Waiting
登录处理中...

Trial ends in Request Full Access Tell Your Colleague About Jove
JoVE Journal Engineering
Click here for the English version

Engineering

Теоретический расчет и экспериментальная проверка уменьшения дислокаций в эпитаксиальных слоях германия с полуцилиндрическими пустотами на кремнии

Published: July 17, 2020 doi: 10.3791/58897
Automatic Translation
1, 2, 1, 1,3
1Department of Materials Engineering, The University of Tokyo, 2Department of Electrical and Electronic Information Engineering, Toyohashi University of Technology, 3Department of Materials Science and Engineering, Massachusetts Institute of Technology

Summary

Предложены теоретические расчеты и экспериментальная проверка для снижения плотности резьбовых дислокаций (ТД) в эпитаксиальных слоях германия с полуцилиндрическими пустотами на кремнии. Представлены расчеты, основанные на взаимодействии ТД и поверхности через силу изображения, измерениях ТД и наблюдениях ТД просвечивающим электронным микроскопом.

Abstract

Снижение плотности резьбовых дислокаций (TDD) в эпитаксиальном германии (Ge) на кремнии (Si) было одной из важнейших задач для реализации монолитно-интегрированных схем фотоники. В настоящей работе описаны методы теоретического расчета и экспериментальной проверки новой модели снижения TDD. Метод теоретического расчета описывает изгиб резьбовых дислокаций (ТД) на основе взаимодействия ТД и неплоских ростовых поверхностей селективного эпитаксиального роста (СЭГ) с точки зрения силы изображения дислокаций. Расчет показывает, что наличие пустот на масках SiO2 помогает уменьшить TDD. Экспериментальная проверка описывается германием (Ge) SEG с использованием метода химического осаждения из паровой фазы в сверхвысоком вакууме и TD-наблюдений за выращенным Ge с помощью травления и поперечного просвечивающего электронного микроскопа (TEM). Настоятельно предполагается, что снижение TDD будет связано с наличием полуцилиндрических пустот над масками SiO2 SEG и температурой роста. Для экспериментальной проверки в результате СЭГ слоев Ge и их коалесценции образуются эпитаксиальные слои Ge с полуцилиндрическими пустотами. Экспериментально полученные TDD воспроизводят рассчитанные TDD на основе теоретической модели. Наблюдения ПЭМ в поперечном сечении показывают, что как окончание, так и генерация ТД происходят в полуцилиндрических пустотах. Наблюдения ПЭМ в плане показывают уникальное поведение ТД в Ge с полуцилиндрическими пустотами (т.е. ТД изгибаются параллельно маскам SEG и подложке Si).

Introduction

Эпитаксиальный Ge на Si привлек значительный интерес в качестве активной платформы фотонных устройств, поскольку Ge может обнаруживать/излучать свет в диапазоне оптической связи (1,3-1,6 мкм) и совместим с методами обработки Si CMOS (комплементарный металл-оксидный полупроводник). Однако, поскольку несоответствие решетки между Ge и Si достигает 4,2%, в эпитаксиальных слоях Ge на Si при плотности ~109/см2 образуются нитевидные дислокации (TD). Характеристики фотонных устройств Ge ухудшаются TD, потому что TD работают как центры генерации несущих в фотодетекторах Ge (PD) и модуляторах (MOD), а также как центры рекомбинации несущих в лазерных диодах (LD). В свою очередь, они увеличат обратный ток утечки (J leak) в PD и MODs 1,2,3 и пороговый ток (Jth) в LD 4,5,6.

Сообщалось о различных попытках уменьшить плотность TD (TDD) в Ge на Si (дополнительный рисунок 1). Термический отжиг стимулирует движение TD, что приводит к уменьшению TDD, обычно до 2 x 107/см2. Недостатком является возможное смешивание Si и Ge и диффузия легирующих примесей в Ge, таких как фосфор 7,8,9 (дополнительный рисунок 1a). Градуированный буферный слойSiGe 10,11,12 увеличивает критическую толщину и подавляет образование TD, что приводит к снижению TDD, обычно до 2 x 10 6/см2. Недостатком здесь является то, что толстый буфер снижает эффективность световой связи между устройствами Ge и волноводами Si под ними (дополнительный рисунок 1b). Улавливание соотношения сторон (ART)13,14,15 представляет собой метод селективного эпитаксиального роста (SEG) и снижает TD за счет улавливания TD на боковых стенках толстых траншей SiO2, обычно до <1 x 10 6/см2. В методе АРТ используется толстая маска SiO 2 для снижения TDD в Ge по сравнению с масками SiO2, которая расположена намного выше Si и имеет тот же недостаток (дополнительный рисунок 1b, 1c). Рост Ge на семенах Si pillar и отжиг 16,17,18 аналогичны методу ART, что позволяет улавливать TD за счет роста Ge с высоким соотношением сторон до <1 x 10 5/см2. Однако высокотемпературный отжиг для коалесценции Ge имеет те же недостатки, что и на дополнительном рисунке 1a-c (дополнительный рисунок 1d).

Для достижения эпитаксиального роста Ge с низким TDD на Si, который свободен от недостатков вышеупомянутых методов, мы предложили индуцированное коалесценцией снижение TDD19,20 на основе следующих двух ключевых наблюдений, о которых сообщалось до сих пор в SEG Geрост 7,15,21,22,23 : 1) TD изогнуты, чтобы быть нормальными к поверхностям роста (наблюдаемые с помощью просвечивающего электронного микроскопа поперечного сечения (TEM)), и 2) слияние слоев SEG Ge приводит к образованию полуцилиндрических пустот над масками SiO2.

Мы предположили, что TD изгибаются из-за силы изображения с поверхности роста. В случае Ge on Si сила изображения генерирует напряжения сдвига 1,38 ГПа и 1,86 ГПа для винтовых дислокаций и краевых дислокаций на расстояниях 1 нм от свободных поверхностей соответственно19. Рассчитанные напряжения сдвига значительно больше, чем напряжение Пайерлса, равное 0,5 ГПа, зарегистрированное для дислокаций под углом 60° в Ge24. Расчет предсказывает снижение TDD в слоях Ge SEG на количественной основе и хорошо согласуется с ростом SEGGe 19. Наблюдения ПЭМ за ТД проводятся для понимания поведения ТД в представленном росте SEG Ge на Si20. Уменьшение TDD, вызванное силой изображения, не требует термического отжига или толстых буферных слоев и, таким образом, больше подходит для применения в фотонных устройствах.

В этой статье мы описываем конкретные методы теоретического расчета и экспериментальной проверки, используемые в предложенном методе снижения TDD.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. Теоретическая методика расчета

  1. Рассчитайте траектории ТД. При расчете предположим, что маски SEG достаточно тонкие, чтобы игнорировать влияние ART на снижение TDD.
    1. Определите поверхности роста и выразите их с помощью уравнений. Например, выразите временную эволюцию круглого поперечного сечения слоя SEG Ge с параметром эволюции времени n = i, высотами SEG Ge (h i) и радиусами SEG Ge (ri), как показано в дополнительном видео 1a и уравнении (1):
      Equation 4
    2. Определите нормальные направления для произвольного расположения на поверхностях роста. Для круглого поперечного сечения SEG Ge опишите нормальную линию в точке (x i , yi) как Equation 7показано в дополнительном видео 1b в виде красной линии. Затем получите ребро TD (x i + 1 , y i + 1) из точки (x i , y i), решив следующие одновременные уравнения:
      Equation 10
    3. Рассчитайте траекторию одного ТД в зависимости от места генерации ТД (х 0, 0), как показано в Дополнительном видео 1с. Другими словами, траектория для произвольного ТД может быть рассчитана методом, описанным выше.
    4. Рассчитайте TDD, предполагая, что TD проникают на нижнюю поверхность и способствуют уменьшению TDD (т. е. TD ниже точки, где сливаются слои SEG Ge, захватываются полуцилиндрическими пустотами и никогда не появляются на верхней поверхности).

