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Engineering

Cálculo Teórico e Verificação Experimental para Redução de Deslocamento em Camadas Epitaxiais de Germânio com Vazios Semicilíndricos em Silício

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

Cálculo teórico e verificação experimental são propostos para uma redução da densidade de deslocamento de rosca (DT) em camadas epitaxiais de germânio com vazios semicilíndricos sobre silício. Cálculos baseados na interação de TDs e superfície via força de imagem, medições de TD e observações de microscópio eletrônico de transmissão de TDs são apresentados.

Abstract

A redução da densidade de deslocamento por rosqueamento (TDD) em germânio epitaxial (Ge) sobre silício (Si) tem sido um dos desafios mais importantes para a realização de circuitos fotônicos monoliticamente integrados. O presente trabalho descreve métodos de cálculo teórico e verificação experimental de um novo modelo para a redução de TDD. O método de cálculo teórico descreve a flexão de deslocamentos de rosqueamento (TDs) com base na interação de TDs e superfícies de crescimento não planares de crescimento epitaxial seletivo (SEG) em termos de força de imagem de deslocamento. O cálculo revela que a presença de vazios nas máscaras SiO2 ajuda a reduzir o TDD. A verificação experimental é descrita por germânio (Ge) SEG, usando um método de deposição de vapor químico de ultra-alto vácuo e observações de TD do Ge cultivado via gravura e microscópio eletrônico de transmissão transversal (MET). Sugere-se fortemente que a redução do TDD seria devida à presença de vazios semicilíndricos sobre as máscaras SiO2 SEG e à temperatura de crescimento. Para verificação experimental, camadas epitaxiais de Ge com vazios semicilíndricos são formadas como resultado das camadas de SEG de Ge e sua coalescência. Os TDDs obtidos experimentalmente reproduzem os TDDs calculados com base no modelo teórico. Observações transversais de ETM revelam que tanto a terminação quanto a geração de DTs ocorrem em vazios semicilíndricos. As observações de MET de visão plana revelam um comportamento único de TDs em Ge com vazios semicilíndricos (ou seja, TDs são dobrados para serem paralelos às máscaras SEG e ao substrato Si).

Introduction

O Epitaxial Ge on Si atraiu interesses substanciais como uma plataforma de dispositivo fotônico ativo, uma vez que o Ge pode detectar / emitir luz na faixa de comunicação óptica (1,3-1,6 μm) e é compatível com técnicas de processamento Si CMOS (semicondutor complementar de óxido metálico). No entanto, uma vez que a incompatibilidade de rede entre Ge e Si é tão grande quanto 4,2%, os deslocamentos de rosqueamento (TDs) são formados em camadas epitaxiais de Ge em Si a uma densidade de ~109/cm2. Os desempenhos dos dispositivos fotônicos Ge são deteriorados pelos TDs porque os TDs funcionam como centros de geração de portadores em fotodetectores Ge (PDs) e moduladores (MODs) e como centros de recombinação de portadores em diodos laser (LDs). Por sua vez, aumentariam a corrente de fuga reversa (vazamento J) em PDs e MODs 1,2,3 e a corrente limiar (Jth) em LDs 4,5,6.

Várias tentativas foram relatadas para reduzir a densidade de DT (TDD) em Ge em Si (Figura Suplementar 1). O recozimento térmico estimula o movimento dos TDs levando à redução do TDD, tipicamente para 2 x 107/cm2. A desvantagem é a possível mistura de Si e Ge e a superdifusão de dopantes em Ge, como o fósforo 7,8,9 (Figura suplementar 1a). A camada tampão graduada SiGe 10,11,12 aumenta as espessuras críticas e suprime a geração de TDs levando à redução de TDD, tipicamente para 2 x 10 6/cm2. A desvantagem aqui é que o buffer espesso reduz a eficiência de acoplamento de luz entre dispositivos Ge e guias de onda Si por baixo (Figura suplementar 1b). O aprisionamento da relação de aspecto (TARV)13,14,15 é um método de crescimento epitaxial seletivo (SEG) e reduz os TDs por meio do aprisionamento de TDs nas paredes laterais de trincheiras espessas de SiO 2, tipicamente para <1 x 10 6/cm2. O método ART usa uma máscara de SiO 2 espessa para reduzir o TDD em Ge sobre as máscaras de SiO2, que se localiza muito acima de Si e tem a mesma desvantagem (Figura suplementar 1b,1c). O crescimento de Ge em sementes de pilar Si e o recozimento 16,17,18 são semelhantes ao método TARV, possibilitando o aprisionamento de DT pela alta proporção de crescimento de GE, para <1 x 10 5/cm2. No entanto, o recozimento de alta temperatura para coalescência de Ge tem as mesmas desvantagens na Figura Suplementar 1a-c (Figura Suplementar 1d).

Para alcançar um crescimento epitaxial de Ge de baixo TDD em Si, livre das desvantagens dos métodos acima mencionados, propusemos a redução de TDD induzida por coalescência19,20 com base nas duas principais observações a seguir relatadas até agora no crescimento de GEESEG 7,15,21,22,23 : 1) Os TDs são dobrados para serem normais às superfícies de crescimento (observado pelo microscópio eletrônico de transmissão transversal (MET)), e 2) a coalescência das camadas de SEG Ge resulta na formação de vazios semicilíndricos sobre as máscaras de SiO2.

Assumimos que os TDs são dobrados devido à força da imagem da superfície de crescimento. No caso de Ge em Si, a força de imagem gera tensões de cisalhamento de 1,38 GPa e 1,86 GPa para luxações de parafusos e deslocamentos de borda a distâncias de 1 nm das superfícies livres, respectivamente19. As tensões de cisalhamento calculadas são significativamente maiores do que a tensão de Peierls de 0,5 GPa relatada para luxações de 60° em Ge24. O cálculo prevê a redução do TDD nas camadas de Ge SEG em uma base quantitativa e está em boa concordância com o crescimento do SEG Ge19. Observações de MET de TDs são realizadas para entender os comportamentos de DT no crescimento apresentado do SEG Ge no Si20. A redução TDD induzida pela força de imagem é livre de qualquer recozimento térmico ou camadas de buffer espessas e, portanto, é mais adequada para a aplicação de dispositivos fotônicos.

Neste artigo, descrevemos métodos específicos para o cálculo teórico e verificação experimental empregados no método de redução de TDD proposto.

