Subskrypcja JoVE jest wymagana do oglądania tego materiału. Zaloguj się lub rozpocznij bezpłatny okres próbny.

Artykuł metodologiczny

Obliczenia teoretyczne i weryfikacja eksperymentalna redukcji dyslokacji w warstwach epitaksjalnych germanu z półcylindrycznymi pustkami na krzemie

2.3K wyświetleń

⸱

DOI:

10.3791/58897

⸱

17 lipca 2020

 ,  ,  , 
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

W tym artykule

Podsumowanie

Teoretyczne obliczenia i eksperymentalna weryfikacja są proponowane w celu zmniejszenia gęstości dyslokacji gwintów (TD) w warstwach epitaksjalnych germanu z półcylindrycznymi pustkami na krzemie. Przedstawiono obliczenia oparte na oddziaływaniu TD z powierzchnią za pomocą siły obrazu, pomiary TD oraz obserwacje TD za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego.

Streszczenie

Zmniejszenie gęstości dyslokacji gwintów (TDD) w epitaksjalnym germanu (Ge) na krzemie (Si) było jednym z najważniejszych wyzwań dla realizacji monolitycznie zintegrowanych obwodów fotonicznych. W artykule opisano metody obliczeń teoretycznych i weryfikacji eksperymentalnej nowego modelu redukcji TDD. Metoda obliczeń teoretycznych opisuje zginanie dyslokacji gwintów (TD) w oparciu o interakcję TD i niepłaskich powierzchni wzrostu selektywnego wzrostu epitaksjalnego (SEG) pod względem siły obrazu dyslokacji. Obliczenia pokazują, że obecność pustek na maskach SiO2 pomaga zmniejszyć TDD. Weryfikacja eksperymentalna jest opisana za pomocą germanu (Ge) SEG, przy użyciu metody chemicznego osadzania z fazy gazowej w ultrawysokiej próżni i obserwacji TD wyhodowanego Ge za pomocą trawienia i transmisyjnego mikroskopu elektronowego (TEM). Zdecydowanie sugeruje się, że redukcja TDD byłaby spowodowana obecnością półcylindrycznych pustek nad maskami SiO2 SEG i temperaturą wzrostu. Do weryfikacji eksperymentalnej epitaksjalne warstwy Ge z półcylindrycznymi pustkami powstają w wyniku SEG warstw Ge i ich koalescencji. Uzyskane eksperymentalnie TDD odtwarzają obliczone TDD w oparciu o model teoretyczny. Przekrojowe obserwacje TEM ujawniają, że zarówno zakończenie, jak i generowanie TD zachodzi w półcylindrycznych pustkach. Obserwacje TEM w widoku planowym ujawniają unikalne zachowanie TD w Ge z półcylindrycznymi pustkami (tj. TD są wygięte tak, aby były równoległe do masek SEG i podłoża Si).

Wprowadzenie

Epitaksjalny Ge na Si cieszy się dużym zainteresowaniem jako platforma aktywnego urządzenia fotonicznego, ponieważ Ge może wykrywać/emitować światło w zakresie komunikacji optycznej (1,3-1,6 μm) i jest kompatybilny z technikami przetwarzania Si CMOS (komplementarny półprzewodnik z tlenku metalu). Ponieważ jednak niedopasowanie sieci między Ge i Si wynosi aż 4,2%, dyslokacje gwintów (TD) powstają w warstwach epitaksjalnych Ge na Si o gęstości ~109/cm2. Wydajność urządzeń fotonicznych Ge jest pogarszana przez TD, ponieważ TD działają jako centra generowania nośników w fotodetektorach Ge (PD) i modulatorach (MOD) oraz jako centra rekombinacji nośników w diodach laserowych (LD). Z kolei zwiększyłyby one odwrotny prądupływowy (J leak) w PDs i MODs1,2,3, oraz prąd progowy (Jth) w LDs4,5,6.