2. Процедура экспериментальной проверки

  1. Подготовка маски SEG
    1. Перед изготовлением масок SEG определите области роста Ge, подготовив файл дизайна. В настоящей работе подготовьте линейные и пространственные узоры, выровненные по направлению [110], и квадратные области окна Si шириной 4 мм с использованием коммерческого программного обеспечения (например, AutoCAD).
    2. Определите дизайн масок SEG (в частности,окна Wи маски W) с помощью программного обеспечения. Окно W — ширина окна (ширина начального экрана Si), амаска W — ширина маски SiO2 , так что слои SEG Ge могут сливаться с соседними. Определитеокно W имаску W, нарисовав прямоугольники, щелкнув значок «Открыть файл» → структуру → прямоугольник или полилинию.
      ПРИМЕЧАНИЕ: Ширина прямоугольников становитсяокном W, а интервал прямоугольников становитсямаской W. В настоящей работе минимальные значенияокна W имаски W составляют 0,5 мкм и 0,3 мкм соответственно, которые ограничены разрешением в используемой системе литографии EB.
    3. В качестве ориентира нарисуйте квадратные области окна Si шириной 4 мм D, рассматриваемые как области одеяла. Нажмите кнопку «Открыть файл → структуре» → прямоугольнике или ломаной линии , чтобы нарисовать квадратное окно Si. Используйте схемы, показанные на рисунке 1 , чтобы подготовить шаблоны линий и пространств и квадратную площадь одеяла 4 мм.
    4. Подготовьте B-легированные p-Si (001) подложки с удельным сопротивлением 1-100 Ω∙см. В настоящей работе используйте 4-дюймовые кремниевые подложки. При необходимости очистите поверхности основания раствором Piranha (смесь 20 мл 30% H 2 O 2 и 80 мл 96% H2SO4).
    5. Откройте крышку трубчатой печи и загрузите кремниевую подложку в печь с помощью стеклянного стержня. В настоящей работе окисляют 10 кремниевых субстратов за один раз.
    6. Начните выдувать сухой газ N2 в печь, открыв газовый вентиль. Затем установите расход газа на 0.5 л/м, управляя клапаном.
    7. Установите температуру отжига, изменив программу. В настоящей работе используйте «шаг шаблона (режим 2)» и установите температуру процесса на 900 °C. Затем запустите программу, нажав функцию → запустить.
    8. Когда температура достигнет 900 °C, закройте сухой клапан N 2, откройте сухой клапан O 2 (расход O 2 = 1 л / м) и держите в течение2 часов.
      ПРИМЕЧАНИЕ: Выполните шаги 2.1.9-2.1.16 в желтой комнате.
    9. Покройте окисленные кремниевые подложки поверхностно-активным веществом (OAP) с помощью отжимной машины для нанесения покрытия, а затем выпекайте при 110 °C в течение 90 с на конфорке.
    10. После нанесения покрытия поверхностно-активным веществом покройте кремниевые подложки фоторезистом (например, ZEP520A) с помощью машины для отжима, а затем выпекайте при 180 °C в течение 5 минут на конфорке.
    11. Загрузите кремниевые подложки поверхностно-активным веществом и фоторезистом в электронно-лучевой (EB) пишущий.
    12. Прочтите файл проекта (подготовленный на шаге 2.1.2) в модуле записи EB и создайте файл операции (файл WEC). Установите величину дозы 120 мкКл/см2 в файле WEC. Когда загрузка подложки закончится, выполните экспонирование EB, нажав кнопку одиночной экспозиции .
    13. Выгрузите подложку из модуля записи EB, щелкнув переноску пластины, → выгрузите по окончании экспозиции.
    14. Подготовьте проявитель фоторезиста (ZED) и ополаскиватель для проявителя (ZMD) в вытяжной камере. Опустите открытые кремниевые подложки в проявитель на 60 с при комнатной температуре.
    15. Удалите кремниевую подложку с проявителя, а затем высушите подложку газом N2 .
    16. Положите проявленные кремниевые подложки на конфорку для запекания при 110 ° C в течение 90 с.
    17. Окуните кремниевые субстраты в буферную плавиковую кислоту (BHF-63SE) на 1 мин, чтобы удалить часть слоев SiO2 , подвергшихся воздействию воздуха в результате воздействия и развития ЭБ.
    18. Удалите фоторезист с кремниевых подложек, погрузив его в органическое средство для удаления фоторезиста (например, Hakuri-104) на 15 минут.
    19. Окуните кремниевые субстраты в 0,5% разбавленную плавиковую кислоту на 4 мин, чтобы удалить тонкий нативный оксид в областях окна, но сохранить маски SiO2 . Затем загрузите в камеру сверхвысоковакуумного химического осаждения из паровой фазы (UHV-CVD) для выращивания Ge. На рисунке 2 показана система UHV-CVD, используемая в настоящей работе.
  2. Эпитаксиальный рост Ge
    1. Загрузите кремниевую подложку с масками SEG (изготовленными, как показано на шаге 2.1) в камеру загрузочного шлюза.
    2. Установите температуру буфера/основного роста на вкладке «Рецепт », отображаемой на рабочем компьютере. Определите продолжительность основного роста Ge так, чтобы слои SEG Ge сливались с соседними. Чтобы определить длительности основного роста, рассмотрим скорость роста Ge на плоскостях {113}, которая определяет рост в плоскостном/боковом направлении26. В настоящей работе установите длительности для основного роста как 270 мин и 150 мин для 650 ° C и 700 ° C соответственно.
    3. Нажмите кнопку «Пуск » в главном окне, после чего кремниевый субстрат автоматически переносится в камеру роста.
      ПРИМЕЧАНИЕ: Протокол эпитаксиального роста Ge (этапы 2.2.4-2.2.7) обрабатывается автоматически.
    4. Выращивайте буфер Ge на загруженной подложке Si при низкой температуре (≈380 °C). Используйте GeH 4, разбавленный до 9% в Ar, в качестве исходного газа и поддерживайте парциальное давление GeH4 в течение 0,5 Па во время роста буфера.
    5. Выращивают Ge основным слоем при повышенной температуре. Поддерживайте парциальное давление GeH4 в течение 0,8 Па во время основного роста. В настоящей работе используйте две различные температуры 650 и 700 °C для основной температуры роста, чтобы сравнить SEG Ge с поперечным сечением круглой формы и с {113}-гранным поперечным сечением25.
      ПРИМЕЧАНИЕ: Скорость роста Ge на плоскости (001) составляла 11,7 нм/мин независимо от температуры.
    6. Чтобы визуализировать эволюцию SEG Ge и их коалесценцию, выполните рост Ge с периодической вставкой демаркационных слоев Si0,3 Ge 0,7толщиной 10 нм на другую подложку Si. Слои Si0,3 Ge 0,7были сформированы с использованием газов Si2H6 и GeH4. Во время роста слоя Si 0,3 Ge 0,7 установите парциальное давление газа Si2H6 на уровне 0,02 Па и парциальное давление газа GeH4 на уровне0,8Па.
    7. Поскольку кремниевая подложка автоматически переносится из камеры выращивания в камеру загрузочного шлюза, вентиляция камеры загрузочного шлюза и выгрузка кремниевой подложки вручную.
  3. Измерение плотности травильной ямы (EPD)
    1. Растворите 32 мг I2 в 67 мл CH3COOH с помощью ультразвуковой очистительной машины.
    2. Смешайте I2-растворенный CH 3COOH, 20 мл HNO3 и 10 мл HF.
    3. Опустите выращенные Ge-Si субстраты в раствор CH 3COOH/HNO3/HF/I2 на 5-7 с, чтобы образовались травленые ямки.
    4. Наблюдайте за травлеными поверхностями Ge с помощью оптического микроскопа (обычно 100-кратного), чтобы убедиться, что травленые ямки успешно сформированы.
    5. Используйте атомно-силовой микроскоп (АСМ) для подсчета травленых ямок. Поместите травленый образец Ge на столик AFM, а затем подойдите к зонду, щелкнув автоматический подход.
    6. Определите область наблюдения с помощью оптического микроскопа, интегрированного с АСМ, и просканируйте пять различных областей размером 10 мкм x 10 мкм. Коэффициент демпфирования амплитуды определяется автоматически.
  4. Наблюдения ТЕА
    1. Отбор образцов ПЭМ из коалесцированных/слоистых слоев Ge с помощью сфокусированного пучка ионов Ge (метод микроотбора проб FIB)27.
    2. Отполируйте образцы ПЭМ в системе ионного измельчения с использованием ионов Ar. В настоящей работе образцы ПЭМ для наблюдений поперечного сечения должны составлять 150-500 нм в направлении [110], а для наблюдений в плане - 200 нм в направлении [001].
    3. Для образцов ПЭМ в плане защищают верхние поверхности слоев Ge аморфными слоями, а затем утончают нижнюю (подложку) сторону слоев Ge.
    4. Выполнение наблюдений ПЭМ при напряжении ускорения 200 кВ. Выполнение наблюдений ПЭМ (STEM) при сканировании в светлом поле в поперечном сечении для наблюдения толстых (500 нм) образцов ПЭМ.
    5. Для коалесцированного Ge с демаркационными слоями Si0,3 Ge 0,7выполните наблюдения STEM поперечного сечения под большим углом кольцевого темного поля (HAADF) при напряжении ускорения 200 кВ.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Теоретический расчет

