Waiting
Login processing...

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

Engineering

Teoretisk beregning og eksperimentel verifikation for dislokationsreduktion i germaniumepitaksiale lag med semicylindriske hulrum på silicium

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

Teoretisk beregning og eksperimentel verifikation foreslås til en reduktion af gevinddislokationstæthed (TD) i germaniumepitaksiale lag med semicylindriske hulrum på silicium. Beregninger baseret på interaktionen mellem TD'er og overflade via billedkraft, TD-målinger og transmissionselektronmikroskopobservationer af TD'er præsenteres.

Abstract

Reduktion af gevinddislokationstæthed (TDD) i epitaksial germanium (Ge) på silicium (Si) har været en af de vigtigste udfordringer for realiseringen af monolitisk integrerede fotonikkredsløb. Dette papir beskriver metoder til teoretisk beregning og eksperimentel verifikation af en ny model til reduktion af TDD. Metoden til teoretisk beregning beskriver bøjningen af gevindforskydninger (TD'er) baseret på interaktionen mellem TD'er og ikke-plane vækstflader med selektiv epitaksial vækst (SEG) med hensyn til dislokationsbilledkraft. Beregningen afslører, at tilstedeværelsen af hulrum på SiO2-masker hjælper med at reducere TDD. Eksperimentel verifikation er beskrevet af germanium (Ge) SEG ved hjælp af en kemisk dampaflejringsmetode med ultrahøjt vakuum og TD-observationer af den dyrkede Ge via ætsning og tværsnitstransmissionselektronmikroskop (TEM). Det foreslås kraftigt, at TDD-reduktionen skyldes tilstedeværelsen af semicylindriske hulrum overSiO2 SEG-maskerne og væksttemperaturen. Til eksperimentel verifikation dannes epitaksiale Ge-lag med halvcylindriske hulrum som resultat af SEG af Ge-lag og deres koalescens. De eksperimentelt opnåede TDD'er reproducerer de beregnede TDD'er baseret på den teoretiske model. Tværsnitsobservationer af TEM afslører, at både terminering og generering af TD'er forekommer ved semicylindriske hulrum. Plan-view TEM-observationer afslører en unik opførsel af TD'er i Ge med semicylindriske hulrum (dvs. TD'er bøjes for at være parallelle med SEG-maskerne og Si-substratet).

Introduction

Epitaksial Ge på Si har tiltrukket betydelige interesser som en aktiv fotonisk enhedsplatform, da Ge kan detektere / udsende lys i det optiske kommunikationsområde (1,3-1,6 μm) og er kompatibel med Si CMOS (komplementær metaloxid halvleder) behandlingsteknikker. Da gittermisforholdet mellem Ge og Si imidlertid er så stort som 4,2%, dannes gevindforskydninger (TD'er) i Ge-epitaksiale lag på Si med en tæthed på ~ 109 / cm2. Ge-fotoniske enheders ydeevne forringes af TD'er, fordi TD'er fungerer som bærergenereringscentre i Ge-fotodetektorer (PD'er) og modulatorer (MOD'er) og som bærerrekombinationscentre i laserdioder (LD'er). Til gengæld ville de øge omvendt lækstrøm (J-lækage) i PD'er og MOD'er 1,2,3 og tærskelstrøm (Jth) i LD'er 4,5,6.

