Структурные перестройки в кристаллах кремния и германия при большой скорости генерации точечных дефектов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

АКАДЕМИЯ НАУК СССР СИБИРСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ПОЛУПРОВОДНИКОВ

г/

На правах рукописи УДК 537.311.33;548.7;620.187

Асеев Александр Леонидович

СТРУКТУРНЫЕ ПЕРЕСТРОЙКИ В КРИСТАЛЛАХ КРЕМНИЯ И ГЕРМАНИЯ ПРИ БОЛЬШОЙ СКОРОСТИ ГЕНЕРАЦИИ ТОЧЕЧНЫХ ДЕФЕКТОВ

(01.04.10 — физика полупроводников и диэлектриков)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Новосибирск-1989

Работа выполнена в Института физики полупроводников Сибирского отделения Академии наук СССР

Научные консультанты: доктор физико-математических наук, профессор С.И.Стенин доктор физкко-математических наук, профессор Л.С.Смирнов

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор И.Г.Неизвестный доктор технических наук, профессор М.Г.Мильввдский доктор физико-математических наук, профессор В.Н.Рожанский

Ведущая организация: Физико-технический институт им. А.Ф.Иоффе, г.Ленинград

Защита диссертации состоится "_" _ 19_г.

в 15 часов на заседании Специализированного Совета Д 003.05.01 при Институте физики полупроводников СО АН СССР (630090, Новосибирск, проспект академика Лаврентьева 13).

С диссертацией можно ознакомиться в отделении ПШТБ СО АН СССР (проспект академика Лаврентьева Б).

Автореферат разослан "_"_19_г.

Учены! секретарь Специализированного Совета доктор фквико-математических наук, профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Диссертация содергит результаты экспериментального изучения структурных перестроек в щэЕстадлах хфеяшя а гер?.тотя при больной скорости генерации точечных дефектов - щюцессов форкзровэ-шш скоплений точечных дефектов, ыэханиаов взагиодеОэиая точечных дефектов иазду собой, о агоыеги прггесей, дпслокавдсп и повэрхносты) кристаллов н процессов, ведунах к уцоньпгпют пготпо-стн н размеров скопленай.

Актуальность тег.'а. Совремэшша этап развития полупроводпп-кового материаловедения выдвигает на перпй план задачу управления ансаыблеи точечных дефектов н атомов пргнесеА в зфготаялах полупроводников. Важность регэнкя этоЗ задача определится тез влиянием, которое оказывает точечные дефэкты н их окоплензя на основные электронные свойства нодупровадпаков. Опредегэшгэ цутей управления тшсы, плотности) н цроотранотЕЗЕШП распрадагангси дефектов является клотепа для реализации предельных парс:этров устройств микроэлектроники. Необходимость регэшш указанной задачи возрастает при цнтенспфзкацзп технологлчеоЕПх воздеСотвгтй на кристаллы полупроводников, при которых скороогь генерация точечных дефектов велика.

Экспериментальное нзученпе точечных дефектов а процэосов образования их скоплений в кристаллах полупроводников затруднено многообразием реакцай, в которых нрвиидшг участие точечные дефекты. Электрическая неактзвнооть мездоу зальных атомов, чаоти атомов примесей, с которыми реагирует точечные дефекты, а кга-плексов точечных дефектов с атскама преиоей ограничивает воз^о-дности электрофизических методов исследования. Данные обстоятельства, а также малые значения концентрации терютеокн рашо-весннх точечных дефектов в кристаллах кремття и герыяляя обуславливает отсутствие надежно определенной ипфэрыацЕН о тине термически равновесных точечных дефектов н механизмах ссгсдаф-фузии в этих криоталлах. При изучении точечных дефектов, генерируемых облучением кристаллов полупроводников частицами высоки энергий, дополнительная проблема связана оо слота остью первичных актов генерации. Так, цри ионной шплантацих высокая скорость генерации точечных дефектов сочетается о образованием более сло-

3

хннх по структуре разупорядоченных областей. Особое место при этом занимает дроблена формирования крупных скоплений точечных дефектов. Кх возникновение при конной имплантации не находит полного объяснения в рамках представлений классической радиационной фжзикж полупроводников, рассматривающей, в основном, вза-имоДейотвне точечных дефектов при облучении гамиа-квантами и электронами о малой интенсивностью Кг2 + Ю14 электронов-см"2-о-^. Наиболее неяоной цри этш нредотавляетоя роль меадоузель-ных атомов. На начальном атале выполнения данной работы дискус-оконной являлась проблема происхождения к структуры, так называемое, стержнеобрааных дефектов (ОД), особенностью формы кото-рях является большой размер в однси из направлений <П0> по сравнению о размерами в других направлениях. При отжиге имплантированных вркоталлов высока температура формирования дислокационных петель* Это не согласуется с данными о возможности переползания дислокаций при пониженной температуре циклической деформации !фвоталлов кремния и электронного облучения кристаллов германия.

Дополнительные факторы, затрудшшцие изучение указанных проблем при конной имплантации, о вязаны с большими концентрациями атсмов примеоей и близостью поверхности ¡фисталлов или границ раздела полупроводник-даэдектрнк. К£юме того, следует отметить противоречие между данными радиационной физики о высокой подвижности точечных дефектов, генерируемых облучением, и данными по высокотемпературной диффузии, в которой регистрируется значительно меньшая подвижность точечных дефектов. В качестве шшостра-цш данного положения следует указать на то, что реализация высокое подвижности точечных дефектов в режиме радиационно-ускорен-ной диффузии примесей требует повышения температуры кристаллов иремния выше 600°С в кристаллов германия выше 400°С. Разрешение этого противоречия на основе имеющихся в литературе моделей, которые предусматривают изменение величины коэффициента диффузии ва счет коыпле газообразования, требует установления природы центров, аграничивапцих подвижность точечных дефектов.

В свя8И с изложенным целью работы явилось исследование следующей проблемы: определение механизмов взаимодействия точечных

дефектов медцу собой и со стоками при больших скоростях генерации точечных дефектов в процессах формирования их скоплений.

Для достижения поставленной цели решался следу ведай комплекс связанных мазлу собой основных задач работы:

- изучение атомной структуры основных типов скоплений мез-доузельных атомов в кристаллах кремния и германия и оценка их электрической активности;

- определение условий возникновения скоплений и основных закономерностей кинетики их образования и роста при интенсивной облучении электронами, а также ионами различных масс;

- определение роли поверхности и атомов примесей на процессы взаимодействия точечных дефектов меаду собой и на процессы образования скоплений;

- оценка вклада процессов аннигиляции точечных дефектов при интенсивно;! электронном облучении;

- установление закономерностей взашодействия точечных дефектов с дислокащтши при большой скорости генерации точечных дефектов; /

- сценка относительного вклада механизмов упругих столкновений а ионизации в цроцесо генерации точечных дефектов при электронном облучении; .

- определение путей управления процессами роота и сокращения размеров скоплэний изядоузелыых атаюв в приповерхностных областях зфистадлов креыния и германия. -.

Научная новизна работа определяется сладу ниш.

1. В работе проведено систематическое исследование атомной структуры скоплений меадоузельннх атсегов, возникапздх при термическом окислении кремния и облучении кристаллов кремния и германия электронами и ионами. Получены данные об электрической активности скоплений. Еа основе этих результатов обосновано представление о стерянеобразных и {113} -дефектах, как о скоплениях мелдоузельных атомов в ме тас табильных, плотноупакованных конфигурациях.

2. Представлены результаты изучения кинетики процессов образования и роста скоплений маадоузельных атсыов при обдучении

in situ электронам в высоковольтном электронном микроскопе в зависимости от температуры и интенсивности облучения, цршес-наго состава исходных кристаллов, ша к толщины поверхностных покрытий. Подученные давние позволен провести количественное рассмотрение основных реакций кедду точечными дефектами и сто-кааш для hex в разках тооргг схорсстей ЕВазихЕИческих реаящй.

3. В работе подучены экспериментальные данные, свидетельству пдае о тем, что повызаяие скорости генерацз: точечных дефектов при электронном облучении кристаллов кре^аш н гергшкия сопровождается возрастанием скорости аннвгвляцЕИ точечных дефектов. При этой показано, что сток точечных дефектов на границу раздела 1!рпстадл-окенд включает реакцию аннигиляции точечных дефектов кристалла и оксида.

4. Обнаружено явление электронного низкотемпературного от-Екга, суть которого состоит в сокращении размеров и полной устранении скоплений мездоузельнш: атшов в кристаллах кремния и германия цри интенсивнда облучении электронами. Механизм отжига для стерянеобразных и {113} -дефектов не связан с тепловш воздействием электронного лучка, что отбывает пути направленного изменения структуры приповерхностных областей при пониженной температуре.

5. Установлены ограничения на скорость переползания дислокаций цри высокой скорости генерации точечных дефектов, которые связаны с существованием энергетического барьера для присоединения к дислокациям точечных дефектов, генерцруеьшх облучением электронами; формированием геликоидальных дислокаций, стабильных для данных условий генерадаи точечных дефектов; взаимодействием точечных дефектов с отдельными частичными дислокацаяыи в расщепленном ядре полных дислокаций.