На рисунке 3 показаны рассчитанные траектории TD в 6 типах слитых слоев Ge: здесь мы определяем коэффициент апертуры (APR)как окно W / (окно W +маска W). На рисунке 3а показано происхождение SEG круглой формы, объединенное Ge APR = 0,8. Здесь 2/6 ТД оказались в ловушке. На рисунке 3b показано {113}-гранное происхождение SEG, объединенное Ge APR = 0,8. Здесь 0/6 TD оказываются в ловушке. На рисунке 3c показано происхождение SEG круглой формы, объединенное Ge APR = 0,1. Здесь 5/6 ТД оказались в ловушке. На рисунке 3d показано {113}-гранное начало SEG, объединенное Ge APR = 0,1. Здесь 6/6 ТД оказались в ловушке. На рисунке 3e показано происхождение SEG круглой формы, объединенное Ge APR = 0,1, в случае, если Ge растет на масках SiO2 . Здесь 0/6 TD оказываются в ловушке. На рисунке 3f показано {113}-гранное происхождение SEG, объединенное Ge APR = 0,1, в случае, если Ge растет на масках SiO2 . Здесь 0/6 TD оказываются в ловушке.

Траектории 6 TD, сгенерированных при (x 0, 0), где x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 и 0,8 умножитьокно W / 2, показаны красными линиями на каждом рисунке. TD, расположенные над точками коалесценции этих двух слоев SEG Ge, распространяются вверх к верхней поверхности, в то время как TD ниже точек распространяются вниз, чтобы оставаться на поверхности пустоты над маской SiO2.

На рисунке 3a-3d предполагается, что SEG Ge не растет на SiO2. Таким образом, предполагается, что боковины {113} граненого SEG Ge имеют круглую форму, чтобы не касаться маскируемой области SiO2. Ясно показано, что SEG круглой формы, а затем объединенный Ge более эффективны для снижения TDD при APR 0,8, чем {113}-гранный случай, в то время как {113}-гранный, а затем объединенный Ge более эффективны, чем круглопрофильный при APR 0,1. Это «пересечение» приписывается наличию {113} граней вблизи вершины SEG: {113} грани более отклонены от [001] направления, чем поверхности округлой формы.

На рисунке 3e и рисунке 3f показано слитое Ge с коэффициентом апертуры 0,1, предполагая, что Ge не зарождается на SiO 2, но показывает смачивание с маской SiO2, о котором широко сообщалось в ранее сообщалось о коалесценции Ge13,15,22,28,29,30,31. Как показано на рисунках 3e и 3f, между двумя SEG нет полуцилиндрической пустоты, и, таким образом, TD не задерживается на поверхности.

На рисунке 4 показаны рассчитанные TDD в коалесцированном Ge. На рисунке 4 красной линией показаны вычисленные TDD в слитном Ge, происходящие из SEG Ge круглой формы, а на синей линии показаны вычисленные TDD в слитом Ge, происходящие из {113}-гранного SEG Ge. Поскольку TD в Ge на Si происходят из-за несоответствия решетки между Ge и Si, предполагается, что генерация TD происходит только на границах раздела между Ge и Si. Другими словами, TDD должен быть уменьшен с помощью APR.

Когда годовая процентная ставка больше 0,11, SEG Ge круглой формы более эффективен, чем {113}-гранный (рис. 3a и рис. 3b). С другой стороны, когда годовая процентная ставка меньше 0,11, {113}-гранный SEG Ge становится более эффективным, чем круглый (рис. 3c и рис. 3d). Как и на рисунке 3, такое скрещивание приписывается наличию {113} граней вблизи вершины SEG (x 0≈ 0). Обратите внимание, что рисунки 3e и 3f соответствуют черной линии на рисунке 4, показывающей снижение TDD от снижения APR, но не от коалесценции (т.е. смачивание SEG Ge SiO2 оказывает отрицательное влияние на снижение TDD).

Экспериментальная проверка

На рисунке 5 показаны типичные изображения сканирующей электронной микроскопии поперечного сечения (SEM) (рис. 5b-5d, 5f) и карты распределения (рис. 5a, 5e), показывающие, происходит ли коалесценция или нет. На рисунке 5b-5d, 5f показаны изображения поперечного сечения некоалесцированных слоев SEG Ge (рис. 5b, выращенные при 700 ° C; Рисунок 5f, выращенный при 650 ° C), слитые слои SEG Ge с неплоской верхней поверхностью (рис. 5c, выращенные при 700 ° C) и объединенные слои SEG Ge с плоской верхней поверхностью (рис. 5d; выращенные при 700 ° C). Изображения SEM, показанные на рисунках 5b и 5d, полируются сфокусированным ионным пучком после осаждения защитных слоев Pt. Коалесценция происходит, когдаокно W имаска W меньше 1 мкм для текущих условий роста. Маски SEG смаской W размером 1 мкм или более предотвращают слияние Ge из-за небольшого количества роста Ge в боковом направлении26. Маски SEG сокном W 2 мкм или более также предотвращают слияние Ge, хотя коалесценция происходила, когдаокно W меньше 1 мкм. Это связано с тем, что скорость бокового роста Ge над SiO2 зависит отокна30 W. Зависимость маски и рисунка окна обобщена на рисунке 7a (700 °C) и рисунке 7e (650 °C).

При сравнении некоалесцированных слоев SEG Ge (рис. 4b и рис. 4f) ясно показано, что слой SEG Ge, выращенный при 700 ° C, имеет поперечное сечение круглой формы, в то время как слой SEG G, выращенный при 650 ° C, имеет {113}-гранное поперечное сечение. Как показано на рисунке 5b, рост при 700 °C показывает SEG Ge круглой формы без роста Ge на SiO 2 (т.е. отсутствие смачивания с маской SiO2). Поэтому рост протекает так, как показано на рисунке 3а и рисунке 3в. С другой стороны, как показано на рисунке 5f, SEG Ge с {113} гранями появляется при 650 °C. Это наводит на мысль о том, что Ge будет демонстрировать смачивание с маской SiO2. Напротив, край имеет круглую форму (т.е. не смачивается). Таким образом, рост при 650 °C находится между рисунком 3b (отсутствие смачивания) и рисунком 3f (идеальное смачивание). Это указывает на то, что сокращение TDD должно находиться между рисунком 3b и рисунком 3f. Учитывая теоретические результаты, показанные на рисунке 6, эти различия в сечениях SEG Ge должны сильно влиять на TDD в слитых слоях Ge.