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Protocol

1. Procedimento de cálculo teórico

  1. Calcular trajetórias de TDs. No cálculo, suponha que as máscaras SEG sejam finas o suficiente para ignorar o efeito ART na redução de TDD.
    1. Determine as superfícies de crescimento e expresse-as por equação(ões). Por exemplo, expresse a evolução temporal de uma seção transversal de forma redonda de uma camada SEG Ge com o parâmetro de evolução temporal n = i, alturas SEG Ge (h i) e raios SEG Ge (ri), conforme mostrado no Vídeo Suplementar 1a e Eq. (1):
      Equation 4
    2. Determine as direções normais para um local arbitrário nas superfícies de crescimento. Para a seção transversal de forma redonda SEG Ge, descreva a linha normal em (x i , yi) como , mostrado no Vídeo Suplementar 1b como Equation 7uma linha vermelha. Em seguida, obtenha a borda do TD (x i+1 , y i + 1) a partir do ponto (x i , yi) resolvendo as seguintes equações simultâneas:
      Equation 10
    3. Calcule uma trajetória de um TD dependendo do local de geração do TD (x 0, 0), conforme mostrado no Vídeo Suplementar 1c. Em outras palavras, uma trajetória para uma DT arbitrária pode ser calculada pelo método descrito acima.
    4. Calcule o TDD assumindo que os TDs penetram na superfície inferior e contribuem para a redução do TDD (ou seja, os TDs abaixo do ponto em que as camadas de SEG Ge se aglutinam são aprisionadas por vazios semicilíndricos e nunca aparecem na superfície superior).

2. Procedimento de verificação experimental

  1. Preparação da máscara SEG
    1. Antes da fabricação de máscaras SANG, defina as áreas de crescimento Ge preparando um arquivo de design. No presente trabalho, prepare padrões de linha e espaço alinhados à direção [110] e às áreas de janela Si em forma de quadrado de 4 mm de largura usando software comercial (por exemplo, AutoCAD).
    2. Determine o design das máscaras SEG (em particular ajanela W e amáscara W) usando o software. A janela W é a largura dajanela (largura da semente Si) e a máscara W é a largura damáscara SiO2 , de modo que as camadas SEG Ge podem se aglutinar com as adjacentes. Determine ajanela W e amáscara W desenhando retângulos clicando em abrir arquivo → estrutura → retângulo ou polilinha.
      NOTA: A largura dos retângulos torna-sejanela W e o intervalo dos retângulos torna-semáscara W. No presente trabalho, os valores mínimos dejanela W emáscara W são 0,5 μm e 0,3 μm, respectivamente, que são restritos pela resolução no sistema de litografia EB empregado.
    3. Como referências, desenhe áreas de janela Si em forma de quadrado de 4 mm de largura D, consideradas como as áreas de cobertura. Clique em abrir arquivo → estrutura → retângulo ou polilinha para desenhar a janela Si em forma de quadrado. Use os esquemas mostrados na Figura 1 para preparar os padrões de linha e espaço e a área do cobertor quadrado de 4 mm.
    4. Preparar substratos p-Si dopados com B (001) com a resistividade de 1-100 Ω∙cm. No presente trabalho, utilizar substratos Si de 4 polegadas. Limpe as superfícies do substrato com solução de piranha (uma mistura de 20 mL de 30% de H 2 O 2 e 80 mL de 96% de H2SO4) conforme necessário.
    5. Abra a tampa de um forno de tubo e carregue os substratos Si no forno usando uma haste de vidro. No presente trabalho, oxidar 10 substratos de Si de uma só vez.
    6. Comece a soprar gás N2 seco no forno abrindo a válvula de gás. Em seguida, defina a taxa de fluxo de gás para 0,5 L / m, controlando a válvula.
    7. Defina a temperatura de recozimento alterando o programa. No presente trabalho, use "etapa padrão (modo 2)" e defina a temperatura do processo para 900 °C. Em seguida, execute o programa pressionando a função → executar.
    8. Quando a temperatura atingir 900 °C, feche a válvula N 2 seca, abra a válvula O 2 seca (fluxo O 2 = 1 L/m) e mantenha por2 h.
      Observação : execute as etapas 2.1.9-2.1.16 em uma sala amarela.
    9. Revestir os substratos de Si oxidado com um surfactante (OAP) usando um revestidor de spin e, em seguida, assar a 110 °C por 90 s em uma placa de aquecimento.
    10. Após o revestimento do surfactante, revestir os substratos de Si com um fotorresistente (por exemplo, ZEP520A) usando um revestidor de spin e, em seguida, assar a 180 °C por 5 min em uma placa de aquecimento.
    11. Carregue os substratos Si com o surfactante e fotorresista em um gravador de feixe de elétrons (EB).
    12. Leia o arquivo de design (preparado na etapa 2.1.2) no gravador EB e crie um arquivo de operação (arquivo WEC). Defina a quantidade da dose como 120 μC/cm2 no arquivo WEC. À medida que o carregamento do substrato terminar, execute a exposição EB clicando no botão de exposição única .
    13. Descarregue o substrato do gravador EB clicando em wafer carry → descarregar à medida que a exposição termina.
    14. Prepare um revelador fotorresistente (ZED) e um enxágue para o revelador (ZMD) em uma câmara de rascunho. Mergulhe os substratos Si expostos no revelador por 60 s à temperatura ambiente.
    15. Remova os substratos Si do revelador e, em seguida, seque o substrato com gás N2 .
    16. Coloque os substratos Si desenvolvidos em uma placa de aquecimento para assar a 110 °C por 90 s.
    17. Mergulhe os substratos de Si em um ácido fluorídrico tamponada (BHF-63SE) por 1 minuto para remover parte das camadas de SiO2 expostas ao ar como resultado da exposição e desenvolvimento de EB.
    18. Remova o fotorresistente dos substratos Si mergulhando em um removedor fotorresistente orgânico (por exemplo, Hakuri-104) por 15 min.
    19. Mergulhe os substratos de Si em ácido fluorídrico diluído a 0,5% por 4 min para remover o óxido nativo fino nas regiões da janela, mas para reter as máscaras de SiO2 . Em seguida, carregue em uma câmara de deposição de vapor químico de ultra-alto vácuo (UHV-CVD) para crescer Ge. A Figura 2 mostra o sistema UHV-CVD utilizado no presente trabalho.
  2. Crescimento de Ge epitaxial
    1. Carregue o substrato Si com máscaras SEG (fabricadas como na etapa 2.1) em uma câmara de bloqueio de carga.
    2. Defina a temperatura de crescimento do buffer/principal na guia Receita mostrada no computador de operação. Determine as durações para o crescimento principal de Ge de modo que as camadas de SEG Ge coalescem com as adjacentes. Para decidir as durações do crescimento principal, considere a taxa de crescimento de Ge nos planos {113}, que determina o crescimento na direção plano/lateral26. No presente trabalho, definir as durações para o crescimento principal como 270 min e 150 min para 650 °C e 700 °C, respectivamente.
    3. Clique em Iniciar na janela principal e, em seguida, o substrato Si é automaticamente transferido para a câmara de crescimento.
      NOTA: O protocolo sobre o crescimento epitaxial de Ge (etapas 2.2.4-2.2.7) é processado automaticamente.
    4. Cultivar tampão Ge no substrato Si carregado a baixa temperatura (≈380 °C). Use GeH 4 diluído a 9% em Ar como gás fonte e mantenha a pressão parcial de GeH4 por 0,5 Pa durante o crescimento do tampão.
    5. Crescer a camada principal de Ge a uma temperatura elevada. Mantenha a pressão parcial de GeH4 por 0,8 Pa durante o crescimento principal. No presente trabalho, utilizar duas temperaturas diferentes de 650 e 700 °C para a temperatura de crescimento principal, a fim de comparar o SEG Ge com uma seção transversal de forma redonda e com uma seção transversal de faceta {113}25.
      NOTA: A taxa de crescimento de Ge no plano (001) foi de 11,7 nm/min independente da temperatura.
    6. Para visualizar a evolução do SEG Ge e sua coalescência, realizar o crescimento do Ge com inserção periódica de camadas de demarcação de Si0,3Ge0,7 de 10 nm de espessura em outro substrato de Si. As camadas de Si 0,3 Ge0,7foram formadas utilizando os gases Si2H6 e GeH4. Durante o crescimento da camada Si0,3Ge 0,7, defina a pressão parcial do gás Si2H6 em 0,02 Pa e a pressão parcial do gás GeH4 em0,8 Pa.
    7. À medida que o substrato Si é transferido automaticamente da câmara de crescimento para a câmara de bloqueio de carga, ventile a câmara de bloqueio de carga e descarregue o substrato Si manualmente.
  3. Medições da densidade do poço de gravação (EPD)
    1. Dissolva 32 mg de I2 em 67 mL de CH3COOH usando uma máquina de limpeza ultra-sônica.
    2. Misture o COOH I 2-dissolvido CH 3, 20 mL de HNO 3e 10 mL de HF.
    3. Mergulhe os substratos de Si cultivados em Ge, na solução CH3 COOH/HNO3/HF/I2 por 5-7 s, a fim de formar poços gravados.
    4. Observe as superfícies Ge gravadas com um microscópio óptico (tipicamente 100x) para garantir que os poços gravados sejam formados com sucesso.
    5. Empregue um microscópio de força atômica (AFM) para contar os poços gravados. Coloque a amostra Ge gravada em um estágio AFM e, em seguida, aproxime-se da sonda clicando em abordagem automática.
    6. Decida a área de observação usando um microscópio óptico integrado com um AFM e digitalize cinco áreas diferentes de 10 μm x 10 μm. O fator de amortecimento da amplitude é determinado automaticamente.
  4. Observações do TEM
    1. Pegar os corpos de prova de MET das camadas de Ge coalescidas/mantas utilizando um feixe de íons Ge focalizado (método de microamostragem FIB)27.
    2. Polir os espécimes TEM em um sistema de moagem de íons usando íons Ar. No presente trabalho, espécimes de MET diluídos para observações transversais devem ser de 150-500 nm na direção [110] e para observações de visão plana de 200 nm na direção [001].
    3. Para amostras TEM de visualização plana, proteja as superfícies superiores das camadas Ge com camadas amorfas e, em seguida, dilua do lado inferior (substrato) das camadas Ge.
    4. Realizar observações MET sob uma tensão de aceleração de 200 kV. Realizar observações de MET de varredura de campo brilhante (STEM) de seção transversal para observar espécimes de MET espessos (500 nm).
    5. Para um Ge coalescido com camadas de demarcação Si0,3Ge0,7, execute observações STEM de campo escuro anular de alto ângulo (HAADF) de seção transversal sob uma tensão de aceleração de 200 kV.

