular beam epitaxy by co-.evaporation of B2O3 or doped silicon. //Appl. Phys. Lett. -1986 -48, -N3, -P.221-223.

176. Paul W, Connell G.A.N, Temkin R.J. Amorphous- germanium. I. A model for the structural and optical properties. // Advances in Physics. 1973. - 22. - P. 531-580.

177. Peto G, Lohner T., Kanaki J., Gyulai J. Investigation of ion-bombarded and annealed Si by UPS and RBS methods. // Nucl. lustrum, and Meth. Phys.Res. 1982. - 199, - N. 1-2. - P. 445-449.

178. Pianetta P., Lindau /., Garner CM., Spicer W.E. Chemisorption and oxidation studiesof the (110) surfaces of GaAs, GaSb, and InP. // Phys. Rev. B. 1978. - 18, - N. 6. - P. 2792-2806.

179. PianettaP., LindauL, Garner CM., Spicer W.E. Oxidation Properties of GaAs(llO) Surfaces. Phys. Rev. Lett. 1976. - 37, - N. 17. - P. 1166-1168.

180. Qian G.-X., Chadi D.L Si(l 11)7x7 surface. Energy minimization calculation for the dimer-adatom-stacking fauh model. // Phys. Rev. 1987. - 35, - N. 3, - P. 1288-1293.

181. Revesz P., Wittmer M., Roth J., Mayer J.W. Epitaxial regrowth of Ar-implanted amorphous silicon. II J. Appl. Phys. 1978. - 4, - N. 10. - P. 5199-5205.

182. Saito T., Ohdomari L, Quantitative analysis of the bond rearrangement process during solid phase epitaxy of amorphous silicon. // Phil. Mag. B. 1984. - 49, - N. 5. - P. 471479.

183. SaitohS., Sugii T., IshiwaraH, FurukawaS. Growth conditions of deposited Si films in solid phase epitaxy. // Jap. J. Appl. Phys. 1981. - 20, - N. 2. - P. L130-L132.

184. SardellaM.R., Ni W.-X., Ekberg J.O., Sundgren J.E., Hansson G. V. Surface segregation of boron during Si-MBE growth. // Mat. Res. Soc. Symp. Proc, Materials Research Society.- 1991.-220. P. 109-114.

185. ScheerM.D. The gas phase condition ofboric oxide. // J. Phys. Chem. 1957. - 61. P. 1184-1191.

186. Schins W.J.H., Bezemer J., HoltropH., RadelaarS. Recrystallization of poly crystalline CVD grown silicon. // J. Electrochem. Soc. -1980. -127. -PI 193-1199

187. Seah M.P. Chemstry of solid-solid interfaces- A review of its characterization, theory, and relevance to materials science/ //. J/ Vac. Sei. Technol. -1980. -17, N1. P. 16-24.

188. Schrott A. G, FainS.C.,Jr. Nltridation of Si(lll)by nitrogen atoms. // Surf. Sei. 1981. -111.-P. 39-52.

189. Schrott A.G., FainS.C.,Jr. Nltridation of Si(lll) by nitrogen atoms. II. // Surf Sei. -1982.- 123.-P. 204-222.

190. Simko S.J., MilitelloM. Hexagonal phase ofboron nitride by AES// Surf Sei. Spectra. -1993.- 1,-N. 3.-R 288-291.

191. Simko S.J., Militello M. Cubic phase of boron nitride by AES// Surf Sei. Spectra. -1993.- 1,-N.3.-P. 284-287.

192. Solmi S., Landi E., Buraffaldi F. High-concentration boron diffusion in silicon: Simulation of the precipitation phenomena // J. Appl. Phys. 1990. - 68, - N. 7. - P. 3250-3258.

193. Spaepen F. A structural model for the Interface between amorphous and crystalline Si and Ge. // Acta Metall. 1978. - 26. - P. 1167-1177.

194. Spaepen F., Turnbull D. Kinetics of motion of crystal-meh interfaces. // In: Laser Solid Interactions and Laser Processing 1978 / Eds. Ferris S. D., Leamy H. J. and Poate J. M- N. Y.: American Institute ofPhysics. 1979. - P. 73-83.

195. SrivastavaR.D., Färber M., Thermodynamic properties of group 3 oxide. // Chem. Rev.- 1978. 78. - P. 627-638.

196. Stimpel T, Hosier HE., Schulze J., Baumgarther H, Eisele I. Boron surface phase on Si(lll): atomic structure and Si overgrowth studied by scanning tunneling microscopy and work function measurement. // Thin Solid Films. 2000. - 380. - P. 29-31.