6. В работе предложен механизм формирования дислокационных петель при ионной имплантации, вкличалций взаимодействие мездо-узельных атшов в иетастабкльных конфигурациях со скоплениями вакансий иди комплексами вакансия-цримесь.

7. Подтверадено представление о пороговом характере процесса генерации точечных дефектов и коллективной характере первичного акта генерации при электроннсы облучении кристаллов кремния.

Приведена оценка соотношения сечений генерация точечных дефектов по механизму упругих столкновений и по подпорссговпм, ионизационным механизмам.

8. При изучении структуры слоев кремния и германия, облученных лггкти ионами (водород, гелий) установлена связь мезду процессами структурных перестроек и свойствами облучаемых слоев. Показано, что скопления мездоузельных атомов в нетастабпльных конфигурациях (стершеобразные и {113} -дефекты) является основ-нш элементом структуры этих слоев. Определены факторы, обусловливающие возникновение и рост крупных скоплений вакансий в имплантированных слоях.

Проведенные исследования и совокупность полученных в настоящей работе результатов позволяет сформулировать новое научное надравдента: изучение процессов взаимодействия точечных дефектов мезду собой и со стоками при больших скоростях генерации точечных дефектов.

Практическая ценность работы определяется, во-первнх, полу-ченишз данными о типе, структуре, размерах, пространственном располоаении и электрической активности скоплений иездоузелышх агсцов в приповерхностных слоях кремния при термическом окисле-пнз и в слоях кремния и германия при облучении легкими ионами и элактропами. Во-вторых, имещиеся в работе данные о механизмах взаимодействия точечных дефектов медцу собой, атомами примесей, дислокациями и поверхность!) кристаллов и приведенные в работе значения коэффициентов взаимодействия могут быть использованы для прогнозирования процессов структурных перестроек при таких технологических воздействиях на кристаллы кремния и германия, как термообработки и облучение быстрыми частицами. В-третьих, обнаруженный в работе эффект электронного низкотемпературного отгига 1фупных скоплений неддоузельных атсмов открывает пути направленного изменения структуры приповерхностных областей кристаллов кремния и германия при интенсивном электронном облучении. Способы технического применения эффекта электронного низкотемпературного отлита защищены двумя авторскими свидетельствами на изобретение. Полученные в работе данные о процессах

формирования скоплений ыедцоузельных атомов использованы при оптимизации режимов ионной имплантации и режимов внутреннего гет-терирования в кремнии на некоторых предприятиях Ыянэлектронпрома.

Основные натчные положения, выносимые на защиту.

1. Стерхнеобразные дефекты и дефекты с габитуссы {113} представляют собой скопления ыеддоузельных атоиов в низкотемпературных метастайшгьных конфигурациях. Это отличает ОД и {113}-дефекты от скоплений меддоузельных атсмов в виде петель полных и частичных дислокаций, в плоскости которцх меддоузельные атсыы занимают узельные позиции кристаллической решетки. Необходимость понижения поверхностной энергии (ИЗ) -дефектов, также как и петель частичных дислокаций, служит причиной расположения атомов фоновых примесей в плоскости скоплений меддоузельных атомов.

2. На основе изучения цроцессов взаимодействия точечных дефектов с дислокациями обосновано представление об энергетическом барьере для перехода точечных дефектов из метастабилькых положений в узельные позиции кристаллической решетки. Энергетический барьер для встраивания ыеддоузелышх атшов в узельные позиции меньше по сравнению с барьером для встраивания вакансий, что цриводит к большему значению коэффициента взаимодействия меддоузельных атсмов с дислокациями по сравнению с коэффициента! взаимодействия вакансий с дислокационными линиями. В случае полных дислокаций дополнительные ограничения на процесс взаимодействия точечных дефектов с дислокациями связаны с перестройками структуры расщепленных дислокационных ядер при Т < 0,5 Тпл. и с формированием стабильных геликоидальных конфигураций при Т£0,5 Тпл.

3. Основным процессом взаимодействия вакансий и меддоузельных атсыов при большой скорости их генерации является прямая аннигиляция генетически связанных компонентов вакансионно-ыеддо-узельных пар в взаимная аннигиляция по реакции второго порядка. Главный канал разделения вакансионно-меддоузельных пар включает взаимодействие точечных дефектов с поверхностью едисталда. Окисленная поверхность кристаллов кремния и гедоания является менее эффективным стоком дан меддоузельных атомов по сравнению со стоком на поверхность вакансий. В зависимости от условий для стока

точечных дефектов на поверхность атомы примесей в приповерхностных областях могут служить либо центрами аннигиляции (бор в кремнии) , либо центрами зарождения скоплений мездоузелышх атсмов (бор и фосфор в кремнии, галлий и сурьма в германии).

4. Возможность взаимодействия мевдсузелышх атсмов в мета-стабильных конфигурациях с комплексами вакансия-примесь или с вакансиснными ядра',а нарушений в ионно-ЕМплантировашшх кристаллах обеспечивает зароэдение дислокационных петель внедренного типа. Предложенный моханизм является основой для представлений

о критической температуре образования дислокационных петель при высокотемпературной по ига й имшгантации и о зависимости Ткр. от массы и энергии ионов.

5. Большая скорость генерации вакансиоппо-ыездоузельшсс пар при интенсивном облучении высокоэнергетическими электронами позволяет реализовать эффект электронного низкотемпературного отжига СД и {113} -дефектов. Сокращение размеров и исчезновение этих дефектов при электронном облучении связано с меньшей величиной коэффициента взаимодействия меддоузельных атомов с СД и {.113} - дефектами по сравнению с коэффициентом взаимодействия вакансий с этими дефектами. Для устранения дислокаций противоположного знака в црзшоверхностных областях необходимо облучение при температуре, обеспечивающей встраивание точечных дефектов в дислокационное ядро. Реализация режима устранения дислокационных петель внедренного типа требует выхода меадоузельных атсмов на свободную от оксидов поверхность кристаллов кремния и германия.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуадались на следующих семинарах, совещаниях, конференциях, симпозиумах и школах.

I, П, Ш, 1У Всесоюзные совещания по дефектам структуры в полупроводниках (Новосибирск, 1969, 1973, 1978, 1984 г.г.);

X, II, ХП, Ш Всесоюзные конференции по электронной микроскопии (Ташкент, 1976 г.; Таллинн,1979 г.; Суш, 1982, 1987 г.г.);

У, УП Международные летние школы по дефектам в кристаллах (Криница, 1976 г.; Щирк, 1985 г., ПНР);

Меддународная конференция по радиационным эффектам в полупроводниках (Дубровник, 1976 г., СФРЮ);

П, Ш, ET школн по физико-химическим основам методов получения и исследования материалов электронной техники (Ашхабад, 1977 г.: Улан-Удэ, 1981 г.; Красноярск, 1984 г.);

71, И, X, И, ХП, ХШ, Х1У семинары по радиационной физике полупроводников (Новосибирск, 1978, 1981, 1982, 1984, 1985, 1987, 1989 г.г.);

Международная конференция по модификации материалов ионным легированием (Будапешт, 1978 г., ВНР);

Всесоюзный симпозиум по применению электронной микроскопии в современной технике (Звенигород, 1978 г.);

Меадународный симпозиум по in situ высоковольтной электронной микроскопии (Галле, 1979 г., ГДР);

Международная конференция по радиационной физике полупроводников и родственных материалов (Тбилиси, 1979 г.);

Всесоюзный симпозиум по применению электронной микроскопии в современной технологии, минералогии и кристаллографии (Звенигород, 1980 г.);

X совещание по электронной микроскопии (Лейпциг, 1981 г.,

1ДР);

Всесоюзный симпозиум по методам электронной микроскопии и дифракции электронов в исследовании образования, структуры и свойств твердых тел (Звенигород, 1983 г.);

Международная конференция до ионной имплантации полупроводников (Вильнюс, 1983 г.);

Советско-немецкий симпозиум "Высоковольтная электронная микроскопия. Методы и применение" (Москва, 1984 г.);

8-й Европейский конгресс по электронной микроскопии (Будапешт, 1984 г., ВНР);

Медкународные школы "Достижения и перспективы высоковольтной электронной микроскопии", "Аналитическая электронная микроскопия" (Галле, 1985 г., ДО);

Международная конференция "Свойства и структура дислокаций в полупроводниках" (Москва, 1986 г.);

Ш, И симпозиумы АН СССР н АН ЩР по теме I.I3 "Создание научного задела по микроэлектронике" (Франкфурт/Одер, 1966 г., ГДР; гЛЬгасх, IS68 г.);

I Всесоюзная конференция по физико-химическим основам полупроводниковой технологии (Вильнюс, 1987 г.).