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Representative Results

Cálculo Teórico

A Figura 3 mostra trajetórias calculadas de TDs em 6 tipos de camadas Ge coalescidas: aqui, definimos a razão de abertura (APR) comosendo janela W/(janela W +máscara W). A Figura 3a mostra uma origem SEG de forma redonda Ge coalescida de APR = 0,8. Aqui, 2/6 TDs estão presos. A Figura 3b mostra uma origem SEG de facetas {113} Ge coalescida de APR = 0,8. Aqui, 0/6 TDs estão presos. A Figura 3c mostra uma origem SEG de forma redonda Ge coalescida de APR = 0,1. Aqui, 5/6 TDs estão presos. A Figura 3d mostra uma origem SEG de facetas {113} Ge coalescida de APR = 0,1. Aqui, 6/6 TDs estão presos. A Figura 3e mostra uma origem SEG de forma redonda de ABR = 0,1, no caso de Ge crescer em máscaras SiO2 . Aqui, 0/6 TDs estão presos. A Figura 3f mostra uma origem SEG de facetas {113} Ge coalescida de APR = 0,1, no caso de Ge crescer em máscaras SiO2 . Aqui, 0/6 TDs estão presos.

As trajetórias de 6 TDs geradas em (x 0, 0), onde x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 e 0,8 vezes Wjanela/2, são mostradas como linhas vermelhas em cada figura. TDs localizados acima dos pontos de coalescência dessas duas camadas SEG Ge se propagam para cima até a superfície superior, enquanto TDs abaixo dos pontos se propagam para baixo para permanecer na superfície do vazio sobre a máscara SiO2.

Na Figura 3a-3d, assume-se que o SEG Ge não cresce no SiO2. Assim, as paredes laterais do SEG Ge de faceta {113} são assumidas como sendo de forma redonda, a fim de não tocar a área mascarada de SiO2. É claramente demonstrado que o SEG de forma redonda e, em seguida, o Ge coalescido são mais eficazes para reduzir o TDD a uma TAEG de 0,8, do que o caso de faceta {113}, enquanto o Ge de faceta {113} e depois coalescida são mais eficazes do que um de forma redonda a um TAEG de 0,1. Esta "travessia" é atribuída à presença de facetas {113} perto do topo do SEG: {113} facetas são mais desviadas da direção [001] do que as superfícies de forma redonda.