Der er rapporteret om forskellige forsøg på at reducere TD-tætheden (TDD) i Ge på Si (supplerende figur 1). Termisk glødning stimulerer bevægelse af TD'er, hvilket fører til reduktion af TDD, typisk til 2 x 107 / cm2. Ulempen er den mulige blanding af Si og Ge og uddiffusion af doteringsmidler i Ge, såsom fosfor 7,8,9 (supplerende figur 1a). SiGe-klassificeret bufferlag 10,11,12 øger de kritiske tykkelser og undertrykker dannelsen af TD'er, hvilket fører til reduktion af TDD, typisk til 2 x 10 6/cm2. Ulempen her er, at den tykke buffer reducerer lyskoblingseffektiviteten mellem Ge-enheder og Si-bølgeledere nedenunder (supplerende figur 1b). Aspect ratio trapping (ART)13,14,15 er en selektiv epitaksial vækstmetode (SEG) og reducerer TD'er ved at fange TD'er ved sidevæggene i tykke SiO 2-grøfter, typisk til <1 x 10 6/cm2. ART-metoden bruger en tyk SiO 2-maske til at reducere TDD i Ge over SiO2-maskerne, som lokaliserer langt over Si og har den samme ulempe (supplerende figur 1b, 1c). Ge-vækst på Si-søjlefrø og udglødning 16,17,18 ligner ART-metoden, hvilket muliggør TD-fangst ved det høje billedformat Ge-vækst til <1 x 10 5 / cm2. Imidlertid har udglødning ved høj temperatur for Ge-koalescens de samme ulemper i supplerende figur 1a-c (supplerende figur 1d).

For at opnå epitaksial vækst med lav TDD Ge på Si, der er fri for ulemperne ved ovennævnte metoder, har vi foreslået koalescensinduceret TDD-reduktion19,20 baseret på følgende to nøgleobservationer, der hidtil er rapporteret i SEG Ge-vækst 7,15,21,22,23 : 1) TD'er bøjes for at være normale for vækstfladerne (observeret af tværsnitstransmissionselektronmikroskopet (TEM)), og 2) sammensmeltning af SEG Ge-lag resulterer i dannelse af halvcylindriske hulrum overSiO2-maskerne.

Vi har antaget, at TD'erne er bøjede på grund af billedkraften fra vækstoverfladen. I tilfælde af Ge på Si genererer billedkraften henholdsvis 1,38 GPa og 1,86 GPa forskydningsspændinger for skrueforskydninger og kantforskydninger i afstande 1 nm væk fra de frie overflader, henholdsvis19. De beregnede forskydningsspændinger er signifikant større end Peierls-spændingen på 0,5 GPa, der er rapporteret for 60° forskydninger i Ge24. Beregningen forudsiger TDD-reduktion i Ge SEG-lag på et kvantitativt grundlag og er i god overensstemmelse med SEG Ge-væksten19. TEM-observationer af TD'er udføres for at forstå TD-adfærd i den præsenterede SEG Ge-vækst på Si20. Den billedkraftinducerede TDD-reduktion er fri for termisk glødning eller tykke bufferlag og er således mere velegnet til fotonisk enhedsapplikation.

I denne artikel beskriver vi specifikke metoder til den teoretiske beregning og eksperimentelle verifikation, der anvendes i den foreslåede TDD-reduktionsmetode.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. Procedure for teoretisk beregning

  1. Beregn baner for TD'er. Antag i beregningen, at SEG-maskerne er tynde nok til at ignorere ART-effekten på TDD-reduktion.
    1. Bestem vækstflader og udtryk dem ved ligning(er). Udtryk f.eks. tidsudviklingen for et rundformet tværsnit af et SEG Ge-lag med tidsudviklingsparameteren n = i, SEG Ge-højder (h i) og SEG Ge-radier (r i), som vist i den supplerende video 1a og eq. (1):
      Equation 4
    2. Bestem normale retninger for en vilkårlig placering på vækstfladerne. For det runde tværsnit SEG Ge beskrives den normale linje ved (x i, y i) som , vist i supplerende video 1b som Equation 7en rød linje. Derefter opnås kanten af TD (x i + 1 , y i + 1) fra punktet (x i , y i) ved at løse følgende samtidige ligninger:
      Equation 10
    3. Beregn en bane på en TD afhængigt af placeringen af TD-generering (x 0, 0), som vist i supplerende video 1c. Med andre ord kan en bane for en vilkårlig TD beregnes ved hjælp af metoden beskrevet ovenfor.
    4. Beregn TDD under forudsætning af, at TD'er trænger ind i bundoverfladen og bidrager til reduktionen af TDD (dvs. TD'er under det punkt, hvor SEG Ge-lag samles, fanges af halvcylindriske hulrum og vises aldrig på den øverste overflade).