Zgłoszono różne próby zmniejszenia gęstości TD (TDD) w Ge na Si (Rysunek uzupełniający 1). Wyżarzanie termiczne stymuluje ruch TD, prowadząc do redukcji TDD, zwykle do 2 x 107/cm2. Wadą jest możliwe mieszanie się Si i Ge oraz dyfuzja domieszek w Ge, takich jak fosfor<sup class="xref">7,8,9 (Rysunek uzupełniający 1a). Warstwa bufora o gradacji SiGe10,11,12 zwiększa grubość krytyczną i hamuje generowanie niszczycieli czołgów, co prowadzi do zmniejszenia TDD, zazwyczaj do 2 x 106/cm2. Wadą jest to, że gruby bufor zmniejsza wydajność sprzężenia światła między urządzeniami Ge a falowodami Si pod spodem (rysunek uzupełniający 1b). Pułapkowanie współczynnika proporcji (ART)13,14,15 to metoda selektywnego wzrostu epitaksjalnego (SEG) i zmniejsza TD poprzez uwięzienie TD przy ścianach bocznych grubych rowów SiO2, zwykle do <1 x 106/cm2. Metoda ART wykorzystuje grubą maskę SiO2 w celu zmniejszenia TDD w Ge w stosunku do masek SiO2, które znajdują się znacznie powyżej Si i mają tę samą wadę (rysunek uzupełniający 1b,1c). Wzrost Ge na nasionach filaru Si i wyżarzanie16,17,18 są podobne do metody ART, umożliwiając pułapkowanie TD przez wysoki współczynnik kształtu wzrostu Ge, do <1 x 105/cm2. Jednak wyżarzanie w wysokiej temperaturze w celu koalescencji Ge ma te same wady na rysunku uzupełniającym 1a-c (rysunek uzupełniający 1d).

Aby osiągnąć wzrost epitaksjalny Ge o niskim TDD na Si, który jest wolny od wad wyżej wymienionych metod, zaproponowaliśmy redukcję TDD wywołaną koalescencją19,20 na podstawie następujących dwóch kluczowych obserwacji zgłoszonych do tej pory w SEG Ge growth7,15,21,22,23: 1) TD są wygięte tak, aby były normalne do powierzchni wzrostu (obserwowane przez transmisyjny mikroskop elektronowy o przekroju poprzecznym (TEM)), oraz 2) koalescencja warstw SEG Ge powoduje powstawanie półcylindrycznych pustek nad maskami SiO2.

Założyliśmy, że niszczyciele czołgów są wygięte z powodu siły obrazu od powierzchni wzrostu. W przypadku Ge on Si siła obrazu generuje naprężenia ścinające 1,38 GPa i 1,86 GPa dla przemieszczeń i przemieszczeń krawędzi w odległościach 1 nm od powierzchni swobodnych, odpowiednio19. Obliczone naprężenia ścinające są znacznie większe niż naprężenie Peierlsa wynoszące 0,5 GPa zgłoszone dla przemieszczeń 60° w Ge24. Obliczenia przewidują redukcję TDD w warstwach Ge SEG na podstawie ilościowej i są dobrze zgodne z SEG Ge growth19. Obserwacje TEM TD są przeprowadzane w celu zrozumienia zachowań TD w prezentowanym wzroście SEG Ge na Si20. Redukcja TDD wywołana siłą obrazu jest wolna od wyżarzania termicznego lub grubych warstw buforowych, a zatem jest bardziej odpowiednia do zastosowań w urządzeniach fotonicznych.