Разницу в смачивающем росте на SiO2 можно понять следующим образом. Угол контакта между Ge и SiO2 (θ) определяется уравнением Юнга:

 Equation 12

Здесь γ SiO2, γ Ge и γint представляют собой поверхностную свободную энергию SiO 2, поверхностную свободную энергию Ge и межфазную свободную энергию Ge / SiO2 соответственно. Угол боковины SEG Ge увеличивается по мере роста Ge. Когда угол боковины SEG Ge достигает угла контакта θ, SEG Ge должен расти в вертикальном ([001]) или боковом ([Equation]) направлении. В случае роста при 650 °C вертикальный рост сильно ограничен {113} гранями, и, таким образом, SEG Ge предпочитает расти в боковом направлении (т.е. смачивающий рост). Несмотря на то, что смачивание может привести к дислокациям на границе раздела Ge и SiO2, в конечном итоге оно должно прекратиться на поверхности полуцилиндрической пустоты. В случае роста до 700 °C Ge может расти в вертикальном направлении, а угол контакта больше, чем для 650 °C, из-за большего γint. Это может быть причиной того, что Ge, выращенный при 650 °C, демонстрирует смачивание по сравнению с SiO2, а выращенный при 700 °C Ge - нет.

Для Ge после коалесценции на структуру поперечного сечения не влияет температура роста: сросшиеся слои Ge, выращенные при 650 ° C, и слои, выращенные при 700 ° C, не могут быть дифференцированы наблюдениями поперечного сечения SEM.

Обратите внимание, что для изготовленных шаблонов значенияокна W были больше, а значениямаски W были меньше, чем спроектированные, потому что для изготовления маски использовался изотропный процесс мокрого травления. Фактические значенияокна W имаски W были получены путем наблюдений в поперечном сечении SEM после роста Ge.

Кроме того, толщина слоев маски SiO2 составила 30 нм по данным СЭМ-наблюдений и спектроскопических эллипсометрических измерений. Такие тонкие слои SiO2 были использованы для изучения снижения TDD, описанного на рисунке 3 и рисунке 4, устраняя влияние эпитаксиального шейки на ВРТ. В настоящей работе соотношение сторон ниже 0,05, что достаточно мало, чтобы игнорировать влияние эпитаксиального шейки на ВРТ.

На рисунке 6a показан поперечный HAADF STEM для SEG с демаркационными слоями Si 0,3 Ge 0,7, а схематическая иллюстрация рисунка 6a показана на рисунке 6b (окно W = 0,66 мкм,маска W =0,84мкм). Демаркационные слои Si0,3 Ge 0,7ясно показывают форму поверхности во время роста при 700 ° C. На изображении STEM показаны поверхности Ge каждой ступени роста от SEG круглой формы до плоского эпитаксиального слоя, образованного после коалесценции. Скорость роста сразу после коалесценции сильно увеличивается на слившихся участках. Этот быстрый рост, вероятно, вызван эпислоем Ge, минимизирующим площадь его поверхности для энергетической стабилизации.

В отличие от чистого Ge SEG, представленные Ge SEG с демаркационными слоями Si0,3 Ge 0,7демонстрируют смачивание с масками SiO2 (рис. 8a). Разница в смачивании, возможно, связана с добавлением демаркационных слоев Si0,3Ge0,7, зарождение которых усиливается в слоях SiO2, что маловероятно, чем у Ge.

Для измерений EPD используются коалесцированные Ge с плоской вершиной (области, обведенные синим цветом на рисунках 5a и 5e). Слои Ge были вытравлены в среднем на 200 нм. Типичные АСМ-изображения после травления показаны на рисунках 7a и 7b, полученных для коалесцированного Ge толщиной 1,15 мкм, выращенного при 700 °C (окно W = 0,66 мкми маска W = 0,44 мкм) и коалесцированного Ge толщиной 2,67 мкм, выращенного при 650 °C (окно W = 0,66 мкм имаска W = 0,34 мкм). В качестве справки на рисунке 7c показано изображение Ge толщиной 1,89 мкм, выращенного при 700 °C. Темные точки на изображениях AFM представляют собой вытравленные ямки, указывающие на наличие TD. Значения EPD на рисунке 7a-7c были получены как 7,0 x 10 7/см2, 7,9 x 10 7/см2 и 8,7 x 10 7/см2 соответственно. Наши предыдущие отчеты показали, что полученные EPD в этом состоянии травления равны TDD, определенным с помощью просвечивающей электронной микроскопии (TEM)4,32,33,34. Измеренный EPD слоя Ge слоя слоя (7,9 ± 0,8 x 10 7/см2) хорошо согласуется с TDD, полученным в результате наблюдения ПЭМ в плане с относительно большой площадью 6 x 8мкм2 (8,7 ± 0,2 x 107/см2), что указывает на то, что EPD равен TDD.

Для того, чтобы сравнить экспериментально полученные TDD с расчетами, учитывайте влияние толщины на TDD. Существует тенденция, что TDD уменьшается по мере увеличения толщины Ge из-за увеличения шансов на аннигиляцию пары TD. Следовательно, снижение TDD, наблюдаемое для слитого Ge, более тонкого, чем одеяло Ge, следует отнести к механизму, описанному на рисунке 3 и рисунке 4 (т.е. нам нужно рассчитать нормализованный TDD, чтобы сравнить экспериментально полученные TDD с расчетными на рисунке 4). Перед нормализацией была выполнена коррекция TDD для одеяла Ge (ρодеяло) с учетом толщины и температуры роста на TDD. Как и в предыдущих отчетах35,36, ρодеяло [/см2] приблизительно выражается как 2,52 x 1013 x [d (нм)]-1,57 для слоев Ge, выращенных в диапазоне температур 530-650 °C с использованием UHV-CVD. Здесь d - толщина слоя Ge одеяла. ρодеяло [/см 2] уменьшается для слоев Ge, выращенных при 700 ° C, и приблизительно выражается как2,67 x 1012 x [d (нм)]-1,37.

На рисунке 7d показан нормализованный TDD в зависимости от APR, W window/(Wwindow +W mask). TDD в коалесцированном Ge, выращенном при 650 ° C, показаны в виде синих треугольников, а выращенных при 700 ° C - в виде красных ромбов. Поскольку SEG Ge при 650 °C демонстрирует некоторое смачивание с маской SiO2, данные о росте должны находиться между черными и синими линиями. SEG Ge при 700 °C должен быть на красной линии. Экспериментальные результаты хорошо согласуются с расчетами, основанными на форме поперечного сечения и условиях смачивания.

Как описано выше, сделан вывод о том, что поведение ТД хорошо объясняется моделью, основанной на силе изображения ростовых поверхностей на ТД. Чтобы понять взаимодействие TD с поверхностью, мы наблюдали TD с поперечным сечением светлого поля STEM. На рисунке 8а наблюдается изгиб и окончание дефекта на поверхности полуцилиндрической пустоты. Такое поведение ТД очень похоже на расчетные траектории ТД, показанные на рисунке 3. Однако наблюдаемая траектория TD не совсем точно воспроизводит ту, которую мы предсказывали на рисунке 3. Разница может быть объяснена как результат преобразования TD с целью минимизации его энергии во время или после роста (например, снижение температуры от температуры роста до комнатной температуры). На рисунке 8b показано моделирование деформации в коалесцированном эпислое Ge на Si. Растягивающая деформация индуцируется в слое Ge на Si из-за несоответствия коэффициента теплового расширения между Ge и Si. Моделирование показывает, что накопление деформаций происходит в верхней части полуцилиндрических пустот и релаксация деформации в подповерхностном слое полуцилиндрических пустот, что мотивирует TD к трансформации.

С другой стороны, на рисунке 8с показано образование дефектов в верхней части пустоты, хотя точка образования будет удалена во время подготовки образца ТЕА. Дефект на рисунке 8c близок к прямой, но угол между дефектом и плоскостью (001) (≈78,3°) не совпадает с углом для {111} плоскости (54,7°).