A Figura 3e e a Figura 3f mostram o Ge coalescido em uma razão de abertura de 0,1, assumindo que o Ge não é nucleado no SiO 2, mas mostra umectação com a máscara do SiO2, amplamente relatado na coalescência do Ge 13,15,22,28,29,30,31 relatada anteriormente. Como mostrado na Figura 3e e na Figura 3f, não há vazio semicilíndrico entre dois SEG e, portanto, nenhum TD está preso na superfície.

A Figura 4 mostra TDDs calculados em Ge. Na Figura 4, a linha vermelha mostra TDDs calculados em Ge coalescida originados do SEG Ge de forma redonda, e a linha azul mostra TDDs calculados em Ge coalescida originários do SEG GE de faceta {113}. Uma vez que os TDs em Ge em Si se originam da incompatibilidade de rede entre Ge e Si, assume-se que a geração de TD ocorre apenas em interfaces entre Ge e Si. Em outras palavras, o TDD deve ser reduzido com TAEG.

Quando a TAEG é maior que 0,11, o SEG Ge de forma redonda é mais eficaz que o de faceta {113} (Figura 3a e Figura 3b). Quando a TAEG é menor que 0,11, por outro lado, o SEG Ge de faceta {113} torna-se mais eficaz que o de forma redonda (Figura 3c e Figura 3d). Como na Figura 3, esse cruzamento é atribuído à presença de facetas {113} próximas ao topo do SEG (x 0≈ 0). Observe que a Figura 3e e a Figura 3f correspondem à linha preta da Figura 4, mostrando a redução do TDD a partir da redução da TAEG, mas não à coalescência (ou seja, a umectação do SEG Ge com SiO2 tem um efeito negativo contra a redução do TDD).

Verificação Experimental

A Figura 5 mostra imagens típicas de microscopia eletrônica de varredura (MEV) (Figura 5b-5d, 5f) e os mapas de distribuição (Figura 5a, 5e) mostrando se a coalescência ocorre ou não. Figura 5b-5d, 5f mostram imagens de MEV transversais de camadas de SEG Ge não coalescentes (Figura 5b, cultivadas a 700 °C; A Figura 5f, cultivada a 650 °C), coalesceu as camadas SEG Ge com uma superfície superior não plana (Figura 5c, cultivada a 700 °C) e as camadas SEG Ge coalesceram com uma superfície superior plana (Figura 5d; cultivadas a 700 °C). As imagens de MEV mostradas na Figura 5b e na Figura 5d são polidas por um feixe de íons focalizado após a deposição das camadas de proteção de Pt. A coalescência ocorre quando ajanela W e amáscara W são menores que 1 μm para as condições atuais de crescimento. As máscaras SEG commáscara W de 1 μm ou maior evitam a coalescência de Ge devido à pequena quantidade de crescimento de Ge na direção lateral26. As máscaras SEG com uma janela W de 2 μm ou mais também impedem a coalescência de Ge, embora a coalescência tenha ocorrido quando ajanela W é menor que 1 μm. Isso ocorre porque a taxa de crescimento lateral de Ge sobre SiO2 depende dajanela W 30. A dependência de máscara e padrão de janela está resumida na Figura 7a (700 °C) e na Figura 7e (650 °C).

Comparando as camadas de SEG Ge não coalescentes (Figura 4b e Figura 4f), mostra-se claramente que a camada de SEG Ge cultivada a 700 °C tem uma seção transversal de forma redonda, enquanto a camada de SEG Ge cultivada a 650 °C tem uma seção transversal de facetas {113}. Como na Figura 5b, o crescimento a 700 °C mostra um SEG Ge de forma redonda sem crescimento de Ge em SiO 2 (ou seja, sem umectação com a máscara de SiO2). Portanto, o crescimento prossegue como a Figura 3a e a Figura 3c. Por outro lado, como na Figura 5f, um SEG Ge de faceta {113} aparece a 650 °C. É fortemente sugestivo que o Ge mostraria umectação com a máscara SiO2. Em contraste, a borda é de forma redonda (ou seja, não molhando). Portanto, o crescimento a 650 °C está entre a Figura 3b (sem umectação) e a Figura 3f (umectação perfeita). Isso indica que a redução do TDD deve estar entre a Figura 3b e a Figura 3f. Considerando os resultados teóricos mostrados na Figura 6, essas diferenças nas seções transversais do SEG Ge devem influenciar fortemente os TDDs nas camadas coalescentes de GE.

A diferença no crescimento umectante no SiO2 pode ser entendida da seguinte forma. O ângulo de contato entre Ge e SiO2 (θ) é determinado pela equação de Young:

 Equation 12

Aqui, γ SiO2, γ Ge, e γint são SiO 2 energia livre de superfície, Ge energia livre de superfície e Ge/SiO2 energia livre interfacial, respectivamente. O ângulo da parede lateral do SEG Ge torna-se maior à medida que o crescimento do Ge prossegue. Quando o ângulo da parede lateral do SEG Ge atinge o ângulo de contato θ, o SEG Ge precisa crescer na direção vertical ([001]) ou lateral ([Equation]). No caso do crescimento de 650 °C, o crescimento vertical é severamente limitado pelas facetas {113} e, portanto, o SEG Ge prefere crescer na direção lateral (ou seja, crescimento umectante). Mesmo que a umectação possa gerar deslocamentos na interface Ge e SiO2, ela deve finalmente ser terminada na superfície do vazio semicilíndrico. No caso de crescimento de 700 °C, Ge pode crescer em uma direção vertical, e o ângulo de contato é maior do que o de 650 °C devido a uma γint maior. Esta seria a razão pela qual o Ge cultivado a 650 °C mostra umectação sobre o SiO2, enquanto o Ge cultivado a 700 °C não.

Para Ge após coalescência, a estrutura transversal não é influenciada pela temperatura de crescimento: camadas coalescentes de Ge cultivadas a 650 °C e as cultivadas a 700 °C não puderam ser diferenciadas por observações transversais de MEV.

Observe que, para os padrões fabricados, os valores dajanela W foram maiores e os valores da máscara W foram menores do que os projetados, porque um processo de gravação úmida isotrópica foi empregado para fabricar amáscara . Os valores reais dajanela W e damáscara W foram obtidos por meio de observações transversais do MEV após o crescimento do GE.

Além disso, a espessura das camadas de SiO2 da máscara foi de 30 nm de acordo com as observações transversais do MEV e medidas de elipsometria espectroscópica. Tais finas camadas de SiO2 foram empregadas para examinar a redução do TDD explicada na Figura 3 e na Figura 4, removendo o efeito do colo epitaxial sobre a TARV. No presente trabalho, as razões de aspecto são inferiores a 0,05, o que é pequeno o suficiente para ignorar o efeito do colo epitaxial sobre a TARV.