Основные результаты диссертации опубликованы в 36 работах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, восьми глав, заключения, списка литературы и приложения. Общий объем диссертации составляет 474 страницы, включая 289 страниц текста, 143 рисунка, 9 таблиц,. 480 наименований списка цитируемой литературы и 2 страницы приложения.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Введение содержит краткое рассмотрение данных литературы о свойствах точечных дефектов и особенностях формирования их скоплений при различных скоростях, генерации точечных дефектов, методах исследования структурных перестроек, происходящих в "кристаллах кремния и германия с участием точечных дефектов. Обоснована актуальность темы диссертации, оцределены цель п основные задачи работы. Приведены научные пологения, выносимые на защиту и сформулировано новое научное направление. Поясняется структура диссертации и ее содержание.

Глава I посвящена изучению структуры, дефектов упаковки окисления (ДУО) в кремнии с помощью комплекса методов электронной микроскопии, включающего дифракционную просвечивающую электронную мшфоскопию (ПЭМ), высокоразрешаюцую просвечивающую электронную микроскопию (ЕРЭМ) и метод наведенного тока в растровой электронной микроскопии (НТ РЭМ). Основные проблемы, исследуемые в работе, связаны со стабильностью ДУО при увеличении их размеров и с имевшимися в. литературе данными об электрической активности ДУО, что не согласуется с результатами квантовохвмических расчетов электронной структуры кристалла с дефектом упаковки. Проведено изучение дифракционного контраста ДУО в ПЭМ при изменении знака (1-ъ)а и ореольного контраста при (|-ъ) = о , где £ - вектор дифракции, Ь - вектор Бсргерса, а - дифракционная ошибка. Эти данные, шесте с результатами анализа светлопольных семилучевых в темнопольных трехлучевых ЕРсЫ-изображений ДУО; однозначно по-

казываит, что ДУО имеют структуру дефектов упаковки внедрения в алмазоподобной кристалличоской решетки, соответствующую модели ¿орнстра. Это обстоятельство Еспользовано в работе для определения таких условий получения темнополъных ЕРаД-изобрагений, в которых имеется соответствие меяду светлыми пятналш на трехлучевых интерференционных изображениях и атсыныыи рядами в структуре кристаллов, ориентированных по (ПО). В дальнейшем, в этих условиях бшш получены ЕРЭМ-изображония СД и {113} -дефектов (см.главу П).

ВРЭМ-изобраяения Л70 в лучах фона показали наличие в их плоскости и на частичных дислокациях рассеивающих центров с размером 0,3 - 0,8 нм и плотностью до Ю*4 см-2. Для определения природы рассеиващнх центров в работе проведено изучение НРЗУ-изображений ДУО в лучах фона в кристаллах с различным примесным состава.!, а также в кристаллах, подвергнутых следующим обработкам поверхности перед термическим окислением: 1-обычная химико-динамическая полировка; П - обработка I и облучение ионами бора; Ш - обработка П и нанесение пленок различных металлов. Результаты этих экспериментов показывают, что рассеиванщие центры представляют собой кластеры металлических примесей, в частности, никеля. Связь между увеличением плотности и размеров ДУО и наличием атомов металлических примесей в приповерхностных слоях окисляемых кристаллов указывает на то, что декорирование плоскости ДУО металлическими примесями является одним из факторов, обеспечивающих стабильность ДУО при увеличении их размеров. В работе приведена оценка энергии связи атомов металлических примесей в плоскости ДУО по верхнему цределу, которая дает значение 0,08 - 0,40 эВ.

Изучение декорированных ДУО методом НГ РЭМ показывает, что повышенная скорость рекомбинации генерируемых электронным пучком неравновесных носителей заряда наблвдается в области частичных дислокаций, в то время как плоскость ДУО остается электрически неактивной. Данная особенность изображения ДУО сохраняется при понижении температуры кристалла в режиме НТ РЭМ вплоть до 90 К. Эти факты показывают, что условием повышенной скорости рекомбинации носителей заряда на кластерах металлических примесей являются деформации кристаллической решетки, которые в рассматривае-

мои случае имеются в области дислокационного ядра.

В главе П представлены результаты изучения структуры стерж-необразных и {113} -дефектов. С помощью дифракционных экспериментов в ПЭМ определены кристаллографические характеристики СД в кристаллах германия, сформированные предварительным облучением электронами в высоковольтном электронном мшфоскопе (ВЭМ) цри температуре 20-500°С. Подтвержден вывод о тем, что СД представляют собой скопления меадоузельных атсыов и показано, что основная часть СД представляет собой двумерные дефекты с габитуссм (113} . Проведено сравнение величины экспериментально наблюдаемого контраста {113} -дефектов в отражениях {220} , {311} и {422} со значениями 15 Й1 , определяющими величину дифракционного контраста, для различных значений вектора сдвига й . Наилучшее соответствие меаду ожидаемым и экспериментально наблюдаемым контраста,! {113} -дефектов в германии имеется для значений и = 0,048 а0 < 115> и н = 0,041 ао <ХГ6> , где а0-постоянная кристаллической решетки. Таким образом, вектор сдвига {113} -дефектов не является вектором трансляции кристаллической решетки. Представленные выводы справедливы также для СД и {113} -дефектов в кристаллах кремния, что следует из результатов изучения дифракционного контраста, а также из темнопольных трехлучевых ВРЭМ-изображений этих дефектов в кристаллах кремния и германия, облученных электронами в ВЭМ, и ионами бора и гелия, соответственно. Показано, что независимо от типа облучения {113}-дефекты имеют следующие особенности на ВРЭМ-изображениях. I. Наличие дефекта приводит к относительному смещению областей кристалла по обе стороны от плоскости дефекта на величину 1к1 ■ = ае/4. 2) {113} -дефекты отличаются относительно большим размером нарушенной области кристаллической решетки в направлении, нормальней плоскости дефектов. Как в кремнии, так и в германии эта величина составляет н<113> = (4-6)<ц13 , где <1-, 3 — - межплоскостное расстояние для плоскостей {113} . 3) Изображение нарушенной части кристалла непосредственно в области {113}-дефектов отличается пониженной интенсивностью фона и наличием светлых пятен, смещенных относительно регулярных позиций кфис-

таддической решетки. Размер и интенсивность светлых пятен в области дефектов отличается от их изображения в ненарушенной кристаллической решетке. Необходимо отметить, такие, что по данным EPKÎ часть ОД в кристаллах кремния, иыевдих размер в направлении <332> в несколько им, не обладает выраженным габитусом. В кристаллах германия часть {113} -дефектов связана с {001} -дефектами. ЕРШ изображения последних показывают, что {001} -дефекты представляет собой скопления меадоузельных атсыов в расцепленных по <001> конфигурациях.

В главе П проведено рассмотрение имепцнхся в литературе моделей атомной структуры {113} -дефектов: дефект упаковки по {113} , включапдий меадоузельные атомы в тетраэдрических положениях (Салиобури, Лоретто, 1979 г.); промежуточные дислокационные конфигурации (Тан, 1981 г.); наделение коэсита в кремнии (Бурре а др., 1984 г.); гексагональная структура (Бурре, 1987 г.). Показано, что предложенные модели не согласуются с экспериментально наблвдаемым значением величины н<51 на ЕРЭМ-изображениях {113} -дефектов. В связи с этим в работе предложена модель атомной структуры {113} -дефектов, основанная на рассмотрении плотно-упакованных меадоузельных конфигураций. Представление о плотно-упакованных меадоузельных конфигурациях в области {113} -дефектов позволяет обосновать необычный габитус скоплений меадоузельных атомов на основе принципа полного замыкания межатомных связей меаду плотноупакованными конфигурациями и кристаллом-матрицей. Действительно, из семейства атомных плоскостей алмазоподобной кристаллической решетки с общим направлением <П0> плоскость {113} отличается максимальной плотностью межатданых связей под двумя различными углами к данной плоскости. Предложенная модель соответствует также другим критериям, предъявляемым к атомным моделям {113} -дефектов. Важный из них связан с возможностью переотройки {,113} -дефектов в полные дислокационные диполи или петли, что экспериментально наблвдается при Т > 0,5 Т^ В рамках предлагаемой модели процесс перехода {113} -дефекта в полны! дислокационный диполь подобен процессу кристаллизации аморфного здешня или гаркания.

Оценки общего количества меядоузельных атомов в {113} -дефектах в облучаемых кристаллах кремния и германия дает значения до 10^ см-3, что значительно превышает концентрацию примесей в исходных кристаллах, в том числе электрически неактивных. Таким образом, собственные меддоузельные атсмы матрицы является основным компонентом скоплений в виде {113} -дефектов. В то ге время большое значение поверхностной энергии {113} -дефектов (Тцз " 3,5 Дз»м-2 в кремнии) может явиться причиной сегрегации примесей, при которых величина '¡С 113 уменьшается. Наиболее отчетливо эффекты взаимодействия атомов примесей со скоплениями мзгдо-узелзных атомов в указанных формах проявляется при длительной термообработке кристаллов кремния, выращенных по Чохральсксцу, а также при облучении этих кристаллов электронами (см.главу Ш).