Электронная дифракционная картина, показанная на рисунке 8d, была получена вблизи дефекта на рисунке 8c. Отсутствие полосового света указывает на то, что не должно быть 2D-структуры (т.е. дефект является вывихом). В предыдущих отчетах 28,29,30,31,37 были сформированы 2D-дефекты, показывающие четкую полосу света в диаграммах дифракции электронов, что противоречит тому, что наблюдается в настоящей работе. Результаты наблюдений (отсутствие 2D-дефектов) подтверждают предположение о том, что пустоты и их свободные поверхности способствуют деформации высвобождения Ge на Si или иным образом вызывают смещение ориентации кристаллов между соседними слоями SEG Ge. Это согласуется с предыдущим отчетом, в котором кратко предполагается, что образование 2D-дефектов предотвращается в сросшихся слоях SEG Ge с пустотами на маскахSiO 2 38.

На рисунке 10c показано два кандидата на генерацию TD: распределение деформаций и дезориентация между слоями SEG Ge. В эпитаксиальном Ge на Si растягивающая деформация индуцируется в Ge из-за несоответствия коэффициента теплового расширения между Ge и Si39. Результат моделирования, показанный на рисунке 8b, указывает на накопление деформации при растяжении (~ 0,5%) в верхней части пустоты, как упоминалось выше. Такое накопление деформаций в верхней части пустоты может привести к генерации TD, показанной на рисунке 8c. Предполагается, что другой кандидат, неправильная ориентация между слоями SEG Ge, генерирует 2D-дефекты, как это наблюдалось в предыдущих отчетах, показывающих слияние слоев SEG Ge 28,29,30,31,37. Однако в настоящей работе генерация 2D-дефектов будет подавляться из-за наличия пустот, о чем кратко упоминалось в предыдущем докладе38, но приведет к генерации TD из-за несовершенного подавления. Более подробное обсуждение вывиха, вызванного дезориентацией, будет описано в следующей части со схематическими иллюстрациями (рис. 12).

На рисунках 9a и 9b показаны изображения ПЭМ в плане светлого поля сросшиеся слоя Ge (окно W = 0,82 мкм,маска W = 0,68 мкм) и слой Ge в одеяле, соответственно, выращенные на одной и той же подложке. Для наблюдений ПЭМ в плане образцы ПЭМ были сформированы с использованием верхних областей 200 нм слоев Ge, как описано на шаге 2.4.3, и обозначены красными пунктирными квадратами в схематических поперечных сечениях в верхней части рисунка 9. Полосы маски SiO2 выровнены по направлению [110] для сросшегося Ge на рисунке 9a. Изображение ПЭМ в плане, показанное на рисунке 9а, было получено для области размером 6 мкм х 8 мкм. Несмотря на то, что на этом изображении ПЭМ имеется пять пар масок SiO 2 и областей окон SiO, области над масками SiO2 и окнами Si неразличимы на изображении TEM. Это связано с тем, что наблюдаемая область (верхние 200 нм) находится намного выше того места, где расположены полуцилиндрические пустоты (нижние 150 нм).

Установлено, что TDD, полученные на рисунках 9a и 9b, составляют 4,8 x 10 7/см2 и 8,8 x 107/см2 соответственно. Как показано на рисунке 7d, измерения EPD показывают, что TDD в слитом слое Ge (окно W = 0,82 мкм имаска W = 0,68 мкм) составляет 4 x 107 см-2. Таким образом, TDD на рисунке 9a показывает хорошее согласие с EPD, показанным на рисунке 7. Следует также отметить, что ни измерения EPD, ни наблюдения TEM не показывают повторного увеличения TDD, которое часто проявляется при слиянии слоев SEG Ge (т.е. повторное увеличение TDD из-за генерации TD (рис. 8b) подавляется до такой степени, что повторное увеличение TDD игнорируется в существующем диапазоне TDD (порядка 107 / см2 )).

Следует отметить, что свободная от TD область размером 4 мкм x 4 мкм реализуется в слитом Ge, как показано на рисунке 9а. Несмотря на то, что одеяло Ge на рисунке 9b показывает TD с относительно равномерным распределением, объединенный Ge имеет высокие и низкие области TDD. Такие различия в распределении TD позволяют предположить, что дальнейшее снижение TDD будет достижимо в объединенном Ge. 1 TD в области 4 мкм x 4 мкм, который наблюдается на рисунке 9a, соответствует TDD 6,25 x 106/см2.

Сравнивая коалесцированный Ge (рис. 9a) и бланкет Ge (рис. 9b), становится ясно, что длины линий дефектов в слитом Ge больше, чем в слое Ge. В коалесцированном Ge обычно имеются линии дефектов длиной 1 мкм, и они выровнены в направлении [110]. Обратите внимание, что направление [110] является направлением длины полос SiO2. Существует два возможных объяснения таких длинных линий дефектов: (i) наблюдаются 2D-дефекты и (ii) дислокации наклонены в направлении [110]. Однако 2D-дефекты сразу же отклоняются из-за ширины наблюдаемых длинных дефектов (т. е. 2D-дефекты на {111} плоскостях должны показывать более широкие линии дефектов). Геометрически 2D-дефекты на плоскостях {111} должны иметь линии дефектов шириной 140 нм с учетом толщины образца ПЭМ (200 нм) и угла {111} с плоскостями (001) (54,7°). Изображение ПЭМ в плане показывает, что линии дефектов имеют ширину 10-20 нм, что намного уже, чем 140 нм. Таким образом, дефекты, показанные в виде длинных линий, следует приписывать (ii) дислокациям, наклоненным в [110] направлении. Простой геометрический расчет дает угол между наклонными дислокациями и плоскостями (001): tan−1(200 нм/1 мкм) = 11,3°. Обратите внимание, что, как показано на рисунке 8b, TD в одеяле Ge, как правило, направлены почти вертикально к подложке, если отжиг после роста не выполняется, показывая маленькие черные точки на изображениях ПЭМ в плане.

Для более детального анализа наклонных ТД произвольно наблюдается небольшая область с высоким ТДД, как показано на рисунке 10. Образец ПЭМ был получен из верхних 200 нм слившегося слоя Ge, как и приведенные выше наблюдения ПЭМ в плане.

На рисунках 10a и 10b показаны снимки ПЭМ в темном поле (g = [220] для рисунка 12a и [Equation] для рисунка 12b), полученные в той же области. На рисунке 12 наблюдались четыре наклонные дислокации в области 4 мкм х 4 мкм. На рисунке 10b показано, что одна наклонная дислокация (обведенная красным кружком) исчезает, когда вектор дифракции g = [], что указывает на то, что вектор Бюргерса определяется как [110] или [EquationEquation] для дислокации, обведенной красным кружком. Поскольку линия дефекта находится в направлении [110], вывих оказывается вывихом винта. Остальные три наклонные дислокации (обведенные зеленым кружком) приписываются смешанным дислокациям, потому что они не исчезли, какой бы вектор дифракции ни был выбран.

Существует два возможных объяснения наклона TD в коалесцированных слоях Ge: (i) рост Ge в направлении [110] и (ii) образование дефектов при слиянии слоев SEG Ge.

Рост Ge в направлении [110]

На рисунке 11 показано изображение SEM в плане и процесс роста с образованием плоского эпитаксиального слоя из неплоской поверхности SEG в виде схематического фильма. Отражая волнообразное волнообразие краев полос SiO 2, образованных литографией EB и мокрым химическим травлением, коалесценция преимущественно начинается в некоторых точках, а затем продолжается в направлениях [110] и [Equation] над масками SiO2. На рисунках 11b и 11c схематично показан вид с высоты птичьего полета и вид поперечного сечения (Equation), когда слои SEG Ge частично объединены. TD, генерируемый в окне роста, появляется над пустотой, как показано на рисунке 3, а затем TD начинают распространяться в направлении [110] или [Equation] из-за силы изображения. Это приводит к тому, что ТД наклоняются в направлении [110] (как на рисунке 9а). Красная сплошная линия на рисунке 11c показывает TD, изогнутый в направлении [110] в соответствии с приведенной выше моделью, что объясняет наличие наклонных TD, наблюдаемых на рисунках 9a и 10, на качественной основе.