197. StolkP.A., GossmannH.-J., EagleshamD.J., Jacobson, D.C. Poate J.M., LuftmanHS. Trap-limited interstitial diffusion and enchanced boron clustering in silicon // Appl. Phys. Lett. 1995. - 66, - N. 5. - P. 568-570.

198. Streit D., Metzger R.A., Allen F. G. Doping of silicon in molecular beam epitaxy systems by solid phase epitaxy. // Appl. Phys. Lett. 1984. - 44, - P. 234-236.

199. StreitD.C, AllenE.G. Thermal and Si-beam assisted desorption of SiOi from silicon in ultra-high vacuum. // J. App. Phys. -1987. -61, -P.2894-2828.

200. Suemasu T, YamamotoM., TakakuraK., Hashimoto S., Kumagai Y., HasegawaF. Sl-molecular beam epitaxial growth over an atomic-layer boron adsorbed Si(OOl) substrate and its electrical properties. // Jap. J. Appl. Phys. 1997. - 36. - P. 7146-7151.

201. Sun Y.-K., BonserD.J., Engel T, Spatial ingomogeneity and void-growth kinetics in the decomposition of ultrathin oxide overlayers on Si(lOO). // Phys. Rev. B. -1991. -43. -P.14309-14312.

202. SuniI., Goltz G, NicoletM.-A., Lau S.S. Effect of electrically active impurities on the epitaxial regrowth rate of amorphized silicon and germanium. // Thin Solid Films. -1982.-93-R 171-178.

203. Suni L, Goltz G, Grimaldi M.G., NicoletM.-A., Lau S.S. Compensating Impurity effect on epitaxial regrowth rate of amorphous Si. // Appl. Phys. Lett. -1982. 40, N. 3. - P. 269-271.

204. Taguchi Y., Date M, Takagi N., Aruga T., Nishijima M. Chemical reactivity of the Si(lll)V3xV3R30°-B surface: an electron-energy-loss spectroscopy study. // Appl. Surf Sci.- 1994.-82/83.-P. 434-436.

205. Taguchi Y, DateM., Takagi N., Aruga T, NishijimaM. Adsorbed states ofNH3 and CeHe on the Si(lll)V3xV3R30°-B surface: Thermal-desorption and electron-energy-loss-spectroscopy studies. // Phys. Rev. B. 1994. - 50, - N. 23. - P. 17440-17449.

206. Tanuma S., Powell C.J., Penn D.R. Calculations of electron inelastic mean free paths. // Surf Interface Anal -1994.-21 -P. 165-176.

207. Tarrio C, Schnatterly S.E. Interband transitions, plasmons, and dispersion in hexagonal boron nitride. // Phys. Rev. B. 1989. - 40, - N. 11. - P. 7852-7858.

208. Tatsumi T, Hirayama K, Aizaki N. Surface segregation at boron planar doping in silicon molecular beam epitaxy. // Jap. J. Appl. Phys. 1988. - 27, - N. 6. - P. 954-956.

209. Tatsumi T, Hirosava L, Niino T, Hirayama K, Mizuki J. Activation efficiency of a BV3xV3/Si(lll) structure covered with molecular beam deposited amorphous Si and SlOx // Appl. Phys. Lett. 1990. - 57, - N. 1. - P. 73-75.

210. Tatsumi T, HirayamaH, Aizaki N. Boron heavy doping for Si molecular beam epitaxy using HBO2 source. // Appl. Phys. Lett. 1987. -50, -N18, -P. 1234-1236.

211. Temkin R.J., Paul W, Connell G.A.H. Amorphous germanium. II. Structural properties. // Advances in Physics. 1973. - 22. - P. 581-642.

212. Terminello L.J., Chaiken A., Lapiano-Smith D.A., et al. Morphology and bonding measured from boro-nitride powders and films using near-edge x-ray adsorption fine structure. // J. Vac. Sci. Technol. A. 1994. - 12, - N. 4. - P. 2462-2466.

213. ThapliyalH. V., Unertl W.N. Diffraction features in secondary electron emission. // J. Vac. Sci. Technol. 1979.16, - N. 2. - P. 523-526.

214. TheyM.L., CandáisM., Fisson S. On the defects- of amorphous Ge films. // Phys. Stat. Sol. (a). 1973.- 17.-P. 643-652.