W tym artykule opisujemy konkretne metody obliczeń teoretycznych i weryfikacji eksperymentalnej stosowane w proponowanej metodzie redukcji TDD.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Protokół

1. Procedura obliczeń teoretycznych

  1. Oblicz trajektorie dyslokacjiThreading Dislocations (TDs). W obliczeniach przyjmij, że maski SEG są wystarczająco cienkie, aby można było pominąć efekt ART w redukcji gęstości dyslokacji (TDD).
    1. Wyznacz powierzchnie wzrostu i przedstaw je za pomocą równania lub równań. Na przykład przedstaw ewolucję czasową okrągłego przekroju poprzecznego warstwy SEG Ge za pomocą parametru ewolucji czasowej n = i, wysokości SEG Ge (hi) i promieni SEG Ge (ri), jak pokazano w Supplemental Video 1a oraz w równ. (1):
      Równanie okręgu, wzór matematyczny, kwadrat promienia, edukacyjny koncept matematyczny.
    2. Wyznacz kierunki normalne dla dowolnego miejsca na powierzchniach wzrostu. Dla okrągłego przekroju poprzecznego SEG Ge opisz linię normalną w punkcie (xi , yi) jako Wzór równania liniowego, y=(yi-(hi-ri)/xi)x+hi-ri, ilustrujący koncept matematyczny., pokazaną w Supplemental Video 1b jako czerwona linia. Następnie wyznacz krawędź TD (xi+1 , yi+1) z punktu (xi , yi) poprzez rozwiązanie następującego układu równań:
      Wzory matematyczne dla równań (2a) i (2b) w schemacie równowagi statycznej.
    3. Oblicz trajektorię jednej TD w zależności od miejsca generowania TD (x0, 0), jak pokazano w Supplemental Video 1c. Innymi słowy, trajektorię dla dowolnej TD można obliczyć metodą opisaną powyżej.
    4. Oblicz TDD przy założeniu, że TDs przenikają do dolnej powierzchni i przyczyniają się do redukcji TDD (tj. TDs znajdujące się poniżej punktu, w którym warstwy SEG Ge zlewają się, są uwięzione w półcylindrycznych pustkach i nigdy nie pojawiają się na górnej powierzchni).