С помощью метода НТ РЭД проведено изучение р о комбинационного контраста областей кристаллов кремния, с {113} -дефектами и показано, что величина контраста в режиме НТ РЗМ увеличивается с увеличением суммарной площади {113} -дефектов. Эти данные свидетельствуют в пользу электрической активности плоскости {113} -дефектов.

Глава Ш посвящена изложению основных закономерностей образования СД и {113} -дефектов в 1фисталлах кремния и германия. В качестве основного метода исследования использована В51, которая позволяет проведение экспериментов по ±п а±1;и наблюдению изменений в структуре исследуемых кристаллов непосредственно в процессе генерации точечных дефектов монохроматическим пучксы бысо-энергетических электронов с высокой интенсивностью (1018 4- ТО20 электронов• см^с-1). В первом параграфе данной главы рассмотрены особенности метода В3<1, при этом основное внимание уделено условиям, обеспечивающим проведение количественных экспериментов: измерению температуры облучаемых 1фисталлов; измерению интенсивности электронного пучка; идентификации артефактов, связанных с неоднородностью плотности электронов в 1фисталле, распылением кристаллов электронным пучком и бомбардировкой отрицательно заряженными ионами. Проведен обзор данных литературы по особенностям использования теории скоростей квазихимических реакций меж-

ду точечными дефектами и стоками для интерпретации результатов изучения кинетики образования и роста скоплений точечных дефектов при облучении электронами в ВЭМ. Отмечено, что имеется ряд факторов, затрудняющие применение теории скоростей квазихимических реакций в имеющемся виде для кристаллов полупроводников. В главе Щ главное внимание уделено процессу формирования скоплений мездоузельных атомов при облучении 1фисталлов кремния и германия электронами в ВЭМ.

Зависимость плотности возникающих при облучении в ВЭМ СД и {113} -дефектов от содержания электрически неактивных примесей в исходных кристаллах, а также от типа и толщины поверхностных покрытий, и немонотонная зависимость скорости образования этих дефектов от интенсивности облучения свидетельствуют о многочастичном характере процесса образования стабильных зародышей для ОД и {113} -дефектов. Проведенный анализ покарал, что в исследованном интервале значений интенсивности облучения в состав зародышей входят один-два атома электрически неактивных примесей и >т одного до четырех мездоузельных атомов матрицу. Данное обстоятельство принципиально отличает процесс зароздения скоплений мездоузельных атомов в кремнии и германии от процесса формирования дислокационных петель в кристаллах металлов. В последнем случае стабильными зародышами служат комплексы из двух мевдо-узельных атсыов матрицы. Сравнение данных по образованию СД и {113} -дефектов в кристаллах кремния, выращенных по Чохральско-ЧУ, и результатов экспериментов по изучению оптической активности атомов кислорода и углерода в этих кристаллах свидетельствует о преимущественном участии мездоузельных атомов углерода в формировании зародышей для этих дефектов. В работе установлена обратная пропорциональность между величиной инкубационного времени для образования скоплений мездоузельных атомов и интенсивностью облучения в ВЗМ. Анализ природы инкубационного времени приводит к выводу о том, что оно связано с перестройкой структурного состояния атомов электрически неактивных примесей при обдучении в ВЭи. При этом наиболее вероятные механизмы перестройки включат либо радиационно-индуцированчую диффузию атомов при-

месей при многократных актах прямых столкновений с шсокоэперге-тическими электронами, либо перевод атсгш. лрлмеои в мездоузоль-пую позицию при однократном столкновении.

Один из параграфов главы Ш посвящен анализу результатов облучения в вам кристаллов со специально сформированными полями уцруглх деформаций. В экспериментах первого типа производилось облучение в ВЗМ кристаллов твердых растворов кремния в германии с содерлсанием кремния до '2$. В экспериментах другого типа производилось облучение кристаллов кремния и германия с полосками пи-ролитяческих оксида пли нитрида кремния. В этот случае величина сяяиапзих напряжений в облучаемых областях кристаллов германия под полосками достигает 5-Ю8 Н-м"2 и Ю9 Н-м-2, соответствешо. Результаты экспериментов в ВЭМ показывает, что плотность возни-кзещих СД и {113}-дефектов не изменяется существенно при облучении 1фисталлов твердых растворов по сравнению с облучением нелегированных кристаллов германия при одних и тех не условиях облучения и едком и том ~.е типе поверхностного покрытия. Такм не залечено существенных отличий в плотности и размерах СЯ и {113}-дефэктов при облучении в ВЭМ областей кристаллов под полосками диэлектриков и вне пх под слоями естественных окседов. Отсутствие залетного влияния упругих деформаций на процессы форсирования скоплений меддоузельных атомов означает, что силы, действующие на точечные дефекты в полях упругих деформаций, малы по сравнению с осмотическими силами, возникающими за счет генерации неравновесных точечных дефектов. Проведенные в работе оценки подтверждают этот вывод.

В главе Ш представлены также результаты определения пространственного расположения окоплений меддоузельных атомов в облучаемых кристаллах, полученные с помощью прецизионного стереомет-рирования и при облучении в ВЯЛ поперечных срезов систем полупроводник-оксид. Кроме того, проводились эксперименты по изменению положения границы раздела полупроводник-оксид по отношению к направлению электронного пучка ВЭМ. Результаты этих экспериментов показывают, что взаимодействие точечных дефектов с поверхностью облучаемых кристаллов кремния и германия (или гра-

гницей раздела ирис талл-оксид) является основаны процесс см, определяющим пространственное распределение скоплений междоузельных атсмов при облучении в ВЭМ. При изучении пространственного распределения обнаружено, что толщина приповерзшостной зоны с пониженной концентрацией скоплений междоузельных атсмов (зона I) обратно пропорциональна толщине пленок оксидов на поверхности облучаемых кристаллов. Бахинм фактсм представляется наличие зоны в центральной по толщине части облучаемых ¡фисталлов кремния с общей толщиной более Ю3 ни, в которой скопления мездоузель-ных атсмов Ее образуются даже при длительном облучении в ВЭЫ с максимальной интенсивностью (зона 3). ЦП и {113} -дефекты в кристаллах кремния указанной толщины локализуются в приповерхностных областях с максимумом в их плотности на расстоянии (1-2)«10^ ны от поверхностей облучаемого вриоталла (зона 2).

В главе ЗУ представлены результаты изучения кинетики роста {113} -дефектов при облучении кристаллов кремния и германия электронами в ВЕЫ. Показано, что имеется две стадии роста скоплений мездоузельннх атсмов. Первая из них наблщается при Т 2 100°С и включает ускоренной рост скоплений в направлении СП0> в начальное время облучения. На последующей стадии происходит рост скоплений с меньшей скоростью в направлениях <П0> и <332> , лежащих в плоскости {113} -дефектов.

Первая стадия роста сопровождается прорастанием {113} -дефектов из областей генерации точечных дефектов. Это свидетельствует о существовании трубочной диффузии меадоузельных атсмов вдоль оси растущих в направлении <П0> скоплений. В работе цредложен механизм ускоренного роста {113} -дефектов на начальной стадии роста, включающий захват междоузельннх атсмов из объема кристалла в <110> каналы вдоль оси дефектов, их перенос вдоль этих каналов и встраивание в позиции на кошдех растущих дефектов (сегменты, параллельные <332> ). Так как количество захватываемых междоузельных атсмов пропорционально длине дефекта 1*<1ю> . то наблщается быстрый рост в направлении <П0> до тех пор, пока вероятность переноса междоузельннх атсмов за счет трубочной диффузии не станет равной вероятности вотраива-

ния меадоузельных атомов в плоскость дефекта оо стороны оепхеп-тов, параллельных <П0> . В рамках предложенной модели подучено выражение для характерной длины {113} -дефектов в направлении' <П0> ( Loio> ) п оценена энергия активации трубочной диффузии мелдоуэельных атомов, ооотавлящая 0,6 эВ ддя 1феыния и 0,8 эВ для германия. Равенство подученных значений L<1 ю> Л®1 данной температуры облучения гфнстаддов кремния в германия электронами и легтоят ионами свидетельствует о независимости полученных значений анергии активации трубочной дп^Еуаиа от вида облучения.

При изучении второй стадии роста {113} -дефектов основное внимание уделено квазистацаонарному случаю, в котором скорооть роста в направлении <332> постоянна у<ззг>~ conat . Экспериментальные данные показывает, что постоянство скороота роо-та v<332> наблвдается при понижении температуры облучения в B3I вплоть до -100°С, цри этом зависимость V<332>(T) характеризуется энергией активации, не цревнпащей 0,1 эВ ess ддя 1фисталлов кремния, так и для кристаллов германия. Это ОЕадетадь-ствует о высокой подвижности медцоузелышх атспов, генерируемых облучением в B2I. Данный вывод справедлив а ддя ваканозгЗ. Это связано о тем, что,в противной случае, накопление иязютцдшмцит вакансий приводило бы к увеличении скорости их аннигиляции о ыеадоузельнкын атомами по мере облучения, с шли кию концентрации межд^узольных атсиов п, вследствие Ьтого, поотепеннсцу онетеянв v<332> ■ 410 Н8 наблвдается экспериментально. ЕЬвод о высокой подвижности мелдоузельных атсыов и вакансий при облучении кристаллов кремния и германия электронами в BS1 соответотвует смеющимся данным радиационной физики, подученным ддя меньгай скорости генерации точечных дефектов (ТО""10 + Ю-8 о"1).