215. Thibaudau F., Roge T. P., Mathiez Ph., Dumas Ph., Salvan F., Cooperative segregation of boron at Si(l 11). // Europhys. Lett. 1994. - 25. - P. 353.

216. Thibaudau F., Dumas Ph., Mathiez P., Humbert A., Satti D., Salvan F. A3xA3 structure of boron enriched Si(l 11) surface investigated by Auger, LEED and scanning tunneling microscopy. // Surf Sci. -1989. 211212 -P. 148-155.

217. Thomas P. A., BrodskyM.K., KaplanD., Lepine D. Electron spin resonance of ultra-high vacuum evaporated amorphous silicon: In situ and ex situ studies. // Phys. Rev. B. -1978.- 18.-P. 3059-3073.

218. Thutupalli G.K.M., Tomlin S.G. The optical properties of amorphous and crystalline silicon. // J. Phys. C. 1977. - 10. - P. 467-477.

219. TongS.Y, HuangH, Wei CM. Packard W.E., Men F.K., Glander G, Webb M.B. Low-energy electron diffraction analysis of the Si(l 11)7x7 structure // J. Vac. Sci. Technol. A. 1988.-6,-N. 3.-P. 615-624.

220. Trehan R., Lifshitz ¥., Rabalais J. W. Auger and x-ray electron spectroscopy studies of hBN, cBN, and N2"A ion Irradiation of boron and boron nitride. // J. Vac Sci. Technol. A. 1990.-8,-N. 6.-R 4026-4032.

221. Tsaur B.Y., Hung L.S. Epitaxial alignment of polycrystalline Si films on (100) Si. // Appl. Phys. Lett 1980. - 37, - N. 7. - P. 648-651.

222. Tuppen CG, Prior K.A., Gibbings C.J. Oxygen incorporation in molecular-beam epitaxial silicon doped using a boric oxide source. // J. Appl. Phys. 1988. - 64, - N. 5. -P. 2751-2753.

223. UesugiK, Takiguchi T., YoshimuraM., Yao T. Scanning tunneling microscopy study of the reaction ofAici3 with the Si(ll 1) surface. // J. Vac. Sci. Technol. B. 1994. - 12, -N.3.-P. 2008-2011.

224. Vescan I., Kasper E., Meyer O., MaierM. Characterization of Ga-doped solid phase-MBE silicon. // J. Cryst. Growth. 1985. - 73. - P. 482-486.

225. VoightlanderB., ZinnerA., Weber T, BonzelHP. Modification of growth kinetics insurfactant-mediated epitaxy// Phys. Rev. B. 1995. 51, - N. 12. - P. 7583.

226. Von Allmen M., Lau S.S., Mayer J.W., Tseng W.F. Solid-state epitaxial growth of deposited Si films. //Appl. Phys. Lett. 1979. - 35. - P. 230-282.

227. E. E. And Poate J. M. Princeton: The Electrochem Soc. - 1980. - 80-2. - P. 195-198.

228. WangH. -C, LinR.-F., WangX. High temperature nitridation structures of the Sl(l 11)-(7x7) surface. // Surf Sei. 1987. - 188. - P. 199-205.

229. Wang S., Radny M.W., Smith P.V. Segregation of boron on the cluster-modified Si(lll)V3xV3R30°-B hydrogenated surface. // Phys. Rev. B. 1997. - 57, - N. 7. - P. 3575-3578.

230. Wang S., Radny M.V., Smith P.V. Boron, hydrogen and siUcon adatom on Si(lll) surface an (it ab initio ) Hartree-Fock/density functional cluster study. // J. Phys. Condens. Matter. 1997. - 9, - P. 4535-4557.

231. Wang S., Radny M. W., Smith P. V. Ab initio cluster calculations of the chemisorption of hydrogen on the Si(l 1 l)V3xV3R30°-B surface. // Surfi Sei. 1997. - 349, - P. 235-249.

232. Weir B.E., Eaglesham D.J., Feldman L.C., Luftman H.S., HeadrickR.L. Electron microscopy of the ordered boron 2x1 structure burled in cristalline silicon. // Appl. Surf Sei.- 1995.-84.-R 413-418.

233. WeirB.E., HeadrickR. L, Shen Q., Feldman.C, HyberstenM. S, NeedelsM., Schenter M., Hart T. R. Growth and structural analysis of an ordered boron monolayer in Si(lOO).