2. Procedura weryfikacji eksperymentalnej

  1. Przygotowanie maski SEG
    1. Przed wykonaniem masek SEG należy zdefiniować obszary wzrostu Ge poprzez przygotowanie pliku projektu. W niniejszej pracy przygotowano wzory linii i odstępów wyrównane do kierunku [110] oraz kwadratowe obszary okien Si o szerokości 4 mm przy użyciu komercyjnego oprogramowania (np. AutoCAD).
    2. Za pomocą oprogramowania określ projekt masek SEG (w szczególności Wwindow i Wmask). Wwindow to szerokość okna (szerokość zarodka Si), a Wmask to szerokość maski SiO2, umożliwiająca koalescencję warstw SEG Ge z warstwami sąsiednimi. Wyznacz Wwindow i Wmask, rysując prostokąty poprzez kliknięcie open file → structure → rectangle or polyline.
      UWAGA: Szerokość prostokątów staje się Wwindow, a odstęp między prostokątami staje się Wmask. W niniejszej pracy minimalne wartości Wwindow i Wmask wynoszą odpowiednio 0,5 µm i 0,3 µm, co jest ograniczone rozdzielczością zastosowanego systemu litografii wiązką elektronów (EB).
    3. Jako punkty odniesienia narysuj kwadratowe obszary okien Si o szerokości D równej 4 mm, traktowane jako obszary całkowite. Kliknij open file → structure → rectangle or polyline, aby narysować kwadratowe okno Si. Wykorzystaj schematy przedstawione na Ryc. 1 do przygotowania wzorów linii i odstępów oraz kwadratowego obszaru całkowitego o boku 4 mm.
    4. Przygotuj podłoża p-Si (001) domieszkowane borem (B) o rezystywności 1-100 Ω∙cm. W niniejszej pracy zastosowano podłoża Si 4-calowe. W razie potrzeby oczyść powierzchnie podłoży roztworem Piranha (mieszaniną 20 mL 30% H2O2 i 80 mL 96% H2SO4).
    5. Otwórz pokrywę pieca rurkowego i załaduj podłoża Si do pieca za pomocą szklanego pręta. W niniejszej pracy utleniano 10 podłoży Si jednocześnie.
    6. Rozpocznij osuszanie gazem N2 w piecu, otwierając zawór gazowy. Następnie ustaw natężenie przepływu gazu na 0,5 L/m poprzez regulację zaworu.
    7. Ustaw temperaturę wyżarzania, zmieniając program. W niniejszej pracy zastosowano „pattern step (mode 2)” i ustawiono temperaturę procesu na 900 °C. Następnie uruchom program, naciskając function → run.
    8. Po osiągnięciu temperatury 900 °C zamknij zawór suchego N2, otwórz zawór suchego O2 (przepływ O2 = 1 L/m) i utrzymuj ten stan przez 2 h.
      UWAGA: Kroki 2.1.9-2.1.16 należy przeprowadzić w pomieszczeniu z oświetleniem żółtym.
    9. Pokryj utlenione podłoża Si surfaktantem (OAP) za pomocą powłokacza wirówkowego, a następnie wygrzej w temperaturze 110 °C przez 90 s na płycie grzejnej.
    10. Po nałożeniu surfaktantu pokryj podłoża Si fotorezystem (np. ZEP520A) za pomocą powłokacza wirówkowego, a następnie wygrzej w temperaturze 180 °C przez 5 min na płycie grzejnej.
    11. Załaduj podłoża Si z naniesionym surfaktantem i fotorezystem do systemu litografii wiązką elektronów (EB writer).
    12. Wczytaj plik projektu (przygotowany w kroku 2.1.2) w urządzeniu EB i stwórz plik operacyjny (plik WEC). Ustaw wartość dawki na 120 µC/cm2 w pliku WEC. Po zakończeniu ładowania podłoża wykonaj naświetlanie EB, klikając przycisk single exposure.
    13. Po zakończeniu naświetlania wyładuj podłoże z urządzenia EB, klikając wafer carry → unload.
    14. Przygotuj wywoływacz fotorezystu (ZED) i płyn do płukania po wywoływaniu (ZMD) w dygestorium. Zanurz naświetlone podłoża Si w wywoływaczu na 60 s w temperaturze pokojowej.
    15. Wyjmij podłoża Si z wywoływacza, a następnie osusz podłoże gazem N2.
    16. Umieść wywołane podłoża Si na płycie grzejnej i wygrzej w temperaturze 110 °C przez 90 s.
    17. Zanurz podłoża Si w buforowanym kwasie fluorowodorowym (BHF-63SE) na 1 min, aby usunąć część warstw SiO2 odsłoniętych na działanie powietrza w wyniku naświetlania EB i wywoływania.
    18. Usuń fotorezyst z podłoży Si poprzez zanurzenie w organicznym zmywaczu do fotorezystów (np. Hakuri-104) na 15 min.