Зависимости величины 7<ззг> от расстояния до поверхности облучаемых кристаллов, интенсивности облучения и плотности имевдихся {113} -дефектов для квазистащтонарной стадии облучения анализируются в рамках следущпх уравнений квазихимическнх реакций между точечный дефектами и стоками:

{

VI - 1в в 1 А - *1с1с<1с1и1

(I)

с ■ Г - к. О, - к с с Б - к -с.с В . (2)

V 1у 1 V 1 уо в V V т4 4 у т 4 '

Е^есь °1»°т- концентрация мавдоузольных атсыов и вакансий, со-отватотвзнно, Бу - коэффициенты их миграции. Здесь принято, что в1>ву . Скорость генерации вакансионно-кеддоузельных пар V ш каг б I , где I - интенсивность электронного облучения, 6 -сечение образования пар, а-1 - количество пар, генерируемых одним электроном, - коэффициент разделения ЕакапсЕонно-ыаа-доугельных пар (коэффициент прямой аннигиляции вакансий и ыоддо-узельЕых атоцов по реакции первого порядка). Второй член в фа-вой части (I, 2) описывает скорость взаимной ашагиляцЕН вакансий и ыадоузелышх атседов по реакции второго порядка, к1у -коэффициент взаимной аннигиляции. Третий член в правой части (I, 2) описывает скорость стока точечных дефектов па поверхность, рассматриваемого как реакцию взаимодействия точечных дефектов с "поверхностными стоками" концентрацией л2а2/ь2 , где а - межатомное расстояние, 2Ь - толщина облучаемого фисталла. Согласно экспериментальным данным коэффициент взаимодействия вакансий с границей раздела кристалл-оксид цревышает коэффициент взаимодействия медцоузельных атомов с данной границей: куа > к1в Четвертый член в правой части (I, 2) описывает скорость стока точечных дефектов на протяженные стоки, в качестве которых в раооте рассмотрены линии дислокаций (см.главу У1) и {113} -дефекты. В последнем случае на квазистационарной стадии облучения можно принять, что плотность стоков сй =г гпйь<110>/а , где Пц - плотность {113} -дефектов. Для значений коэффициентов взаимодействия точечных дефектов с {113} -дефектами принято, что к1<1~ ку<1~ 1 (см. главу У). Расчеты квазистационарных значений сх>су показывают, что имеется два типа пространственного распределения с1> ст , отличащихся их зависимостями от расстояния до поверхности кристяллла, величины и I . В первом из них концентрация точечных дефектов максимальна в объеме облучаемого кристалла, а зависимости у(п(1) и с1 у(х)

являются линейндаи. Этот случай соответствует обличению в ВЭМ 1фксталлов кремния с толщиной менее ДО3 ш я кристаллов герма-

го

ния (максимальная толщина кристаллов гер^шия, проовзчиЕаедп в В£1, составляет 3-10^ тл).

Второй теп пространственного распределения с±, оу соответствует олучаю облучения в ВЗМ 1фксталлов кремния с толщзгоЗ, превышающей 103 ем (максимальное значенне тогщшш щгаоталлов кремния, просвечиваемых в ВЗМ, достигает 8-Ю3 км). В этом случае имеется макокмум величины с± у поверхности окпслаших кристаллов, который соответствует мвкосмальцеду значению скорости роста {113}-дефэктов в зоне 2, так что 7<ззг>-ак1<1011)1* В зоне 3 облучаемых кристаллов кретшня выполняется соотпопогпз °1В1 = " (и^^Чу^0*5, второе свидетельствует о преобладании реакции в залягай аннигиляции вакансий я кеддоузолышх атомов.

Сравнение результатов анализа уравнений (1,2) с эвспери-кентальными данными позволило оценить коэф£идаенты взаимодействия точечных дефектов с окисленной поверхностью кристаллов кремния и германия при Т<600°С:кто= Ю-1 ♦ 10°, '¿1а-Ю~3 * Ю-2. Малое значение к1в обусловлено тем, что выход мэздоузельных атомов 1фисталла на границу раздела кристалл-окоод включает реакцию аннигиляции с вакансиями окоида, которые гонерзруются облучение*. Подтверждением данного вывода является наблвдаегстя экспергманта-льно зависимость к1а и толщины приповерхностной зоны I от толщины оксида, связанная с тем, что концентрация генерируемых облучением вакансий в пленке оксида определяется ее толщиной.

Сравнение экспериментальных и теоретических значений 7<ззг> послужило основой для оценки коэффициента прямой аннигиляции ка. значение которого как для кремния, так н для германия близко к Ю-3. В работе полагается, что малая вероятность разделения ваг-кансионно-междоузельных пар обусловлена вкладом кулоновского взаимодействия генетически связанных вакансий и маждоузельных атомов в условиях высокой степени ионизации кристаллов кремния и германия, облучаемых электронами в ВЗМ. Согласно оценим, проведенным для 1фемния, концентрация неравновеоных ноонт-лей заряда в условиях облучения в ВЗМ составляет 2-ГО*8 оСуществование механизмов аннигиляции вакансий и междоузельных

атомов по реакциям первого и второго порядков при большой скоро-оти их генерации в адисталлах кремния и германия (до Ю-2 с-*) подтверждается стабильностью кристаллической структуры при облучении в БЭМ с большой интенсивностью при времени облучения до 4'103 о.

Процессы формирования и роста скоплений мездоузельных атомов цри облучении в ВЭК изменяются при увеличении концентрации легирующих примесей в исходных 1фисташшх до значений больших, чем 1Сг си . В щшотаклах кремния увеличение концентрации атомов бора вызывает увеличение плотности СЩ и {113} -дефектов, уменьшение их скорости роота и приводит к отсутствию иш^баци-онного времени для образования скоплений. Если толщина кристалла превышает цятическое значение, которое зависит от концентрации бора, хо формирование скоплений междоуэельннх атсыов не происходит. Указанные эффекты интерпретируются в рамках представления о последовательных реакциях яннш'^яцци междоузвлышх атсыов (1 ) и вакансий (V ) на центрах, которыми служат атомы бора: в + 1 —* В1 ; в1 + т —» в . Предпочтительное взаимодействие 1 с атсыаыи бора связано с различием знаков зародов ионизованных атсмов бора в междоузельных атсыов кремния. В приповерхностных областях тонких кристаллов кремния уход части вакансий на поверхность приводит к тому, что комплексы В1 становятся зародышами для {113} -дефектов, образующихся в этсы случае без шо^ балконного времени. Меньшая плотность {113} -дефектов по сравнению с концентрацией атсыов бора в исходной кристалле свидетельствует о существовании энергетического барьера для взаимодействия 1 с комплексом В1, оценка которого дает значение в интервале 0,2 +■ 0,3 эВ. Если Т > 600°С, то плотность {113}-дефектов, возникающих при облучении легированных бором кристаллов кремния, не отличается по сравнению со слаболегированными кристаллами. Это означает, что скорость распада комплексов в1 превышает скорость присоединения к комплексу точечных дефектов. Оценка энергии связи комплекса Б1 показывает, что е^ = 2,0+2,1 эВ.

Особенность образования скоплений междоузельных атсыов в кристаллах кремния, легированных фосфором, и в кристаллах герма-

юм, легированных сурьмой и галлием, состоит в формировании большого количества мелких дислокационных петель, возникай",>м без инкубационного периода. Данная особенность обусловлена преимущественным взаимодействием атомов легирущих примесей с вакансиями. Последующее взаимодействие меддоузельных атомов с комплексами вакансия-примесь не приводит к немедленной аннигиляции вакансии и меддоузельного атома из-за существования энергетического барьера для аннигиляции меддоузельного атома в метастабильной конфигурации с вакансией в состава комплекса. При времени подхода следущих меддоузельных атомов, меньшим по сравнении с временем преодоления барьера аннигиляции, количество меддоузельных атомов в метастабильных конфигурациях может превысить число узельных положений. Следует создать также, что переход меддоузельных атомов в узельные позиции кристаллической решетки облегчен в присутствии вакансии, так что при этси переходе формщ)уется зародыш дислокационной петли внедренного типа. В рамках этих представлений в работе проведены оценки энергетических барьеров для присоединения меддоузельных атомов к комплексам вакансия - атом фосфора и вакансия - ыеддоузельный атгаз-- атом фосфора в кремнии (0,6 + 0,8 эВ) и оценена энергия связи комплекса вакансия - атом сурьмы в германии (1,4 + 1,5 эВ).