A Figura 6a mostra um STEM HAADF transversal para um SEG com camadas de demarcação Si0,3Ge 0,7, e uma ilustração esquemática da Figura 6a é mostrada na Figura 6b (janela W = 0,66 μm,máscara W =0,84 μm). As camadas de demarcação Si 0,3 Ge0,7mostram claramente as formas da superfície durante o crescimento a 700 °C. A imagem STEM mostra as superfícies Ge de cada etapa de crescimento de SEG de forma redonda para uma camada epitaxial plana formada após a coalescência. A taxa de crescimento logo após a coalescência é fortemente aumentada nas áreas coalescidas. Este rápido crescimento é provavelmente induzido pela epícamada de Ge, minimizando sua área de superfície para se estabilizar energeticamente.

Em contraste com o Ge SEG puro, o Ge SEG apresentado com as camadas de demarcação Si0.3Ge0.7 mostram umectação com as máscaras SiO2 (Figura 8a). A diferença na umectação talvez se deva à inserção de camadas de demarcação Si0,3Ge0,7, cuja nucleação é aumentada em camadas de SiO2 improváveis às de Ge.

Ge coalescida de topo plano (áreas circulares azuis na Figura 5a e Figura 5e) são usadas para medições de EPD. As camadas de Ge foram gravadas em média em 200 nm. As imagens típicas de AFM após a gravação são mostradas na Figura 7a e na Figura 7b, tomadas para Ge coalescido de 1,15 μm de espessura cultivado a 700 °C (janela W = 0,66 μm e máscara W = 0,44 μm) e Ge coalescido de 2,67 μm de espessura cultivado a 650 °C (janela W = 0,66 μm e máscara W = 0,34 μm). Como referência, a imagem do cobertor Ge de 1,89 μm de espessura cultivado a 700 °C é mostrada na Figura 7c. Os pontos escuros nas imagens AFM são poços gravados indicando a presença de TDs. Os valores de EPD da Figura 7a-7c foram obtidos como sendo 7,0 x 10 7/cm 2, 7,9 x 10 7/cm 2 e 8,7 x 10 7/cm 2, respectivamente. Nossos relatórios anteriores mostraram que as EPDs obtidas nessa condição de gravação são iguais às TDDs determinadas por microscopia eletrônica de transmissão plan-view (MET)4,32,33,34. A EPD medida da camada Ge da manta (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) concorda bem com a TDD obtida a partir da observação de MET plan-view com uma área relativamente grande de 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2), indicando que a EPD é igual à TDD.

Para comparar os TDDs obtidos experimentalmente com os cálculos, leve em consideração o efeito da espessura sobre o TDD. Há uma tendência de que o TDD diminua à medida que a espessura do Ge aumenta devido ao aumento das chances de aniquilação do par de TDs. Portanto, a redução do TDD observado para o GE coalescido, mais fino que o G geral, deve ser atribuída ao mecanismo descrito na Figura 3 e na Figura 4 (ou seja, precisamos calcular o TDD normalizado para comparar os TDDs obtidos experimentalmente com os calculados na Figura 4). Antes da normalização, foi realizada uma correção do TDD para o cobertor Ge (ρ cobertor), considerando a espessura e a temperatura de crescimento no TDD. Semelhante aos relatórios anteriores35,36, ρcobertor [/cm 2] é aproximadamente expresso como2,52 x 1013 x [d (nm)]-1,57 para as camadas de Ge cultivadas na faixa de temperatura de 530-650 °C usando um UHV-CVD. Aqui, d é a espessura da camada Ge do cobertor. ρmanta [/cm 2] é reduzida para as camadas de Ge cultivadas a 700 °C, e aproximadamente expressa em2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37.

A Figura 7d mostra o TDD normalizado em função da APR, janelaW/(janela W +máscara W). Os TDDs em Ge coalescida cultivados a 650 °C são mostrados como triângulos azuis e os cultivados a 700 °C como diamantes vermelhos. Como o SEG Ge a 650 °C mostra algum molhamento com a máscara SiO2 , os dados de crescimento devem ficar entre as linhas preta e azul. O SEG Ge a 700 °C deve estar na linha vermelha. Os resultados experimentais estão em boa concordância com o cálculo baseado na forma transversal e nas condições de umectação.

Como descrito acima, conclui-se que o comportamento das DTs é bem explicado pelo modelo baseado na força de imagem das superfícies de crescimento nas DTs. Para entender a interação da DT com a superfície, observamos TDs com um STEM transversal de campo claro. Observa-se um defeito sendo dobrado e terminado em uma superfície de um vazio semicilíndrico na Figura 8a. Esse comportamento da DT é bastante semelhante às trajetórias calculadas das DTs mostradas na Figura 3. No entanto, a trajetória observada da DT não reproduz exatamente a que previmos na Figura 3. A diferença seria explicada como o resultado de uma transformação de DT, a fim de minimizar sua energia durante ou após o crescimento (por exemplo, diminuição da temperatura de crescimento para a temperatura ambiente). A Figura 8b mostra uma simulação de deformação na epícamada de Ge coalescida em Si. A deformação de tração é induzida na camada de Ge em Si devido à incompatibilidade do coeficiente de expansão térmica entre Ge e Si. A simulação indica que o acúmulo de deformação ocorre no topo dos vazios semicilíndricos e o relaxamento da deformação na camada subsuperficial dos vazios semicilíndricos, o que motivaria os TDs a se transformarem.

Por outro lado, a Figura 8c mostra a geração de defeitos no topo de um vazio, embora o ponto de geração fosse removido durante a preparação do espécime TEM. O defeito na Figura 8c está próximo de uma linha reta, mas o ângulo entre o defeito e o plano (001) (≈78,3°) não está de acordo com o do plano {111} (54,7°).

O padrão de difração de elétrons mostrado na Figura 8d foi obtido próximo ao defeito da Figura 8c. A ausência de luz de raia indica que não deve haver uma estrutura 2D (ou seja, o defeito é um deslocamento). Em relatos prévios 28,29,30,31,37, formaram-se defeitos 2D mostrando clara uma clara luz estriada nos padrões de difração de elétrons, o que é contrário ao observado no presente trabalho. Os resultados da observação (a ausência de defeitos 2D) suportam a previsão de que os vazios e suas superfícies livres contribuem para liberar tensão em Ge em Si, ou de outra forma causam as desorientações do cristal entre as camadas adjacentes de SEG Ge. Isso é consistente com um relatório anterior sugerindo brevemente que a formação de defeitos 2D é evitada em camadas SEG Ge coalescentes com vazios nas máscaras SiO2 38.