    19. Zanurz podłoża Si w 0,5% rozcieńczonym kwasie fluorowodorowym na 4 min, aby usunąć cienką warstwę tlenku natywnego w obszarach okien, zachowując jednocześnie maski SiO2. Następnie załaduj je do komory osadzania z fazy gazowej w ultrawysokiej próżni (UHV-CVD) w celu wzrostu Ge. Ryc. 2 przedstawia system UHV-CVD użyty w niniejszej pracy.
  2. Epitaksjalny wzrost Ge
    1. Załaduj podłoże Si z maskami SEG (wykonanymi zgodnie z krokiem 2.1) do komory śluzy (load lock).
    2. Ustaw temperaturę wzrostu bufora/głównego w zakładce Recipe wyświetlanej na komputerze sterującym. Określ czas trwania głównego wzrostu Ge tak, aby warstwy SEG Ge zlały się z warstwami sąsiednimi. Przy ustalaniu czasu głównego wzrostu należy uwzględnić szybkość wzrostu Ge na płaszczyznach {113}, która determinuje wzrost w kierunku w płaszczyźnie/lateralnym26. W niniejszej pracy czas trwania głównego wzrostu ustawiono odpowiednio na 270 min dla 650 °C i 150 min dla 700 °C.
    3. Kliknij start w głównym oknie, po czym podłoże Si zostanie automatycznie przeniesione do komory wzrostu.
      UWAGA: Protokół epitaksjalnego wzrostu Ge (kroki 2.2.4-2.2.7) jest realizowany automatycznie.
    4. Wytwórz bufor Ge na załadowanym podłożu Si w niskiej temperaturze (≈380 °C). Jako gaz źródłowy zastosuj GeH4 rozcieńczony do 9% w Ar i utrzymuj ciśnienie parcjalne GeH4 na poziomie 0,5 Pa podczas wzrostu bufora.
    5. Wytwórz główną warstwę Ge w podwyższonej temperaturze. Utrzymuj ciśnienie parcjalne GeH4 na poziomie 0,8 Pa podczas głównego wzrostu. W niniejszej pracy zastosowano dwie różne temperatury głównego wzrostu, 650 i 700 °C, aby porównać SEG Ge o okrągłym przekroju poprzecznym z SEG Ge o przekroju z fasetami {113}25.
      UWAGA: Szybkość wzrostu Ge na płaszczyźnie (001) wynosiła 11,7 nm/min niezależnie od temperatury.
    6. Aby zwizualizować ewolucję SEG Ge i ich koalescencję, przeprowadź wzrost Ge z okresowym wprowadzaniem warstw demarkacyjnych Si0.3Ge0.7 o grubości 10 nm na innym podłożu Si. Warstwy Si0.3Ge0.7 formowano przy użyciu gazów Si2H6 i GeH4. Podczas wzrostu warstwy Si0.3Ge0.7 ustaw ciśnienie parcjalne gazu Si2H6 na 0,02 Pa oraz ciśnienie parcjalne gazu GeH4 na 0,8 Pa.
    7. Po automatycznym przeniesieniu podłoża Si z komory wzrostu do komory śluzy, odpowietrz komorę śluzy i wyładuj podłoże Si ręcznie.
  3. Pomiary gęstości wżerów trawionych (EPD)
    1. Rozpuść 32 mg I2 w 67 mL CH3COOH przy użyciu myjki ultradźwiękowej.
    2. Wymieszaj CH3COOH z rozpuszczonym I2, 20 mL HNO3 oraz 10 mL HF.
    3. Zanurz podłoża Si z wyrosłym Ge w roztworze CH3COOH/HNO3/HF/I2 na 5-7 s w celu utworzenia wżerów trawionych.
    4. Obejrzyj trawione powierzchnie Ge pod mikroskopem optycznym (zazwyczaj 100x), aby upewnić się, że wżery zostały prawidłowo utworzone.
    5. Użyj mikroskopu sił atomowych (AFM) do przeliczenia wżerów. Umieść trawioną próbkę Ge na stoliku AFM, a następnie zbliż sondę, klikając auto approach.
    6. Wyznacz obszar obserwacji za pomocą mikroskopu optycznego zintegrowanego z AFM i zeskanuj pięć różnych obszarów o wymiarach 10 µm x 10 µm. Współczynnik tłumienia amplitudy jest wyznaczany automatycznie.
  4. Obserwacje TEM
    1. Pobierz próbki TEM z zlanej/całkowitej warstwy Ge przy użyciu skupionej wiązki jonów Ge (metoda mikropróbkowania FIB)27.
    2. Wypoleruj próbki TEM w systemie trawienia jonowego przy użyciu jonów Ar. W niniejszej pracy próbki TEM do obserwacji przekroju poprzecznego odchudzono do grubości 150-500 nm w kierunku [110], a do obserwacji w rzucie poziomym do 200 nm w kierunku [001].
    3. W przypadku próbek TEM w rzucie poziomym zabezpiecz górne powierzchnie warstw Ge warstwami amorficznymi, a następnie odchudź próbkę od strony dolnej (podłoża).
    4. Przeprowadź obserwacje TEM przy napięciu przyspieszającym 200 kV. Wykonaj obserwacje w trybie STEM w jasnym polu w przekroju poprzecznym w celu zbadania grubych (500 nm) próbek TEM.
    5. Dla zlanego Ge z warstwami demarkacyjnymi Si0.3Ge0.7 wykonaj obserwacje STEM w trybie HAADF (wysokokątne ciemne pole pierścieniowe) w przekroju poprzecznym przy napięciu przyspieszającym 200 kV.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Wyniki