В главе У описан эффект электронного низкотемпературного отжига скоплений меддоузельных атомов в виде ОД и {113} -дефектов, суть которого состоит в растворении этих дефектов и их полном исчезновении при взаимодействии с вакансиями в условиях высокой скорости генерации вакансионно-меддоузельных пар. Проведена классификация условий сокращения размеров СД и {113} -дефектов при повторном облучении электронами в ВЭМ кристаллов кремния и германия с Щ и {113} -дефектами, сформированными предварительным облучением электронами или легкими ионами. В работе показано, что в зависимости от условий повторного обручения, одни и те же дефекты могут как увеличивать, так и сокращать свои размеры при облучении в ВЭМ. Реализация того или иного процесса определяется, главным образ см, условиями на поверх-

иости облучаемого кристалла, плотностью исходных {113} -дефектов, температурой и интенсивностью облучения. Таким образом, имеющиеся в литературе выводы о раглзчш типов {113}-дефектов (мевдо-узольный ели ЕйкапсЕонны!), катерка сделаны на основе наблюдения

но, что основнш усс;.Е£сл рез^гзсц^з эффекта электронного низкотемпературного сггггс. явггатсл соотношения с^- Суру Реализация э^оггсз созра^зЕГз щш температуре облучения 20°С, слабая те^з^&турааз заг^сяиость скорости сокращения и характер заважосс! сгорсстя сокращения от интенсивности облучения свидетеле г^ет о тш, что механизм сокращения размеров СД и {113}-дсЛзгхов включает взаимодействие с генерируемым облучением вакансиями. Такш образен, набладение эффектов сокращения в условиях означает для СД и {113}-дефектов, что к±(1< ку(1 . С этой точки зрения устранение СД и {113} -дефектов при облучении в В21 является более общем процессом по сравнению с ростом этих дефектов при с1Б1 > . Нетепловой характер процесса электронного низкотемпературного отжига открывает пути понижения плотности и размеров скоплений шздоузельных атомов в виде ОД и {113} -дефектов вплоть до их полного устранения при обработке приповерхностных слоев крешшя и германия интенсивными пучками высокоэнергетических электронов.

В главе У1 рассмотрены результаты изучения взаимодействия точечных дефектов с дислокациями цри облучении кристаллов вдем-ния и германия электронами в ВЭМ. Отмечено, что согласно данным литературы переползание дислокаций в условиях облучения в ВЗД данных кристаллов либо отсутствует, либо характеризуется мялнш* скоростями переползания. Для определения факторов, затрудняющих переползание дислокаций, проведено облучение кристаллов кремния с ДУО,.введенными термическим окислением после обработки I и П (см. главу I). Основной объем экспериментов по облучению электронами кристаллов кремния проведен на электронном микроскопе ЭМ-200 при энергии электронов 200 кэВ и интенсивности до 5*Ю20 эл» см^с"1. Показано, что один из факторов, ограничивающих скорость

процэооов соотащзния, продстаглзкся неправомерными. Установле-

переползания частичных дислокаций, связан с декорщюваннем дислокаций кластерами примесей. При облучении электронами кластеры примесей на частичных дислокациях и в плоскости ДУО служат центрами зарождения скоплений точечных дефектов в виде СД и дислокационных петель без переползания частичной дислокации, ограничивающей ДУО.

Облучение в ВШ 1фисталлов кремния с недекорированныаи ДУО (резким предварительной обработки П) сопровождается увеличением размеров ДУО при Т > 600°С, что соответствует переползанию частичных дислокаций при поглощении междоузельных атомов. Температурная зависимость скорости переползания определяется энергией активации 1,3 эВ. Так как подвижность точечных дефектов, генерируемых облучением в БЭЛ, велика (см. главу ГГ), то наличие температурной зависимости скорости переползания свидетельствует о существовании энергетического барьера для встраивания меддо-узельных атомов в узельные положения дислокационного ядра. В этом случае коэффициент взаимодействия междоузельных атсмов с дислокациями: = к.^ с^ ехрСЗ^/к) ехр(-е1(1/кТ). Здесь значение к1(1 принято равным числу междоузельных позиций, соседних с данным атомным положением дислокационного ядра; о^ - плотность атомных ступеней в ядре дислокации; э1(1, е±<1 энтропия и энергетический барьер для встраивания междоузельных атомов. Оценки показывают, что при Е1(1 = 1,2 +• 1,3 эВ и = = 10-26 величина энтропийного фактора составляет 51(1 = (6*8) к. Высокое значение з1(1 согласуется с имеющимися в литературе величинами энтропии миграции и образования междоузельных атомов в кремнии при высокотемпературной диффузии. Наличие энергетического барьера для встраивания междоузельных атомов в ядро дислокаций связано с различием в атомной конфигурации междоузельных атомов, генерируемых облучением, и междоузельных атсмов в узельных позициях в плоскости дислокационных петель (см. главы I, П). Дан- . ное обстоятельство ограничивает скорость переползания дислокаций в кремнии при Т < 600°С.

В соответствии с данными главы 1У о квазистационарном зна-

25

49ней концентрации мегдоузельных атомов в облучаемом кристалле скорость переползания зависит от толщины облучаемых участков и типа и толщины поверхностных покрытий. Согласно проведенным оценкам, при Т > 600°С величина к1а = 5«Ю-5 + З'Ю-3, что бли-эко к величине , приведенной в главе 1У для Т < 600°С.

Установлены условия для переползания дислокаций в кремнии при взаимодействии с вакансиями. Первым из них является повышение температуры кристалла до Т >920°С. Второе условие связано с обеспечением стока мегдоузольных атомов на поверхность кристалла, что достигается удалением пленок оксидов с поверхности облучаемых кристаллов. Реализация процесса взаимодействия дислокаций с вакансиями при достаточно высокой температуре означает, что различие коэффициентов взаимодействия вакансий и мездоузель-ных атомов о линиями дислокаций обусловлено большим значением энергетического барьера для взаимодействия вакансий с дислокациями по сравнении с величиной е1(1 : Еу4 > е±й .

При изучении взаимодействия точечных дефектов с дислокаци-1Ш в германии использовано три способа введения дислокаций в исходные кристаллы: пластическая деформация в режиме ползучести на сжатие; отжиг образцов, имплантированных ионами гелия; отжиг 1фисталлов после предварительного облучения в ВЭМ. В последних двух случаях формирование дислокационных диполей и петель происходит за счет трансформации СД и {113} - дефектов. Результаты изучения температурной зависимости скорости переползания дислокаций при взаимодействии с ыеждоузельными атомами показали, что для 1фистадлов германия величина энергетического барьера Е1<1~ °»5 32 и 31с1 " ПРИ к1<1 = 10, Энергетический барь-

ер для взаимодействия вакансий с дислокациями в кристаллах германия Еу(1~ эВ* При изучении взаимодействия точечных дефектов с полными дислокациями установлены дополнительные факторы, ограничивающие скорость переползания дислокаций. Показано, что большая скорость генерации точечных дефектов при Т = 200-400°С сопровсвдается их взаимодействием с отдельными частичными дислокациями в расщепленном дислокационном ядре. В этих условиях переползание дислокаций сопровсвдается реакциями взаимодейст-

26

I

вид частичных дислокаций, что приводит, в коночном счете, к формированию сложных дислокационных конфигураций (клубков дислокаций) . В работе предложен .механизм взаимодействия меддоузельных атомов с расщепленными дислокациями, обеспечиваний генерацию дислокационных петель переползавдпми дислокациями.

Другой фактор, ограничивающий взаимодействие точечных дефектов с дислокациями смешанного типа, связал с формщзспашгсм геликоидальных дислокационных конфигураций, стабильных при постоянных условиях генерации точечных дефектов. Для геликоидальных дислокаций внедренного типа в работа проведен анализ температурной зависимости их геометрических параметров, что дало возможность оценить энергию образования термически равновесных меддоузельных атомов в германии: е* = 1,7 + 2,3 эВ. Данная величина близка к энергии образования термических вакансий, что позволяет сделатьвыводо сосуществовании меддоузельных атомов и вакансий в условиях термического равновесия в кристаллах германия. Этот вывод обосновывается результатами изучения кинетики сокращения размеров дислокационных петель внедренного типа при высокотемпературна отжиге. Показано, что механизм сокращения размеров петель включает эмиссию меадоузельных атшов дислокационными петлили.