Existem dois candidatos para a geração de TD mostrados na Figura 10c: a distribuição de deformação e a desorientação entre as camadas SEG Ge. Em Ge epitaxial em Si, a deformação de tração é induzida em Ge devido ao descompasso do coeficiente de expansão térmica entre Ge e Si39. O resultado da simulação mostrado na Figura 8b indica acúmulo de tensão de tração (~0,5%) no topo do vazio, como mencionado acima. Tal acúmulo de deformação no topo do vazio poderia resultar na geração de DT mostrada na Figura 8c. Outro candidato, a desorientação entre as camadas SEG Ge, foi assumido para gerar defeitos 2D, como observado em relatórios anteriores mostrando coalescência das camadas SEG Ge 28,29,30,31,37. No presente trabalho, no entanto, a geração de defeitos 2D seria suprimida devido à presença de vazios, como brevemente mencionado em um relatório anterior38, mas resultaria na geração de DT devido à supressão imperfeita. Uma discussão mais detalhada para o deslocamento induzido por desorientação será descrita em uma parte posterior com ilustrações esquemáticas (Figura 12).

A Figura 9a e a Figura 9b mostram imagens MET de plano de campo brilhante de uma camada Ge coalescida (janela W = 0,82 μm,máscara W = 0,68 μm) e uma camada Ge coberta, respectivamente, cultivadas no mesmo substrato. Para as observações de MET plan-view, os espécimes de MET foram formados usando as regiões superiores de 200 nm das camadas de Ge, conforme descrito na etapa 2.4.3, e são indicados por quadrados tracejados vermelhos nas seções transversais esquemáticas na parte superior da Figura 9. As listras da máscara SiO2 estão alinhadas à direção [110] para o Ge coalescido na Figura 9a. A imagem TEM de plan-view mostrada na Figura 9a foi obtida para uma área de 6 μm x 8 μm. Embora existam cinco pares de máscaras SiO 2 e áreas de janela Si nesta imagem TEM, as áreas acima das máscaras SiO2 e janelas Si não são distinguíveis na imagem TEM. Isso ocorre porque a área observada (top 200 nm) está muito acima de onde os vazios semicilíndricos estão localizados (inferior 150 nm).

Verificou-se que os TDDs obtidos da Figura 9a e da Figura 9b são 4,8 x 10 7/cm 2 e 8,8 x 10 7/cm 2, respectivamente. Como mostrado na Figura 7d, as medições de EPD revelam que o TDD na camada Ge coalescida (janela W = 0,82 μm emáscara W = 0,68 μm) é 4 x 107 cm−2. Assim, o TDD na Figura 9a mostra uma boa concordância com o EPD mostrado na Figura 7. Também é notável que nem as medições de EPD nem as observações de MET mostram re-aumento de TDD, o que é frequentemente mostrado quando as camadas de SEG Ge coalescem (ou seja, o re-aumento de TDD devido à geração de TDs (Figura 8b) é suprimido a tal ponto que o re-aumento de TDD é ignorado na atual faixa de TDD (na ordem de 107 / cm2)).

Deve-se observar que uma área livre de TD tão grande quanto 4 μm x 4 μm é realizada no GE coalescido, como na Figura 9a. Embora o Ge cobertor na Figura 9b mostre TDs com uma distribuição relativamente uniforme, o Ge coalesceu tem áreas de TDD altas e baixas. Tais diferenças na distribuição de TD sugerem que uma redução adicional do TDD seria alcançável no GE coalescido. 1 TD em uma área de 4 μm x 4 μm, que é observada na Figura 9a, corresponde a TDD de 6,25 x 106/cm2.

Comparando o Ge coalescente (Figura 9a) e o Ge cobertor (Figura 9b), fica claro que os comprimentos das linhas de defeito no Ge coalescido são maiores do que os do Ge cobertor. Em Ge, normalmente há linhas de defeito de 1 μm de comprimento, e elas estão alinhadas à direção [110]. Observe que a direção [110] é a direção do comprimento das listras SiO2. Existem duas explicações possíveis para essas longas linhas de defeito: (i) defeitos 2D são observados e (ii) deslocamentos são inclinados na direção [110]. No entanto, os defeitos 2D são imediatamente negados devido às larguras dos defeitos longos observados (ou seja, defeitos 2D em {111} planos devem mostrar linhas de defeitos mais amplas). Geometricamente, os defeitos 2D nos planos {111} devem apresentar linhas de defeitos de 140 nm de largura, tendo em conta a espessura da amostra TEM (200 nm) e o ângulo da {111} com planos (001) (54,7°). A imagem TEM de visualização plana mostra que as linhas de defeito têm de 10 a 20 nm de largura, o que é muito mais estreito do que 140 nm. Assim, os defeitos mostrados como linhas longas devem ser atribuídos a (ii) deslocamentos inclinados na direção [110]. Um cálculo geométrico simples dá o ângulo entre os deslocamentos inclinados e os planos (001): tan−1(200 nm/1 μm) = 11,3°. Observe que, como mostrado na Figura 8b, os TDs no cobertor Ge tendem a ser direcionados quase verticalmente para o substrato se nenhum recozimento pós-crescimento for realizado, mostrando pequenos pontos pretos nas imagens MET de visualização plana.

Para uma análise mais detalhada das DTs inclinadas, observa-se arbitrariamente uma pequena área com TDD alta, como na Figura 10. O espécime MET foi preparado a partir dos 200 nm superiores da camada Ge coalescida, o mesmo que as observações TEM de visão plana acima.

A Figura 10a e a Figura 10b mostram imagens MET de campo escuro (g = [220] para a Figura 12a e [Equation] para a Figura 12b) de visualização plana tiradas na mesma área. Na Figura 12, quatro luxações inclinadas foram observadas em uma área de 4 μm x 4 μm. A Figura 10b revela que um deslocamento inclinado (o vermelho-circulado) desaparece quando o vetor de difração g = [], o que indica que o vetor de Burgers é determinado como sendo [110] ou [EquationEquation] para o deslocamento em círculo vermelho. Como a linha de defeito está na direção [110], o deslocamento é considerado um deslocamento de parafuso. Os outros três deslocamentos inclinados (os de círculo verde) são atribuídos aos deslocamentos mistos porque não desapareceram qualquer que seja o vetor de difração g escolhido.

Existem duas explicações possíveis para a inclinação de TDs em camadas de Ge coalescidas: (i) crescimento de Ge na direção [110] e (ii) geração de defeitos quando as camadas de GEE de SEG se aglutinam.