234. Phys. Rev. B. 1992. 46, - N. 19. - P. 12861-12864.

235. Weir B.E., Feldman L.C., Monroe D., Grossmann HJ., Headrick R.L, Hart TR. Electrical characterization of an ultrahigh concentration boron delta-doping layer. // Appl. Phys. Lett. 1994. - 65, - N. 6. - P. 737-739.

236. Welkie D. €., Lagally M.G. Quantitative island size determination in the chemisorbed layer W(l 10) p (2x1 )-0. // Surf Sei. 1979. - 81. - P. 69-39.

237. Weltner W.,Jr., WarnJ.R.W. Matrix isolation of high-temperature vapors: boric oxide. //

238. J. Chem. Phys. 1962. - 37. - N. 2. - P. 292.-303

239. White D., Mann D.E., Walsh P.N., Sommer A. Infrared emission spectrum of gaseous HBO2. // J. Chem. Phys. 1960. - 32, - N. 2. - P. 488-492.

240. White D., Mann D.E., Walsh P.N., Sommer A. Infrared emission spectrum of gaseous B2O3 and B2O2. // J. Chem. Phys. 1960. - 32, - N. 2. - P. 481-487.

241. Widmer PI. Epitaxial growth of Si on Si in ultra-high vacuum, // Appl. Phys. Lett. -1964.-5,-N.5,-P. 108-110.

242. Widmayer P., Ziemann P., Boy en H.-G. Electron energy loss spectroscopy-an additional tool to characterize thin films of cubic boron nitride. // Diamond and Related Materials.- 1998.-7.-P. 385-390.

243. Widmayer P., Boyen H.-G., Ziemann P. Electron spectroscopy on boron nitride thin films: Comparison of near-surface to bulk electronic properties. // Phys. Rev. B. 1999. -59,-N. 7. - P. 5233-5241.

244. WigginsM., Baird R.J., WynblattP. Thermal nitridation of Si(l 11) by nitric oxide. // J. Vac. Sci. Technol. 1981. -18, - N. 3. - P. 965-970.

245. Williams J.S., Ellimam R.G. Role of electronic processes in epitaxial recrystalllzation of amorphous semiconductors. // Phys. Rev. Lett. 1983. - 51, - N. 12. - P. 1069-1072.

246. Williams J.S., ShortK. T. The influence of electronic processes on the epitaxial regrowth rate in ion implanted sihcon. // Nuclear lustrum. Methods. 1983. - 209/210. - P. 767771.

247. Williams J.S. Solid phase epitaxial regrowth phenomena in silicon. // Nuclear Instrum. Methods. 1983. - 209/210. - P. 219-228.

248. Wittmer M., Roth J., Mayer J.W. The influence of noble gas atoms on the epitaxial regrowth of implanted and sputtered amorphous silicon. // J.Electrochem. Soc. 1979. -126,-N. 7,-P. 1247-1252.

249. Yamamoto T., Ohara S., Ezoe K., Kuriyama H, Ishii K, Matsumoto S., Initial stage of Si(lll)-B surface reconstruction studied by scanning tunneling microscopy. // Appl. Surf Sci. 1998. - 130/132. - P. 1-5.

250. Yates J. T.,Jr. Surface chemistry of silicon the behaviour of dangling bonds. // J. Phys.:

251. Condens. Mater. 1991. - 3. - P. S143- SI56.

252. YokotaK., KimuraM., Kojima K. XPS and AES studies of annealing behavior of carbon adsorbed on silicon surfaces. // Jap/. J. Appl. Phys. 1986. - 25, - N. 10. - P. 1608-1609

253. X/e Y.H., Wang K.L., Kao YC. An investigation on surface conditions for Si molecular beam epitaxial (MBE) growth. // J. Vac. Sci. Technol. A. 1985. - 3, - N. 3. - P. 10351039.

254. Xw Y.-K, Ching W.Y. Calculation of ground-state and optical properties of boron nitrides in the hexagonal, cubic, and wurtzite structures. // Phys. Rev. B. 1991. - 44, -N. 15.-R 7787-7798.

255. ZotovA. v., KulakovM.A., BuUemerB., EiseleI. Scanning tunneling microscopy study of Si growth on a Si (111)V3XA/3-B surface. // Phys. Rev. B. 1996. - 53, - n . 19. - P. 12902-12906.

256. ZotovA.K, KulakovM.A., RyzhkovS. V., SaraninA.A., Lifshits V.G., BuUemerB., Eisele I. Structural defects of the Si(lll) V3xV3-B surface studied by scanning tunneling microscopy // Surf Sci. 1996. - 345. - P. 313-319.