Механизм может объяснять как кромочные, так и винтовые TD, принимая во внимание векторы Бюргера TD, генерируемые на границах40 Ge/Si. Когда Ge выращивается на кремниевой подложке, образуются дислокации несоответствия краев (MD) для высвобождения деформации, и MD выравниваются в направлении [110] или [Equation]. MD образуют потоковые сегменты (т. е. TD), а векторы Бюргера для TD, происходящие от MD, выровненных в направлении [110] (MD110), представляют собой a/2[] или a/2[EquationEquation] (a: постоянная решетки). С другой стороны, векторами Бюргерса являются a/2[110] или a/2Equation[] для TD, происходящих из MD, выровненных в направлении [Equation] (Equation 21). В случае, если ТД от МД 110 наклонены в направлении [110], наблюдения ПЭМ в плане показывают ТД в виде краевых дислокаций. Точно так же, когда ТД от Equation 21 наклонены в направлении [110], они наблюдаются как винтовые вывихи.

Генерация дефектов при слиянии слоев SEG Ge

На рисунке 12 показаны схемы, объясняющие генерацию дефектов при слиянии слоев SEG Ge с небольшим вращением (т.е. с неправильной ориентацией). Как схематично показано на рисунке 12, дезориентация должна генерировать ребро/винт/смешанные дислокации на границе раздела коалесценции. На рисунке 12 дезориентация между двумя слоями SEG Ge в направлении [110] разлагается на три типа вращений. На рисунке 12a-12c показано вращение вокруг оси [110], оси [001] и оси [Equation] соответственно.

Предполагается, что слияние на рисунке 12 происходит между строго эпитаксиальным слоем Ge (Ge (001)) и соседним слоем SEG Ge с неправильной ориентацией (m-Ge). Вращение вокруг оси [110] (рис. 12а) приводит к образованию краевых дислокаций, параллельных направлению [110], на границе, обозначенной пунктирной линией. Аналогично, как и на рисунке 12b, краевые дислокации, параллельные направлению [001], образуются в результате вращения вокруг оси [001]. С другой стороны, вращение вокруг оси [], показанное на фиг.12с, генерирует сеть дислокаций винтов, которая состоит из дислокаций b = [110] и b = [Equation001], что аналогично случаю прямого склеивания поверхностей Si (001), показывающего сеть41 дислокации винтов. Винтовой TD, наблюдаемый на рисунке 10, можно объяснить слиянием с неправильной ориентацией вращения вокруг оси [Equation...]. Комбинация вращений вокруг оси [110] (рис. 12a) и вокруг оси [Equation] (рис. 12c) может объяснить смешанные TD, показанные на рисунке 12. Смешанная дислокация, показанная на рисунке 9b, также объясняется сочетанием вращения вокруг оси [001] (рис. 12b) и вращения вокруг оси [Equation] (рис. 12c).

Предполагая, что дислокации, возникшие в результате дезориентации, образуются при плотности 1 x 107/см2, средний угол поворота вокруг оси [Equation...] оценивается в 0,034°42. По сравнению с оценкой, мы уже сообщали, что существуют флуктуации ориентации в линейном слое SEG Ge на 100 угловых секунд (= 0,028°) с использованием микролучевых рентгеновских дифракционных наблюдений43. Сообщенные колебания ориентации и расчетного угла поворота показывают хорошее согласие, что поддерживает механизм генерации TD, основанный на неправильной ориентации.

Figure 1
Рисунок 1: Схематические иллюстрации линейных и пространственных и квадратных SEG-масок диаметром 4 мм на подложке Si(001). Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 2
Рисунок 2: Изображения деталей машины UHV-CVD; газовый шкаф, технологическая камера, камера загрузочного замка и рабочий компьютер. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 3
Рисунок 3: Рассчитанные траектории 4 TD в (а) координатах SEG круглой формы, коэффициент апертуры = 0,8, (b) начало координат SEG круглой формы, коэффициент апертуры = 0,1, (c) {113}-гранное начало SEG, отношение диафрагмы = 0,8 и (d) {113}-гранное начало SEG, коэффициент апертуры = 0,1. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 4
Рисунок 4: Вычисленные TDD в слитом Ge произошли от {113} граненых SEG Ge (синяя линия) и SEG Ge круглой формы (красная линия). Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 5
Рисунок 5: Карты распределения и СЭМ-изображения слитых/некоалесцированных слоев Ge. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 6
Рисунок 6: (а) изображение HAADF STEM в поперечном сечении слитого Ge (окно W = 0,66 мкм, маска W = 0,84 мкм), выращенного при 700 °C с демаркационными слоями Si 0,3 Ge0,7 толщиной 10 нм, и (b) схематическое изображение, соответствующее условиям, показанным в пункте (а). Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 7
Рисунок 7: Типичные изображения АСМ для измерения EPD для (а) коалесцированного Ge толщиной 1,15 мкм, выращенного при 700 °C (окно W = 0,66 мкм и маска W = 0,44 мкм), (b) коалесцированного Ge толщиной 2,67 мкм, выращенного при 650 °C (окно W = 0,86 мкм и маска W = 0,34 мкм), и (c) одеяло Ge толщиной 1,89 мкм, выращенное при 700 °C , и резюме результатов измерений EPD в подпункте d). Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 8
Рисунок 8: (110) изображения поперечного сечения (а) STEM и (b) ПЭМ слившихся слоев Ge (окно W = 0,66 мкм и маска W = 0,44 мкм), (c) дифракционная картина электронов, полученная вблизи дефекта, показанного на (b), и (d) результат моделирования методом конечных элементов распределения деформаций в коалесцированном Ge. Рисунки 9(a), (c) и (d) были изменены по сравнению с 20. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка. 

Figure 9
Рисунок 9:Снимки ПЭМ в плане яркого поля (а) объединенного слоя Ge (окно W = 0,82 мкм, маска W = 0,68 мкм) и (b) слоя Ge слоя слоя. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка. 

Figure 10
Рисунок 10: Снимки ПЭМ в плане небольшой области с высоким TDD с векторами g (a) [220] и (b) [Equation]. Эта цифра была изменена с 20. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка.

Figure 11
Рисунок 11: (а) изображение SEM в плане, (б) схематическое изображение с высоты птичьего полета и (в) (Equation) схематическое изображение в поперечном сечении частично объединенного SEG Ge. Эта цифра была изменена с 20. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы скачать это видео.

Figure 12
Рисунок 12:Схемы генерации дефектов при слиянии слоев SEG Ge с вращением кристаллов вокруг ориентации (a) [110], (b) [001] и (c) [Equation]. Эта цифра была изменена с 20. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы просмотреть увеличенную версию этого рисунка. 

Метод Достигнутый TDD (см-2) Температура (°C) Толщина буферного слоя
Термический отжиг 2e7 ≈900 °С ≈100 нм
(низкотемпературный буфер)
Градуированный буфер SiGe 1э6 температура роста (600–700 °C) 2–3 мкм
ИСКУССТВО 1э6 температура роста (600–700 °C) 500–1000 нм
Семена Si pillar 1e5 ≈800 °С ≈5 мкм
Эта работа 4э7 Температура роста
(700 °С)		 ≈150 нм

Таблица 1: Краткое изложение достигнутых TDD и недостатков с учетом применения фотонных устройств для обычных/представленных методов снижения TDD.

Дополнительный рисунок 1: Четыре типичных метода, широко используемых для уменьшения TDD в эпитаксиальном Ge на Si: (а) термический отжиг, (б) градуированный буфер SiG, (в) улавливание соотношения сторон (ART) и (d) семена столбов Si. Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы загрузить этот рисунок.

Дополнительное видео 1: Схематические иллюстрации TD, изогнутого под действием силы изображения в SEG Ge круглой формы.  Пожалуйста, нажмите здесь, чтобы скачать это видео.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

В настоящей работе экспериментально были показаны TDD 4 x 107/см2 . Для дальнейшего снижения TDD в протоколе в основном есть 2 критических шага: подготовка маски SEG и эпитаксиальный рост Ge.