Глава УП посвящена изложению экспериментальных данных о зависимости процессов структурных перестроек в 1фемнии от энергии электронов в электронном микроскопе. Получение этих данных необходимо для оценки относительного вклада механизмов упругих столкновений и подпороговых, ионизационных механизмов в процесс генерации точечных дефектов при интенсивном облучении электронами. Энергия электронов изменялась в интервале 50-200 кэВ с пагод 25 кэВ и точностью измерения - 2 кэВ. Генерация точечных дефектов регистрировалась на основе следующих процессов: I) образование скоплений меддоузельных атшов в окисленных бездефектных 1фис-таллах; 2) рост ранее сформированных СД и (.113}-дефектов при облучении окисленных кристаллов; 3) сокращение размеров СД и {113}-дефектов при взаимодействии с вакансиями в образцах с поверхностью, овободной от пленок оксидов; 4) рост дислокационных

петель при Т>600°С; 5) сокращение размеров петель при взаимодействии с вакансиями цри Т>920°С. Полученные экспериментальные данные свидетельствуют о резком, пороговом, характере зависимости указанных процессов от энергии электронов. Обнаружено, что величина пороговой энергии для генерации точечных дефектов зависит от температуры облучения в соответствии с данными, полученными ранее В.И.Пановым и Л.С.Смирновым. Проведено измерение пороговой энергии смещения в области более высоких значений температуры облучения по сравнению с указанной работой. Оценки показали, что сечение смещения атомов по подпороговым механизмам меньше на фактор 2-Ю2 + 4-Ю4 по сравнению с сечением смещения по механизму упругих столкновений.

В главе УШ представлены результаты изучения структуры кристаллов кремния и германия при облучении ионами водорода и кристаллов германия при облучении ионами гелия. Показано, что скопления междоузельных атомов в виде СД, {113}-дефектов, дислокационных диполей и петель являются основным элементом структуры этих ириотадлов. В кристаллах кремния наличие скоплений оказывает негативное влияние на свойства р-п переходов, получаемых в режиме радиационно-ускоренной диффузии (РУД) примесей. Это обстоятельство ограничивает снизу интервал температур реализации режима РУД. Обнаружено, что отжиг кристаллов германия после имплантации ионами гелия приводит к пересыщению приповерхностных слоев меадоузельными атомами за счет эмиссии междоузельных атомов цри сокращении размеров {113}-дефектов. В подтверждение этого проведен сравнительный отжиг тонких кристаллов и кристаллов, отжигаемых в "массивном" состоянии. Бели в первом случае механизм сокращения размеров {113}-дефектов при отжиге включает эмиссию междоузельных атомов и их сток на поверхности тонкого кристалла, то во втором случае наблюдаются эффекты коалесценции дислокационных петель за счет пересыщения по мездоузельным атомам, Показана связь между появлением пересыщения по мевдоузель-нш атомам и условиями конверсии типа проводимости приповерхностных слоев исходных кристаллов германия п-типа.

При изучении структуры кристаллов германия, зшлантировай-ш иона?ли водорода, определены условия возникновения и роста ваканоионных пор с избыточным давлением газообразного водорода в порах до 3-10 Па. Показано, что процесс зароздения пор является многочастичнна и устойчивость пор обеспечивается стабилизацией их внутренней поверхности за счет хигическсго взаимодействуя с атсиами примеси.

Рассмотрены гплепздеся в литературе данные о структуре с*-плантированнюс !фисталлов кремния в зависимости от массы иона н температуры имплантация. Предложен механизм формирования дислокационных петель при ионной имплантации кристаллов кремния, включающий взаимодействие подвижных мкэдоузальных атомов в метаста-блльных конфигурациях о закансиояшми ядрами нарушенных областей, возникающих при ионной имплантации. Если скорость подхода меядо-узельных атсмов к нарушенной области превышает скорость восстановления кристаллической структуры, то число мелдоузельных атомов в Цетастабильных конфигурациях в области нарушения может превысить число незанятых узельных положений. В этсы случае, при последующем переходе мездоузельных атсмов в узельные позиции формируется зародыш дислокационной петли внедренного типа. Данный механизм формирования дислокационных петель внедренного типа подобен изложенному в главе 1У для образования дислокационных петель при облучении сильнолегировашшх кристаллов кремния и германия. В работе показано, что предложенный механизм служит основой для представления о критической температуре формирования' дислокационных петель при высокотемпературной ионной имплантации и понимания зависимости ТКр от энергии и массы ионов.

В заключении проведено краткое обсуждение наиболее общих закономерностей процессов структурных перестроек в кристаллах кремния и германия при большой скорости генерации точечных дефектов, которые следуют из полученных в работе результатов, приведена таблица коэффициентов взаимодействия между точечными дефектами и стоками при большой скорости генерации точечных дефектов. В работе сформулированы следущие основные выводы.

29

I; Изучение методами просвечивающей и высокоразрешаицей электронной микроскопии атсмной структуры скоплений меддоузель-ныг атсмов в виде петель частичных дислокаций и в виде стержне-образных и {ПЗ} -дефектов указывает на принципиальное различие £ ИХ Структуре« Это различие состоит в том, что в плоскости дислокационных петель медцоузельные атсыы находятся в узельных позициях кристаллической решетки, в то время как стержнеобраз-ше и {113} -дефекты представляют собой скопления меддоузель-ных атомов в метастабильных, плотноупакованных конфигурациях.

2. Определение особенностей формирования стерхнеобразных

В {113} -дефектов в зависимости от интенсивности облучения электронами в вшоковольтнсы электроннсы микроскопе показывает, что процаоо их зарождения является мноточастичнш. Данное об-отоятельотво ошшшт вероятность формирования скоплений мездо-узельиых атсиов при малой скорости генерации точечных дефектов.

3. Результаты экспериментов по интенсива сод облучению 1фи-сталлов цремния в германия электронами свидетельствуют о теш, что увеличение скорости генерации точечных дефектов сопровождается повышением скорости аннигиляции вакансий и меддоузельных атсмов по реакциям первого и второго порядков,

4. Определение особенностей пространственного распределения скоплений меддоузельных атсыов в зависимости от типа и толщины поверхностных покрытий показывает, что возникновение и рост скоплений при облучении в ВЭМ является следствием меньшей окоростн стока меддоузельных атсыов на границу раздела кристалл-пленка диэлектрика по сравнению со скоростью стока вакансий на эту границу. Показано, что процесс стока точечных дефектов на границу раздела кристалл-оксид при большой скорости генерации точечных дефектов включает реакции взаимодействия точечных дефектов кристалла и оксида.

5. Установлены условия для реализации электронного низкотемпературного отжига скоплений меддоузельных атсыов при интенсивном обдученш электронами и показано, что механизм сокращения размеров скоплений включает взаимодействие с генерируе-ш обручением доднжттдга вакансиями.

6. Из анализа условна формирования дголокацзошшх по толь при облучении электронами п зонами следует, что иаханпса нх возникновения включает Езаэходейзтвяе иездсузалышх атаюв в метастабильных конфигурациях с кспплексеми вакансий и обАаотя-ии нарушений, возннкащах прз облучении ионсл. Предложенный механизм служит основой для понимания условий формирования дислокационных петель при ионной имплантации.

7. Изучение температурной завгопгостя скорости переползания дислокаций при взашгодейзтвад с точечшаа дефектами свздэ-тельствует о существовании энергетического барьера для встраивания точечных дефектов в аталнне положения дислокационного ядра. Определены ограничения для стока точечных дебетов на дислокации при большой скорости их геяерацан, связанные о формированием геликоидальных конфигураций н о реакцкаа взашо-действая точечных дефектов с частнчнша ДЕСлокацгяыа в расщепленном ядре полных ДЕСлокащЗ.

8. С помощью экспериментов по облучению гфЕСтадлов электронами в электронном микроскопе показано, что генерация точечных дефектов происходит но механизму упругих столкновений. Подучены данные о температурной завиоимооти пороговой энергии образования точечных дефектов и показано, что сечение смещения атсмов по псдпороговым механизмам меньше на фактор 2*10^ +

+ 4*Ю4 по сравнению с сечением смещения по цэханязцу упругих столкновений.

9. Установлено, что стержнеобразнне ж {113} -дефекта являются основной формой скоплений иаждоузелышх атсиов в кгшзтадлах кремния и германия при облучения легкими нопггя (вощорси. голгЗ} и выявлена связь между условиями формирования атжх дефектов в свойствами имплантированных слоев. Обнаружено, что стабилизация вакансионных пор в вриотадлах кремния я германия обусловлена химический взаимодействием вакансий о атснами имплантируемой примеси.

Заключение содержит даяние о личном вкладе оогскатадя я соавторов в выполнение представленной работы. Автор вцражавт особую благодарность адшшютрацяи Института <Дияия твердого

тела к электронной микроскопии АН ГДР и Института металлургии ш. А.А.Байкова АН СССР за предоставленную возможность работы па высоковольтных электронных микроскопах и сотрудникам груш высоковольтной электронной мифоскопии этих институтов за содействие в выполнении настоящей работы.

Основные результаты диссертации опубликованы в следущих работах:

1. Асеев A.I., Голобоков Ю.Н., Стенин С.И. Микрсыеханизш пластической деформации щ>емшш и германия при температурах от 0,5 до 0,95 Тдд // Дефекты структуры в полупроводниках.-Новосибирск, I973.-C.I3I-I33.

2. Стешш С.И., Асеев А.Л. Применение электронной микроскопии и рентгеновской топографии к исследованию структуры полупроводниковых материалов // Изв. СО АН СССР, сер.хим.наук.-1975.-В.I.-C.136-160.