Obliczenia teoretyczne

Rysunek 3 przedstawia obliczone trajektorie TD w 6 typach zlanej warstwy Ge: tutaj definiujemy stosunek apertury (APR) jako Wwindow/(Wwindow + Wmask). Rysunek 3a przedstawia zlane Ge o okrągłym kształcie pochodzące z SEG o APR = 0,8. W tym przypadku uwięziono 2/6 TD. Rysunek 3b...

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Dyskusja

W niniejszej pracy eksperymentalnie pokazano TDD o wymiarach 4 x 107/cm2 . W celu dalszej redukcji TDD w protokole znajdują się głównie 2 krytyczne etapy: przygotowanie maski SEG i epitaksjalny wzrost Ge.

Nasz model pokazany na rysunku 4 wskazuje, że TDD może być zredukowane poniżej 107/cm2 w koalescencyjnym Ge, gdy APR,okno W / (okno W +maska W), wynosi zaledwie 0,1. W celu dalszej reduk...

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Oświadczenia

Autorzy nie mają nic do ujawnienia.

Podziękowania

Ta praca była wspierana finansowo przez Japońskie Towarzystwo Promocji Nauki (JSPS) KAKENHI (17J10044) z Ministerstwa Edukacji, Kultury, Sportu, Nauki i Technologii (MEXT), Japonia. Procesy produkcyjne były wspierane przez "Platformę Nanotechnologiczną" (projekt nr 12024046), MEXT, Japonia. Autorzy pragną podziękować Panu K. Yamashicie i Pani S. Hirata z Uniwersytetu Tokijskiego za pomoc w obserwacjach TEM.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Materiały

Lista materiałów użytych w tym artykule
NazwaFirmaNumer katalogowyKomentarze
AFMSII NanoTechnologySPI-3800N
BHFDAIKINBHF-63U
CAD designAUTODESKAutoCAD 2013Software
CH3COOHKanto-KagakuKwas octowydo elektroniki
CVDCanon ANELVAI-2100 SRE
DeweloperZEONPłukanie
ZeonZMP
EBWriter ADVANTESTF5112+VD01
PiecKoyo Thermo SystemKTF-050N-PA
HF, 0.5 %Kanto-Kagaku0.5 % HF
HF, 50 %Kanto-Kagaku50 % HF
HNO3, 61 %Kanto-KagakuHNO3 1.38dla elektroniki
I2Kanto-KagakuJod 100g
PhotoresistZEONZEP520A
Zmywacz PhotoresistTokyo OhkaHakuri-104
Środek powierzchniowo czynnyTokyo OhkaOAP
TEMJEOLJEM-2010HC
wywoływacza ZED

Bibliografia

  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).

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Przedruki i uprawnienia

Tagi

gęstość dyslokacji nitkowychwzrost epitaksjalny germanuselektywny wzrost epitaksjalnypodłoża krzemowetransmisyjna mikroskopia elektronowagęstość wgłębień trawionychCVD w ultrawysokiej próżniwzorowanie podłożasiła obrazu dyslokacji
Obliczenia teoretyczne i weryfikacja eksperymentalna redukcji dyslokacji w warstwach epitaksjalnych germanu z półcylindrycznymi pustkami na krzemie
Skontaktuj się z nami
Poleć bibliotece

Prywatność

Warunki korzystania z usługi

Zasady

Prawa autorskie © 2026 MyJoVE Corporation. Wszelkie prawa zastrzeżone.