Crescimento do Ge na direção [110]

A Figura 11 mostra uma imagem de MEV de visualização plana e o processo de crescimento para formar uma camada epitaxial plana a partir de uma superfície SEG não plana como um filme esquemático. Refletindo a ondulação da borda dos padrões de listras SiO 2 formados pela litografia EB e gravura química úmida, a coalescência começa preferencialmente em alguns pontos e, em seguida, prossegue nas direções [110] e [Equation] acima das máscaras SiO2. A Figura 11b e a Figura 11c mostram esquematicamente a visão panorâmica e a (Equation) visão transversal quando as camadas SEG Ge são parcialmente coalescidas. Um TD gerado em uma janela de crescimento aparece acima do vazio, como mostrado na Figura 3, e então os TDs começam a se propagar na direção [110] ou [Equation] devido à força da imagem. Isso leva a TDs inclinados na direção [110] (como na Figura 9a). A linha sólida vermelha da Figura 11c mostra um TD dobrado na direção [110] de acordo com o modelo acima, o que explica a presença dos TDs inclinados observados na Figura 9a e na Figura 10 em uma base qualitativa.

O mecanismo pode explicar os TDs de borda e parafuso, levando em consideração os vetores de Burgers de TDs gerados nas interfaces Ge/Si40. À medida que o Ge é cultivado em um substrato Si, os deslocamentos de desajustados de borda (MDs) são formados para liberar a deformação, e os MDs são alinhados na direção [110] ou [Equation]. Os MDs formam segmentos de threading (ou seja, TDs), e os vetores de Burgers para os TDs originados de MDs alinhados na direção [110] (MD110) são a/2[] ou a/2[EquationEquation] (a: a constante de rede). Por outro lado, os vetores de Burgers são a/2[110] ou a/2[] para os TDs originados de MDs alinhados na direção [EquationEquation] (Equation 21). No caso de os TDs do MD 110 estarem inclinados para a direção [110], as observações do MET de visão plana mostram os TDs como deslocamentos de borda. Da mesma forma, quando os TDs de são inclinados para a direção [110], eles são observados como deslocamentos de Equation 21 parafuso.

Geração de defeitos quando as camadas SEG Ge se aglutinam

A Figura 12 mostra esquemas explicando a geração de defeitos quando as camadas de SEG Ge se aglutinam com pequena rotação (ou seja, desorientação). Conforme ilustrado esquematicamente na Figura 12, a desorientação deve gerar deslocamentos de borda/parafuso/mistos na interface de coalescência. Na Figura 12, a desorientação entre duas camadas SEG Ge na direção [110] é decomposta em três tipos de rotações. A Figura 12a-12c mostra a rotação em torno do eixo [110], do eixo [001] e do eixo [Equation], respectivamente.

Supõe-se que a coalescência na Figura 12 ocorra entre uma camada Ge estritamente epitaxial (Ge (001)) e uma camada SEG Ge adjacente com uma desorientação (m-Ge). A rotação em torno do eixo [110] (Figura 12a) resulta na geração de deslocamentos de aresta paralelos à direção [110] no limite indicado como uma linha tracejada. Da mesma forma, como na Figura 12b, os deslocamentos de borda paralelos à direção [001] são gerados como resultado da rotação em torno do eixo [001]. Por outro lado, a rotação em torno do eixo [], mostrada na Figura 12c, gera uma rede de deslocamento de parafuso, que é composta por deslocamentos de b = [110 ] e b = [Equation001], sendo semelhante ao caso de ligação direta de superfícies Si (001) mostrando a rede de deslocamento de parafuso41. O TD de parafuso observado na Figura 10 pode ser atribuído à coalescência com desorientação de uma rotação em torno do eixo [Equation]. A combinação de rotações em torno do eixo [110] (Figura 12a) e em torno do eixo [Equation] (Figura 12c) pode explicar os TDs mistos mostrados na Figura 12. O deslocamento misto mostrado na Figura 9b também é explicado pela combinação da rotação em torno do eixo [001] (Figura 12b) e da rotação no eixo [Equation] (Figura 12c).

Supondo que os deslocamentos originados da desorientação são gerados a uma densidade de 1 x 107/cm2, o ângulo médio de rotação em torno do eixo [Equation] é estimado em 0,034° 42. Em comparação com a estimativa, já relatamos que há flutuações de orientação em uma camada SEG Ge em forma de linha por 100 arcsec (= 0,028°), empregando observações de difração de raios X de microfeixe43. As flutuações relatadas de orientação e ângulo de rotação estimado mostram boa concordância, o que suporta o mecanismo de geração de DT baseado em desorientações.

Figure 1
Figura 1: Ilustrações esquemáticas de máscaras SEG quadradas em forma de linha e espaço e 4 mm em um substrato Si(001). Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 2
Figura 2: Imagens para peças de uma máquina UHV-CVD; gabinete de gás, câmara de processo, câmara de bloqueio de carga e computador de operação. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 3
Figura 3: Trajetórias calculadas de 4 TDs em (a) origem SEG de forma redonda, razão de abertura = 0,8, (b) origem SEG de forma redonda, razão de abertura = 0,1, (c) origem SEG de faceta {113}, razão de abertura = 0,8 e (d) origem SEG de faceta {113}, razão de abertura = 0,1. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 4
Figura 4: TDDs calculados em Ge coalescido originados de SEG Ge de facetas {113} (linha azul) e SEG Ge de forma redonda (linha vermelha). Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 5
Figura 5: Mapas de distribuição e imagens SEM de camadas Ge coalescidas/não coalescidas. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 6
Figura 6: (a) Uma imagem transversal HAADF STEM de Ge coalescida (janela W = 0,66 μm, máscara W = 0,84 μm) cultivada a 700 °C com camadas de demarcação Si 0,3Ge0,7 de 10 nm de espessura e (b) uma ilustração esquemática correspondente às condições mostradas em (a). Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 7
Figura 7: Imagens AFM típicas para medir EPDs para (a) Ge coalescido de 1,15 μm de espessura cultivado a 700 °C (janela W = 0,66 μm e máscara W = 0,44 μm), (b) Ge coalescido de 2,67 μm de espessura cultivado a 650 °C (janela W = 0,86 μm e máscara W = 0,34 μm) e (c) Ge cobertor de 1,89 μm de espessura cultivado a 700 °C, e resumo dos resultados da medição da EPD em (d). Por favor, clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 8
Figura 8:(110) imagens transversais (a) STEM e (b) MET de camadas de Ge coalescentes (janela W = 0,66 μm e máscara W = 0,44 μm), (c) padrão de difração de elétrons obtido próximo ao defeito mostrado em (b) e (d) simulação do método de elementos finitos resultado de uma distribuição de deformação no GE coalescido. As figuras 9(a), (c) e (d) foram modificadas de 20. Por favor, clique aqui para ver uma versão maior desta figura. 