2. Procedure for eksperimentel verifikation

  1. Forberedelse af SEG-maske
    1. Før fremstillingen af SEG-masker skal du definere Ge-vækstområder ved at forberede en designfil. I det foreliggende arbejde skal du forberede linje- og rummønstre, der er tilpasset [110] retningen og firkantede Si-vinduesområder på 4 mm i bredden ved hjælp af kommerciel software (f.eks. AutoCAD).
    2. Bestem designet af SEG-masker (isærW-vindue ogW-maske) ved hjælp af softwaren. W-vinduet er vinduesbredden (Si-frøbredden), ogW-masken er SiO 2-maskebredden, således at SEG Ge-lag kan samle sig med deres tilstødende. BestemW-vindue ogW-maske ved at tegne rektangler ved at klikke på åben fil → struktur → rektangel eller polylinje.
      BEMÆRK: Rektanglernes bredde bliverW-vindue, og rektanglernes interval bliverW-maske. I det foreliggende arbejde er minimumsværdierne for W-vindue ogW-maske henholdsvis 0,5 μm og 0,3 μm, hvilket er begrænset af opløsningen i det anvendteEB-litografisystem.
    3. Som referencer tegnes firkantede Si-vinduesarealer på 4 mm i bredden D, betragtet som tæppeområderne. Klik på åben fil → struktur → rektangel eller polyline for at tegne det firkantede Si-vindue. Brug skemaerne vist i figur 1 til at forberede linje- og mellemrumsmønstre og det 4 mm kvadratiske tæppeareal.
    4. Forbered B-doterede p-Si (001) substrater med resistiviteten på 1-100 Ω∙cm. I det nuværende arbejde skal du bruge 4-tommer Si-substrater. Rengør substratoverfladerne med Piranha-opløsning (en blanding af 20 ml 30%H2O2 og 80 ml 96%H2SO4) efter behov.
    5. Åbn låget på en rørovn, og læg Si-substraterne i ovnen ved hjælp af en glasstang. I det nuværende arbejde oxideres 10 Si-substrater ad gangen.
    6. Begynd at blæse tørN2-gas ind i ovnen ved at åbne gasventilen. Indstil derefter gasstrømningshastigheden til 0,5 l / m ved at styre ventilen.
    7. Indstil udglødningstemperaturen ved at ændre programmet. I dette arbejde skal du bruge "mønstertrin (tilstand 2)" og indstille procestemperaturen til 900 ° C. Kør derefter programmet ved at trykke på funktion → køre.
    8. Når temperaturen når 900 °C, lukkes den tørre N2-ventil, den tørre O2-ventil (O2-flow = 1 l/m) lukkes, og den opbevares i 2 timer.
      BEMÆRK: Udfør trin 2.1.9-2.1.16 i et gult rum.
    9. Overtræk de oxiderede Si-substrater med et overfladeaktivt middel (OAP) ved hjælp af en spincoater og bages derefter ved 110 °C i 90 s på en kogeplade.
    10. Efter belægningen af overfladeaktive stoffer belægges Si-substraterne med en fotoresist (f.eks. ZEP520A) ved hjælp af en spincoater og bages derefter ved 180 °C i 5 minutter på en kogeplade.
    11. Læg Si-substraterne med det overfladeaktive middel og fotoresist i en elektronstråle (EB) forfatter.
    12. Læs designfilen (udarbejdet i trin 2.1.2) i EB-brænderen, og lav en operationsfil (WEC-fil). Indstil dosismængden til 120 μC/cm2 i WEC-filen. Når substratbelastningen er færdig, skal du udføre EB-eksponering ved at klikke på knappen med enkelt eksponering .
    13. Fjern substratet fra EB-brænderen ved at klikke på waferbæreren → losse , når eksponeringen er færdig.
    14. Forbered en fotoresistudvikler (ZED) og en skylning til udvikleren (ZMD) i et trækkammer. Dyp de udsatte Si-substrater i udvikleren i 60 s ved stuetemperatur.
    15. Fjern Si-substraterne fra udvikleren, og tør derefter substratet medN2-gas .
    16. Kom de udviklede Si-substrater på en kogeplade for at bage ved 110 °C i 90 sekunder.
    17. Si-substraterne dyppes i en bufret flussyre (BHF-63SE) i 1 minut for at fjerne en del af SiO2-lagene, der udsættes for luften som følge af EB-eksponering og -udvikling.
    18. Fjern fotoresisten fra Si-substraterne ved at dyppe i en organisk fotoresistfjerner (f.eks. Hakuri-104) i 15 minutter.