Наша модель, показанная на рисунке 4 , показывает, что TDD может быть уменьшен ниже 107 / см2 в объединенном Ge, когда APR,окно W / (окно W +маска W) составляет всего 0,1. Для дальнейшего снижения TDD следует подготовить маски SEG с меньшей годовой процентной ставкой. Как упоминалось на шаге 2.1.2, минимальные значенияокна Wи маски W составляли соответственно 0,5 мкм и 0,3 мкм, ограниченные разрешением в используемой системе литографии EB. Одним из простых способов уменьшения APR является модификация процессов литографии и травления (например, использование другого фоторезиста, использование лучшей системы литографии, использование более тонких слоев SiO2 с более мелким травлением BHF и т. д.). Зрелый процесс литографии и травления позволит использовать маски SEG уже, чем 100 нм. В настоящей работе коалесцированные Ge с плоской верхней поверхностью были получены при Wмаске≤1 мкм. Таким образом,окно W в 100 нм имаска W в 900 нм (APR = 0,1) дадут нам слитый Ge с плоской верхней поверхностью в нынешних условиях роста.

Кроме того, модификация подготовки маски SEG должна привести к уменьшению волнистости краев масок SEG, что приведет к подавлению дезориентации между слоями Ge SEG. Генерация TD при слиянии слоев SEG Ge (рис. 11) будет подавлена в результате модификации подготовки маски SEG.

Как показали результаты расчетов (рис. 3), для снижения TDD требуется подавление роста Ge на SiO2. Подавление роста Ge на SiO 2 достигается модификацией стадии роста Ge (т. е. повышением температуры роста, вращением маски SEG, введением газа H2 и снижением давления газа GeH4 44,45).

Метод восстановления TDD, предложенный/проверенный в настоящей работе, превосходит существующие методы с точки зрения применения для фотонных устройств Ge (т.е. TDD восстанавливается без какого-либо термического отжига или толстых буферных слоев). Максимальная температура процесса составляла 700 °C, что является температурой роста, а высота пустоты составляла ≈150 нм. По сравнению с существующими методами максимальная температура ниже, чем температура отжига (обычно 900 °C)7, а высота пустоты меньше, чем буферные слои SiGe (обычно несколько мкм)10, траншеи SiO2 для ВРТ (обычно 0,5-1 мкм)13 и буферный слой для роста Ge на столбах кремния (обычно ≈5 мкм)18. Сравнение обычных/представленных методов сведено в таблицу 1.

Принимая во внимание площадь типичного фотонного устройства Ge (≈100мкм 2 ), конечной целью будет TDD ниже 106 / см2 и количество TD < 1 / устройство. Поскольку теоретический предел TDD для этого метода равен 0, TDD ниже 106/см2 потенциально достижим. Для достижения этой цели будут исследованы более оптимизированные литография и травление.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Disclosures

Авторам раскрывать нечего.

Acknowledgments

Эта работа была поддержана Японским обществом содействия науке (JSPS) KAKENHI (17J10044) от Министерства образования, культуры, спорта, науки и технологий (MEXT), Япония. Производственные процессы были поддержаны «Нанотехнологической платформой» (проект No 12024046), MEXT, Япония. Авторы хотели бы поблагодарить г-на К. Ямаситу и г-жу С. Хирату, Токийский университет, за их помощь в проведении наблюдений ТЕА.

Materials

Name Company Catalog Number Comments
AFM SII NanoTechnology SPI-3800N
BHF DAIKIN BHF-63U
CAD design AUTODESK AutoCAD 2013 Software
CH3COOH Kanto-Kagaku Acetic Acid for Electronics
CVD Canon ANELVA I-2100 SRE
Developer ZEON ZED
Developer rinse ZEON ZMD
EB writer ADVANTEST F5112+VD01
Furnace Koyo Thermo System KTF-050N-PA
HF, 0.5 % Kanto-Kagaku 0.5 % HF
HF, 50 % Kanto-Kagaku 50 % HF
HNO3, 61 % Kanto-Kagaku HNO3 1.38 for Electronics
I2 Kanto-Kagaku Iodine 100g
Photoresist ZEON ZEP520A
Photoresist remover Tokyo Ohka Hakuri-104
Surfactant Tokyo Ohka OAP
TEM JEOL JEM-2010HC