3. Aseev A.L. , ,Golobokov Ju.H. , Stenlri S.I. Dislocation processes during plastic deformation of Si and Ge in the range 0,50 to 0,95 of the melting temperature // phys.3tat.sol.(a).-1975.-V.28.-P.355-364.

4. Пчеляков О.П., Асеев АЛ., Смирнов Л.С., Стенин С.И. Радиационные высокотемпературные эффекты в германии при облучении в высоковольтном электронном микроскопе // Физ.техн.поду-проводн.-1976.-Т.Ю.-В.8.-СЛ472-1479.

5. Aseev A.L., Pchelyakov О.Р. , Smirnov L.S., Stenin S.I. High-temperature radiation effects in germanium under highvoltage electron microscope observation // Rad.Eff. in Semi-cond.-London, 1977.-V.31.-P.300-303.

6. Стенин С.И., Асеев А.Л., Пчеляков О.П. Электронная микроскопия дефектов В ПОЛуЩЮВСДНИЙах //Lattice Defects in Crystals.- Warszawa , I978.-P.179-197.

7. Aseev A.L., Kastner G. Electron-beam-induced changes of the real structure of semiconductors // Ultramicroscopy.-1979.-V.4, Я0.2.-Р.271.

8. Калинин В.В., Асеев А.Л., Герасименко H.H., Ободников В.И., Стенин С.И. Образование дефектов в условиях радиационно-ускоренной диффузии в si и Ge // Физ.техн.палупроводн.-1979.-T.I3. B.I.-C.28-36.

9. Асеев АД., Болотов В.В., Смирнов Л.С., Стенин С.И. О природе и условиях образования стерлше образных дефектов в кремнии // Физ.техн.полулроводн.-1978.-Г.13.-В.7.-С.1302-1307.

Ю. Aseev A.L. , Aatakhov V.M., Pchelyakov O.P., Heydenreich J., Kastner G., Hoehl D. Electron beam induced changes of the real structure of semiconductors // Cryst.Reo.Tecimol.-1979.-V.14, No.11.-P.1405-1411.

IX.Kalinin V.V., Aseev A.L. , Geraaimenko N.N., Obodnikov V.l., Stenin S.I. The formation of defects in Si under the radiation enhanced diffusion conditions // Rad.Eff.-1980.-V.48, N0.1-4.-P.13-18.

12. Астахов B.M., Асеев А.Л., Пчеляков О.П., Хейденрайх И., Кэстнер Г., Хоэль Д. Дефекты в полупроводниковых кристаллах при облучении высокоэнергетическими электронами // Изв. АН СССР, сер. физ,- 1980.-T.44.-J66.-С. 1242-1246.

13. Aseev A.L., Astakhov V.M. Diatribution of defects in silicon irradiated in a HVEM // Electron Hicroacopy.-Leiden,

1980.-V.4.-P.244-245.

14. A3takhov V.U., Aaeev A.L., Pchelyakov O.P., Bolotov V.V., Hoehl D., Bartsch H. HVEM investigation of radiation defects in silicon and germanium // Радиационная физика полупроводников и родственных материалов.-Тбилиси, 1980.-С.761-765.

15. Pasemarm М., Aseev A.L., Hoehl D. Analyse stabchen-formiger Defekte in Silizium mittels Durchstrahlungselektronen-mikroskopie // Veröffentlichungen zur 10. Tagung "Elektronen-mikroskopie".-Leipzig,1981.-S.364-365.

16. Асеев А.Л., Астахов В.Ы. Взаимодействие точечных дефектов о поверхностью кристаллов кремния при облучении в высоковольтном электронном ышфоскопе // Физ.тв.тела.-1Э82.-Т.24,-В.7.-С.2037-2042.

17. Асеев А.Л., Астахов В.Ы., Федина Л.И. Изучение пове-денЕя точечных дефектов в кристаллах полупроводников и системе полудроводник-дазлектрик с помощью высоковольтной электронной цЕкроскопии // Изв. АН СССР, сер. физ.-1983.-Т.47.-й 6.-C.II56-II6I.

18. Асеев А.Л., Ивахнншин B.I1., Стась В.Ф., Смирнов Л.С. Дефекты структуры в гермгишг при облучении ионаш гелия и водорода Л Физ. тв. тела.-1983.-Т.25.-В.10.-С.3097-3103.

19. Pasemann U,, Hoehl D., Aseev A.L., Pchelyakov O.P. Analysis of rod-like defects In silicon and germanium by means of high-resolution electron microscopy // phya.stat.sol.(a).-19a3.-V.eo, Ho.1.-P.135-139.

20. Латышев A.B., Асеев А.Л., Горохов Е.Б., Стенин С.И. Применение отражательной электронной микроскопии для изучения процесса испарения пленок двуокиси германия с поверхности германия // Поверхность. Фаз., хим., мех.-1984.-й 8.-С.89-93.

21. А.о. £ II024I6 (СССР). Способ изготовления пленарных полупроводниковых приборов и интегральных схем / Асеев А.Л., Герасименко Н.Н., Калинин В.В., федина Л.И. Бел.Открыт..изобр.N25^84

22. Aseev A.L., Pedina L.I. The formation and shrinkage of {113}-defects in silicon by irradiation of Si-Si02 system in a high voltage electron microscope // Electron llicroscopy.-Budapeut,1984.-V.1.-P.475-47 б.

23.' Aseev A.L., Hoehl D. Interaction of point defects with dislocations in germanium crystals by irradiation in a high-voltage electron microscope // Electron Microscopy.-Budapest,1984.-V.1.-P.477-478.

24. федина Л.И., Кудряшов В.Ы., Асеев А.Л. Анализ структу-

ры дефектов упаковки окислзпзя в кренниз с псмсщьв штодов эле-Етрояяой пиБроскошя // Злактронная техника, сер.З, !£кроэлект-рояика.-1985.-Б.I(255).-С.43-45.

25. А.с. Л I245I6I (СССР). Способ обработка гвтороэп^гаксЕ-альннх планок герюшя я ïçcrssi / Асеев А.Л., Пинтус СЛ., Пчеляков О.П., Стенин С.И., Тороиов АЛ!'. Бил.Открыт.,азобр. £26, 1926.

26. Асеев А.Л., Цзглер '3., 2адгна 1.И. 0 структуре дефэзгоз упаковка озсслзпзя в кремнии // Погзргностъ. feu, зхн., мзх.-IS85.-5 10.-С.70-77.

27. Fedina L.I., Aseev A.L. Study of interaction of point defects with dislocations in ailicon Ъу геапз of irradiation in an'electrcn microscope // phys.axat.ool.(a).-19S6.-V.95.-P.517-529.

28. Aseev A.L. Structure processes in silicon and geraani-ua during electron irradiation in high voltage electron microscope // Electron I!icroscopy.-Kyoto,1986.-V.2.-P.1137-1138.

29. Fedina L.I., Aseev A.L., Denisenko S.G., Sairnov L.S. Electron microscopy data for threshold energy of point defects creation in silicon // Mat.Sci.Forun., Def. in Semicond.-1986.-V.10-12.-P.1123-1127.

30. Федипа Л.И., Асеев АЛ., Денисенко С.Г., Смирнов I.C. Пороговая энергия образования точечных дефектов в кремнии по данным электронной микроскопии // виз. техн. полупроводи.-I987.-T.2I.-B.4.-C.592-597.

31. Aaeev A.L. High voltage electron microscopy of clusters of point defects in silicon and gerraanium crystals // Defects in Crystals.-Singapore,1987.-P.161-172.

32. Aseev A.L., Ivakhnishin V.M., Hoehl D., Bartsch H. Studies of interaction of dislocations with point defects in germanium by шеапз of irradiation in a high-voltage electron ¡nicroscope // phys.stat.sol.(a).-1987»-V.I 00.-P.431-440.

33. Асеев А.Л. Изучение взаимодействия дислокаций с точечными дефектами в кремнии и германии при in situ облучении электронами в высоковольтном электронном микроскопе // Изв. АН СССР, сер. физ.-1987.-Т.51.-В.9.-С.1502-1508.

34. Асеев А.Л., Денисенко С.Г., Ивахнишин В.М., Федина Л.И., Хеэль Д. Кинетика роста и условия со!фащения размеров {113}-дефектов в приповерхностных слоях кремния и германия.-Новосибирск, 1987.- 38 с. (Препринт ИИ1 СО АН СССР, * 19).

35. Асеев А.Л., Федина Л.И. О механизме формирования скоплений мевдоузельных атомов в кремнии при высокотемпературной ионной имплантации // Физ. техн. полупроводн.-1989.-T.23.-B.I.-C.I7I-I74.

36. Литвин Л.В., Федина Л.И, Асеев А.Л. Об электрической активности скоплений ыегдоузельных атомов в приповерхностных слоях кремния // Поверхность. Физ. хим. мех.-1989.~

* 6.-С.100-103.