    19. Dyp Si-substraterne i 0,5% fortyndet flussyre i 4 minutter for at fjerne det tynde native oxid i vinduesområderne, men for at bevare SiO2-maskerne . Derefter lægges på et ultrahøjvakuum kemisk dampaflejringskammer (UHV-CVD) for at dyrke Ge. Figur 2 viser det UHV-CVD-system, der er anvendt i nærværende arbejde.
  2. Epitaksial Ge vækst
    1. Læg Si-substratet med SEG-masker (fremstillet som i trin 2.1) i et lastlåsekammer.
    2. Indstil buffer-/hovedvæksttemperaturen under fanen Opskrift , der vises på betjeningscomputeren. Bestem varigheden for Ge's hovedvækst, så SEG Ge-lag samles med tilstødende. For at bestemme varigheden af hovedvæksten skal du overveje væksthastigheden for Ge på de {113} planer, som bestemmer væksten i in-plane/lateral retning26. I dette arbejde indstilles varigheden for hovedvæksten til 270 min og 150 min for henholdsvis 650 °C og 700 °C.
    3. Klik på start i hovedvinduet, og derefter overføres Si-substratet automatisk til vækstkammeret.
      BEMÆRK: Protokol om epitaksial Ge-vækst (trin 2.2.4-2.2.7) behandles automatisk.
    4. Dyrk Ge-buffer på det belastede Si-substrat ved lav temperatur (≈380 °C). Brug GeH 4 fortyndet ved 9% i Ar som kildegas, og hold partialtrykket på GeH4 i 0,5 Pa under buffervæksten.
    5. Voks Ge hovedlag ved forhøjet temperatur. Hold partialtrykket på GeH4 i 0,8 Pa under hovedvæksten. I dette arbejde anvendes to forskellige temperaturer på 650 og 700 °C til hovedvæksttemperaturen for at sammenligne SEG Ge med et rundformet tværsnit og med et {113}-facetteret tværsnit25.
      BEMÆRK: Væksthastigheden for Ge på (001) planet var 11,7 nm/min uafhængig af temperaturen.
    6. For at visualisere udviklingen af SEG Ge og deres sammensmeltning skal du udføre Ge-vækst med periodisk indsættelse af 10 nm tykke Si0,3 Ge 0,7afgrænsningslag på et andet Si-substrat. Si0,3 Ge 0,7lag blev dannet under anvendelse afSi2H6og GeH4 gasser. Under Si 0,3 Ge 0,7-lags vækst indstilles partialtrykket for Si2H6 gas ved 0,02 Pa og partialtrykket for GeH4 gas ved0,8Pa.
    7. Da Si-substratet automatisk overføres fra vækstkammeret til lastlåsekammeret, skal du udlufte lastlåsekammeret og aflæse Si-substratet manuelt.
  3. Målinger af ætsningspittæthed (EPD)
    1. Opløs 32 mg I2 i 67 mlCH3COOHved hjælp af en ultralydsrensemaskine.
    2. Bland I2-opløst CH3COOH, 20 mlHNO3 og 10 ml HF.
    3. Dyp de Ge-dyrkede Si-substrater ned i CH 3 COOH/ HNO3/ HF / I2-opløsningen i 5-7 s for at danne ætsede gruber.
    4. Overhold de ætsede Ge-overflader med et optisk mikroskop (typisk 100x) for at sikre, at ætsede gruber dannes med succes.
    5. Brug et atomkraftmikroskop (AFM) til at tælle de ætsede gruber. Sæt den ætsede Ge-prøve på et AFM-trin, og nærm dig derefter sonden ved at klikke på automatisk tilgang.
    6. Bestem observationsområdet ved hjælp af et optisk mikroskop integreret med en AFM, og scan fem forskellige 10 μm x 10 μm områder. Amplitudedæmpningsfaktoren bestemmes automatisk.
  4. TEM-observationer
    1. TEM-prøver udtages fra Ge-lagene med sammensmeltning/tæppe ved hjælp af en fokuseret Ge-ionstråle (FIB-mikroprøveudtagningsmetode)27.
    2. Poler TEM-prøverne i et ionfræsesystem ved hjælp af Ar-ioner. I dette arbejde tyndes TEM-prøverne ud for tværsnitsobservationer at være 150-500 nm i [110] retningen, og for plan-view observationer at være 200 nm i [001] retningen.
    3. For plan-view TEM-prøver skal du beskytte de øverste overflader af Ge-lagene med amorfe lag og derefter tynde ned fra den nederste (substrat) side af Ge-lagene.
    4. Udfør TEM-observationer under en accelerationsspænding på 200 kV. Udfør tværsnits-STEM-scanningsobservationer (STEM) for at observere tykke (500 nm) TEM-prøver.
    5. For en sammensmeltet Ge med Si0,3 Ge 0,7afgrænsningslag skal du udføre tværsnit højvinkel ringformet mørkt felt (HAADF) STEM-observationer under en accelerationsspænding på 200 kV.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Teoretisk beregning