DOWNLOAD MATERIALS LIST

References

  1. Giovane, L. M., Luan, H. C., Agarwal, A. M., Kimerling, L. C. Correlation between leakage current density and threading dislocation density in SiGe p-i-n diodes grown on relaxed graded buffer layers. Applied Physics Letters. 78 (4), 541-543 (2001).
  2. Wang, J., Lee, S. Ge-photodetectors for Si-based optoelectronic integration. Sensors. 11, 696-718 (2011).
  3. Ishikawa, Y., Saito, S. Ge-on-Si photonic devices for photonic-electronic integration on a Si platform. IEICE Electronics Express. 11 (24), 1-17 (2014).
  4. Cai, Y. Materials science and design for germanium monolithic light source on silicon, Ph.D. dissertation. , Dept. Mater. Sci. Eng., Massachusetts Inst. Technol. Cambridge, MA, USA. (2009).
  5. Wada, K., Kimerling, L. C. Photonics and Electronics with Germanium. , Wiley. Hoboken, NJ, USA. 294 (2015).
  6. Higashitarumizu, N., Ishikawa, Y. Enhanced direct-gap light emission from Si-capped n+-Ge epitaxial layers on Si after post-growth rapid cyclic annealing: Impact of non-radiative interface recombination toward Ge/Si double heterostructure lasers. Optics Express. 25 (18), 21286-21300 (2017).
  7. Luan, H. C., et al. High-quality Ge epilayers on Si with low threading-dislocation densities. Applied Physics. Letters. 75 (19), 2909-2911 (1999).
  8. Nayfeha, A., Chui, C. O., Saraswat, K. C. Effects of hydrogen annealing on heteroepitaxial-Ge layers on Si: Surface roughness and electrical quality. Applied Physics Letters. 85 (14), 2815-2817 (2004).
  9. Choi, D., Ge, Y., Harris, J. S., Cagnon, J., Stemmer, S. Low surface roughness and threading dislocation density Ge growth on Si (001). Journal of Crystal Growth. 310 (18), 4273-4279 (2008).
  10. Currie, M. T., Samavedam, S. B., Langdo, T. A., Leitz, C. W., Fitzgerald, E. A. Controlling threading dislocation densities in Ge on Si using graded SiGe layers and chemical-mechanical polishing. Applied Physics Letters. 72 (14), 1718-1720 (1998).
  11. Liu, J. L., Tong, S., Luo, Y. H., Wan, J., Wang, K. L. High-quality Ge films on Si substrates using Sb surfactant-mediated graded SiGe buffers. Applied Physics Letters. 79 (21), 3431-3433 (2001).
  12. Yoon, T. S., Liu, J., Noori, A. M., Goorsky, M. S., Xie, Y. H. Surface roughness and dislocation distribution in compositionally graded relaxed SiGe buffer layer with inserted-strained Si layers. Applied Physics Letters. 87 (1), 012014 (2005).
  13. Langdo, T. A., Leitz, C. W., Currie, M. T., Fitzgerald, E. A., Lochtefeld, A., Antoniadis, D. A. High quality Ge on Si by epitaxial necking. Applied Physics Letters. 76 (25), 3700-3702 (2000).
  14. Park, J. S., Bai, J., Curtin, M., Adekore, B., Carroll, M., Lochtefeld, A. Defect reduction of selective Ge epitaxy in trenches on Si(001) substrates using aspect ratio trapping. Applied Physics Letters. 90 (5), 052113 (2007).
  15. Fiorenza, J. G., et al. Aspect ratio trapping: A unique technology for integrating Ge and III-Vs with silicon CMOS. ECS Transactions. 33 (6), 963-976 (2010).
  16. Salvalaglio, M., et al. Engineered Coalescence by Annealing 3D Ge Microstructures into High-Quality Suspended Layers on Si. Applied Materials & Interfaces. 7 (34), 19219-19225 (2015).
  17. Bergamaschini, R., et al. Self-aligned Ge and SiGe three-dimensional epitaxy on dense Si pillar arrays. Surface Science Reports. 68 (3), 390-417 (2013).
  18. Isa, F., et al. Highly Mismatched, Dislocation-Free SiGe/Si Heterostructures. Advanced Materials. 28 (5), 884-888 (2016).
  19. Yako, M., Ishikawa, Y., Wada, K. Coalescence induced dislocation reduction in selectively grown lattice-mismatched heteroepitaxy: Theoretical prediction and experimental verification. Journal of Applied Physics. 123 (18), 185304 (2018).
  20. Yako, M., Ishikawa, Y., Abe, E., Wada, K. Defects and Their Reduction in Ge Selective Epitaxy and Coalescence Layer on Si With Semicylindrical Voids on SiO2 Masks. IEEE Journal of Selected Topics in Quantum Electronics. 24 (6), 8201007 (2018).
  21. Park, J. S., Bai, J., Curtin, M., Carroll, M., Lochtefeld, A. Facet formation and lateral overgrowth of selective Ge epitaxy on SiO2-patterned Si(001) substrates. Journal of Vacuum Science & Technology B. 26 (1), 117-121 (2008).
  22. Bai, J., et al. Study of the defect elimination mechanisms in aspect ratio t.rapping Ge growth. Applied Physics Letters. 90 (10), 101902 (2007).
  23. Montalenti, F., et al. Dislocation-Free SiGe/Si Heterostructures. Crystals. 8 (6), 257 (2018).
  24. Zhang, H. L. Calculation of shuffle 60° dislocation width and Peierls barrier and stress for semiconductors silicon and germanium. European Physical Journal B. 81 (2), 179-183 (2011).
  25. Kim, M., Olubuyide, O. O., Yoon, J. U., Hoyt, J. L. Selective Epitaxial Growth of Ge-on-Si for Photodiode Applications. ECS Transactions. 16 (10), 837-847 (2008).
  26. Yako, M., Kawai, N. J., Mizuno, Y., Wada, K. The kinetics of Ge lateral overgrowth on SiO2. Proceedings of MRS Fall Meeting. , (2015).
  27. Kamino, T., Yaguchi, T., Hashimoto, T., Ohnishi, T., Umemura, K. A FIB Micro-Sampling Technique and a Site Specific TEM Specimen Preparation Method. Introduction to Focused Ion Beams. , Springer. Boston, MA. (2005).
  28. Park, J. S., et al. Low-defect-density Ge epitaxy on Si(001) using aspect ratio trapping and epitaxial lateral overgrowth. Electrochemical and Solid-State Letters. 12 (4), H142-H144 (2009).
  29. Li, Q., Jiang, Y. B., Xu, H., Hersee, S., Han, S. M. Heteroepitaxy of high-quality Ge on Si by nanoscale Ge seeds grown through a thin layer of SiO2. Applied Physics Letters. 85 (11), 1928-1930 (2004).
  30. Halbwax, M., et al. Epitaxial growth of Ge on a thin SiO2 layer by ultrahigh vacuum chemical vapor deposition. Journal of Crystal Growth. 308 (1), 26-29 (2007).
  31. Leonhardt, D., Ghosh, S., Han, S. M. Origin and removal of stacking faults in Ge islands nucleated on Si within nanoscale openings in SiO2. Journal of Applied Physics. 10 (7), 073516 (2011).
  32. Takada, Y., Osaka, J., Ishikawa, Y., Wada, K. Effect of Mesa Shape on Threading Dislocation Density in Ge Epitaxial Layers on Si after Post-Growth Annealing. Japanese Journal of Applied Physics. 49 (4S), 04DG23 (2010).
  33. Ishikawa, Y., Wada, K. Germanium for silicon photonics. Thin Solid Films. 518 (6), S83-S87 (2010).
  34. Nagatomo, S., Ishikawa, Y., Hoshino, S. Near-infrared laser annealing of Ge layers epitaxially grown on Si for high-performance photonic devices. Journal of Vacuum Science & Technology B. 35 (5), 051206 (2017).
  35. Ayers, J. E., Schowalter, L. J., Ghandhi, S. K. Post-growth thermal annealing of GaAs on Si(001) grown by organometallic vapor phase epitaxy. Journal of Crystal Growth. 125 (1), 329-335 (1992).
  36. Wang, G., et al. A model of threading dislocation density in strain-relaxed Ge and GaAs epitaxial films on Si (100). Applied Physics Letters. 94 (10), 102115 (2009).
  37. Leonhardt, D., Ghosh, S., Han, S. M. Defects in Ge epitaxy in trench patterned SiO2 on Si and Ge substrates. Journal of Crystal Growth. 335 (1), 62-65 (2011).
  38. Sammak, A., Boer, W. B., Nanver, L. K. Ge-on-Si: Single-crystal selective epitaxial growth in a CVD reactor. ECS Transactions. 50 (9), 507-512 (2012).
  39. Ishikawa, Y., Wada, K., Cannon, D. D., Liu, J., Luan, H. C., Kimerling, L. C. Strain-induced band gap shrinkage in Ge grown on Si substrate. Applied Physics Letters. 82 (13), 2044-2046 (2003).
  40. Bolkhovityanov, Y. B., Gutakovskii, A. K., Deryabin, A. S., Sokolov, L. V. Edge Misfit Dislocations in GexSi1–x/Si(001) (x~1) Heterostructures: Role of Buffer GeySi1–y (y < x) Interlayer in Their Formation. Physics of the Solid State. 53 (9), 1791-1797 (2011).
  41. Bourret, A. How to control the self-organization of nanoparticles by bonded thin layers. Surface Science. 432 (1), 37-53 (1999).
  42. Hirth, J. P., Lothe, J. Grain boundaries. Theory of Dislocations, 2nd ed. 19, Wiley. New York, NY, USA. 697-750 (1982).
  43. Mizuno, Y., Yako, M., Luan, N. M., Wada, K. Strain tuning of Ge bandgap by selective epigrowth for electro-absorption modulators. Proceedings of SPIE Photonics West, San Francisco, CA, USA. 9367, 1-6 (2015).
  44. Nam, J. H., et al. Lateral overgrowth of germanium for monolithic integration of germanium-on-insulator on silicon. Journal of Crystal Growth. 416 (15), 21-27 (2015).
  45. Fitch, J. T. Selectivity Mechanisms in Low Pressure Selective Epitaxial Silicon Growth. Journal of The Electrochemical Society. 141 (4), 1046-1055 (1994).
  46. Ye, H., Yu, J. Germanium epitaxy on silicon. Science and Technology of Advanced Materials. 15 (2), 1-9 (2014).

Tags

Машиностроение выпуск 161 Кремниевая фотоника германий Ge рост кристаллов селективный эпитаксиальный рост плотность резьбовых дислокаций сила изображения теоретический расчет химическое осаждение из паровой фазы CVD просвечивающий электронный микроскоп ПЭМ
Теоретический расчет и экспериментальная проверка уменьшения дислокаций в эпитаксиальных слоях германия с полуцилиндрическими пустотами на кремнии
Play Video
PDF DOI DOWNLOAD MATERIALS LIST

Cite this Article

Yako, M., Ishikawa, Y., Abe, E.,… More

Yako, M., Ishikawa, Y., Abe, E., Wada, K. Theoretical Calculation and Experimental Verification for Dislocation Reduction in Germanium Epitaxial Layers with Semicylindrical Voids on Silicon. J. Vis. Exp. (161), e58897, doi:10.3791/58897 (2020).

Less
Copy Citation Download Citation Reprints and Permissions
View Video

Get cutting-edge science videos from JoVE sent straight to your inbox every month.

Waiting X
Simple Hit Counter