Figure 9
Figura 9: Imagens TEM de visão plana de campo brilhante de (a) uma camada Ge coalescida (janela W = 0,82 μm, máscara W = 0,68 μm) e (b) uma camada Ge geral. Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.  

Figure 10
Figura 10: Imagens MET de visualização plana de uma pequena área de TDD alto com vetores g de (a) [220] e (b) [Equation]. Este número foi modificado de 20. Por favor, clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figure 11
Figura 11: (a) Uma imagem SEM de visualização plana, (b) uma imagem esquemática de olho de pássaro e (c) uma (Equation) imagem esquemática transversal de um SEG GE parcialmente coalescido. Este número foi modificado de 20. Por favor, clique aqui para baixar este vídeo.

Figure 12
Figura 12: Esquemas de geração de defeitos quando as camadas de SEG Ge se coalescem com a rotação do cristal em torno da orientação (a) [110], (b) [001] e (c) [Equation]. Este número foi modificado de 20. Por favor, clique aqui para ver uma versão maior desta figura. 

Método TDD alcançado (cm-2) Temperatura (°C) Espessura da camada de buffer
Recozimento térmico 2e7 ≈900 °C ≈100 nm
(tampão de baixa temperatura)
Buffer graduado SiGe 1e6 temperatura de crescimento (600–700 °C) 2–3 μm
ARTE 1e6 temperatura de crescimento (600–700 °C) 500–1000 nm
Sementes do pilar Si 1e5 ≈800 °C ≈5 μm
Este trabalho 4e7 temperatura de crescimento
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabela 1: Um resumo dos TDD alcançados e desvantagens em vista da aplicação de dispositivos fotônicos para métodos de redução de TDD convencionais/apresentados.

Figura suplementar 1: Quatro métodos típicos amplamente empregados para reduzir o TDD em Ge epitaxial em Si: (a) recozimento térmico, (b) tampão graduado de SiGe, (c) aprisionamento de proporção (TARV) e (d) sementes de pilar Si. Por favor, clique aqui para baixar esta figura.

Vídeo Suplementar 1: Ilustrações esquemáticas de um TD dobrado devido à força da imagem em um SEG Ge.  Por favor, clique aqui para baixar este vídeo.

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Discussion

No presente trabalho, foram mostrados experimentalmente TDD de 4 x 107/cm2 . Para uma maior redução do TDD, existem principalmente 2 etapas críticas dentro do protocolo: preparação da máscara SEG e crescimento epitaxial do GE.

Nosso modelo mostrado na Figura 4 indica que o TDD pode ser reduzido abaixo de 107/cm2 em Ge coalescida quando APR, janela W/(janela W + máscara W), é tão pequena quanto 0,1. Para uma maior redução do TDD, máscaras SEG com APR menor devem ser preparadas. Conforme mencionado na etapa 2.1.2, os valores mínimos dajanela W e damáscara W foram de 0,5 μm e 0,3 μm, respectivamente, limitados pela resolução no sistema de litografia EB empregado. Um método simples para reduzir a TAEG é modificar os processos de litografia e gravura (por exemplo, usar outro fotorresistente, usar um melhor sistema de litografia, usar camadas mais finas de SiO2 com gravura BHF mais rasa, etc.). A litografia madura e o processo de gravação permitirão que as máscaras SEG sejam mais estreitas do que 100 nm. No presente trabalho, Ge coalescido com uma superfície plana superior foram obtidos quando Wmascara≤1 μm. Assim, ajanela W de 100 nm e amáscara W de 900 nm (APR = 0,1) nos darão Ge coalescida com superfície superior plana nas atuais condições de crescimento.

Além disso, a modificação da preparação da máscara SEG deve trazer menos ondulação das bordas das máscaras SANG, resultando na supressão da desorientação entre as camadas GE SIG. A geração de TD quando as camadas de SEG Ge se aglutinam (Figura 11) será suprimida como resultado da modificação da preparação da máscara SANG.

Conforme revelado pelos resultados do cálculo (Figura 3), a supressão do crescimento de Ge no SiO2 é necessária para reduzir o TDD. A supressão do crescimento de Ge em SiO 2 é trazida pela modificação da etapa de crescimento de Ge (ou seja, elevação da temperatura de crescimento, rotação da máscara SANG, introdução de gás H2 e redução da pressão do gás GeH4 44,45).

O método de redução de TDD proposto/verificado no presente trabalho é superior aos métodos existentes em termos de aplicação para dispositivos fotônicos Ge (ou seja, o TDD é reduzido sem qualquer recozimento térmico nem camadas de tampão espessas). A temperatura máxima de processo foi de 700 °C, que é a temperatura de crescimento, e a altura do vazio foi de ≈150 nm. Em comparação com os métodos existentes, a temperatura máxima é menor do que a temperatura de recozimento (tipicamente 900 °C)7, e a altura do vazio é mais rasa do que as camadas de tampão graduadas de SiGe (tipicamente vários μm)10, trincheiras de SiO2 para ART (tipicamente 0,5-1 μm)13 e camada tampão para crescimento de Ge em pilares de Si (tipicamente ≈5 μm)18. A comparação dos métodos convencionais/apresentados está resumida na Tabela 1.

Considerando a pegada de um dispositivo fotônico Ge típico (≈100 μm 2), TDD menor que 106/cm2 e um número de TD < 1/dispositivo será o objetivo final. Uma vez que o limite teórico de TDD para este método é 0, TDD inferior a 106/cm2 é potencialmente alcançável. Em direção ao objetivo, litografia e gravura mais otimizadas serão investigadas.

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Disclosures

Os autores não têm nada a revelar.

Acknowledgments

Este trabalho foi apoiado financeiramente pela Sociedade Japonesa para a Promoção da Ciência (JSPS) KAKENHI (17J10044) do Ministério da Educação, Cultura, Esportes, Ciência e Tecnologia (MEXT), Japão. Os processos de fabricação foram apoiados pela "Nanotechnology Platform" (projeto No. 12024046), MEXT, Japão. Os autores gostariam de agradecer ao Sr. K. Yamashita e à Sra. S. Hirata, da Universidade de Tóquio, por sua ajuda nas observações do ETM.

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

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Cálculo Teórico e Verificação Experimental para Redução de Deslocamento em Camadas Epitaxiais de Germânio com Vazios Semicilíndricos em Silício
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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).

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