Figur 3 viser beregnede baner for TD'er i 6 typer sammensmeltede Ge-lag: her definerer vi blændeforholdet (APR) til at være W-vindue / (W-vindue +W-maske). Figur 3a viser en rundformet SEG-oprindelse sammensmeltet Ge af APR = 0,8. Her er 2/6 TD'er fanget. Figur 3b viser en {113}-facetteret SEG-oprindelse sammensmeltet Ge af APR = 0,8. Her er 0/6 TD'er fanget. Figur 3c viser en rundformet SEG-oprindelse sammensmeltet Ge af APR = 0,1. Her er 5/6 TD'er fanget. Figur 3d viser en {113}-facetteret SEG-oprindelse sammensmeltet Ge af APR = 0,1. Her er 6/6 TD'er fanget. Figur 3e viser en rundformet SEG-oprindelse sammensmeltet Ge med APR = 0,1, hvis Ge vokser påSiO2-masker. Her er 0/6 TD'er fanget. Figur 3f viser en {113}-facetteret SEG-oprindelse sammensmeltet Ge af APR = 0,1, hvis Ge vokser på SiO2-masker. Her er 0/6 TD'er fanget.

Banerne for 6 TD'er genereret ved (x 0, 0), hvor x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 og 0,8 gange Wvindue / 2, vises som røde linjer i hver figur. TD'er placeret over koalescenspunkterne for disse to SEG Ge-lag forplanter sig opad til den øverste overflade, mens TD'er under punkterne forplanter sig nedad for at forblive på hulrumsoverfladen over SiO2-masken.

I figur 3a-3d antages det, at SEG Ge ikke vokser på SiO2. Således antages sidevæggene på den {113}-facetterede SEG Ge at være rundformede for ikke at røre SiO2 maskerede område. Det er tydeligt vist, at rundformet SEG og derefter sammensmeltet Ge er mere effektive til at reducere TDD ved en APR på 0,8 end det {113}-facetterede tilfælde, mens {113}-facetteret og derefter samlet Ge er mere effektive end en rundformet ved en APR på 0,1. Denne "krydsning" tilskrives tilstedeværelsen af {113} facetter nær SEG-toppen: {113} facetter afviger mere fra [001] retningen end rundformede overflader.

Figur 3e og figur 3f viser sammensmeltet Ge ved et blændeforhold på 0,1, idet det antages, at Ge ikke er nukleeret på SiO 2, men viser befugtning med SiO2-masken, bredt rapporteret i tidligere rapporteret Ge-koalescens13,15,22,28,29,30,31. Som vist i figur 3e og figur 3f er der ikke noget halvcylindrisk tomrum mellem to SEG, og derfor er ingen TD fanget ved overfladen.

Figur 4 viser beregnede TDD'er i sammenlagt Ge. I figur 4 viser den røde linje beregnede TDD'er i sammenlagt Ge med oprindelse i den rundformede SEG Ge, og den blå linje viser beregnede TDD'er i sammenlagt Ge med oprindelse i den {113}-facetterede SEG Ge. Da TD'er i Ge på Si stammer fra gittermisforholdet mellem Ge og Si, antages det, at TD-generering kun sker ved grænseflader mellem Ge og Si. Med andre ord bør TDD reduceres med APR.

Når APR er større end 0,11, er den rundformede SEG Ge mere effektiv end den {113}-facetterede (figur 3a og figur 3b). Når APR derimod er mindre end 0,11, bliver den {113}-facetterede SEG Ge mere effektiv end den rundformede (figur 3c og figur 3d). Som i figur 3 tilskrives en sådan krydsning tilstedeværelsen af {113} facetter nær SEG-toppen (x 0≈ 0). Bemærk, at figur 3e og figur 3f svarer til den sorte linje i figur 4, der viser reduktionen af TDD fra reduktionen af APR, men ikke til sammensmeltningen (dvs. SEG Ge-befugtning med SiO2 har en negativ effekt mod TDD-reduktionen).

Eksperimentel verifikation

Figur 5 viser typiske tværsnitsscanningselektronmikroskopibilleder (SEM) (figur 5b-5d, 5f) og fordelingskortene (figur 5a, 5e), der viser, om sammensmeltning forekommer eller ej. Figur 5b-5d, 5f viser tværsnits-SEM-billeder af ikke-sammensmeltede SEG Ge-lag (figur 5b, dyrket ved 700 °C; Figur 5f, dyrket ved 650 °C), sammensmeltede SEG Ge-lag med en ikke-flad overside (figur 5c, dyrket ved 700 °C) og sammensmeltede SEG Ge-lag med en flad overside (figur 5d; dyrket ved 700 °C). SEM-billeder vist i figur 5b og figur 5d poleres af en fokuseret ionstråle efter aflejring af Pt-beskyttelseslag. Sammensmeltningen opstår, nårW-vinduet ogW-masken er mindre end 1 μm for de nuværende vækstbetingelser. SEG-maskerne medW-maske på 1 μm eller større forhindrer sammensmeltning af Ge på grund af den lille mængde Ge-vækst i lateral retning26. SEG-maskerne med etW-vindue på 2 μm eller derover forhindrer også sammensmeltningen af Ge, selvom sammensmeltningen fandt sted, nårW-vinduet er mindre end 1 μm. Dette skyldes, at den laterale væksthastighed for Ge over SiO2 afhænger afW-vinduet30. Maske- og vinduesmønsterafhængigheden er opsummeret i figur 7a (700 °C) og figur 7e (650 °C).

Sammenligner man de ikke-sammensmeltede SEG Ge-lag (figur 4b og figur 4f), er det tydeligt vist, at SEG Ge-laget, der dyrkes ved 700 °C, har et rundformet tværsnit, mens SEG Ge-laget, der vokser ved 650 °C, har et {113}-facetteret tværsnit. Som i figur 5b viser væksten ved 700 °C en rundformet SEG Ge uden Ge-vækst på SiO 2 (dvs. ingen befugtning med SiO2-masken). Derfor fortsætter væksten som figur 3a og figur 3c. På den anden side, som i figur 5f, vises en {113}-facetteret SEG Ge ved 650 °C. Det tyder stærkt på, at Ge ville vise befugtning med SiO2-masken. I modsætning hertil er kanten rundformet (dvs. ikke befugtning). Derfor ligger væksten ved 650 °C mellem figur 3b (ingen befugtning) og figur 3f (perfekt befugtning). Dette indikerer, at TDD-reduktionen bør ligge mellem figur 3b og figur 3f. I betragtning af de teoretiske resultater, der er vist i figur 6, bør disse forskelle i SEG Ge-tværsnittene have stor indflydelse på TDD'er i de sammensmeltede Ge-lag.

Forskellen i befugtningsvækst på SiO2 kan forstås som følger. Kontaktvinklen mellem Ge og SiO2 (θ) bestemmes af Youngs ligning:

 Equation 12

Her er γ SiO2, γ Ge og γ int henholdsvis SiO 2 overfladefri energi, Ge overfladefri energi og Ge/SiO2 grænsefladefri energi. Vinklen på SEG Ge-sidevæggen bliver større, efterhånden som Ge-væksten fortsætter. Når vinklen på SEG Ge-sidevæggen når kontaktvinklen θ, skal SEG Ge vokse i lodret ([001]) eller lateral ([Equation]) retning. I tilfælde af 650 °C vækst er den vertikale vækst stærkt begrænset af de {113} facetter, og SEG Ge foretrækker derfor at vokse i lateral retning (dvs. befugtningsvækst). Selvom befugtningen kan generere forskydninger ved Ge- og SiO2-grænsefladen, skal den endelig afsluttes ved den semicylindriske hulrumsoverflade. I tilfælde af 700 °C vækst kan Ge vokse lodret, og kontaktvinklen er større end for 650 °C på grund af en større γint. Dette ville være grunden til, at 650 °C-dyrket Ge viser vædning overSiO2, mens 700 °C grown-Ge ikke gør det.

For Ge efter koalescens påvirkes tværsnitsstrukturen ikke af væksttemperaturen: sammensmeltede Ge-lag dyrket ved 650 °C og dem, der dyrkes ved 700 °C, kunne ikke skelnes ved tværsnitsobservationer af SEM.

Bemærk, at for de fremstillede mønstre varW-vinduesværdierne større, ogW-maskeværdierne var mindre end de designede, fordi der blev anvendt en isotrop vådætsningsproces til fremstilling af masken. De faktiske værdier afW-vindue ogW-maske blev opnået ved tværsnits-SEM-observationer efter Ge-vækst.

Derudover var tykkelsen af masken SiO2-lagene 30 nm ifølge tværsnitsobservationerne af SEM og spektroskopiske ellipsometrimålinger. Sådanne tynde SiO2-lag blev anvendt til at undersøge TDD-reduktionen, der er forklaret i figur 3 og figur 4, hvilket fjernede effekten af epitaksial halsning på ART. I det nuværende arbejde er billedformaterne lavere end 0,05, hvilket er lille nok til at ignorere effekten af epitaksial halsning på ART.

Figur 6a viser et tværsnit af HAADF STEM for en SEG med Si 0,3 Ge 0,7 afgrænsningslag, og en skematisk illustration af figur 6a er vist i figur 6b (W-vindue = 0,66 μm,W-maske = 0,84μm). Afgrænsningslagene Si0,3 Ge 0,7viser tydeligt overfladeformerne under væksten ved 700 °C. STEM-billedet viser Ge-overfladerne på hvert væksttrin fra rundformet SEG til et fladt epitaksialt lag dannet efter sammensmeltningen. Vækstraten lige efter sammensmeltningen er stærkt forbedret i de sammensmeltede områder. Denne hurtige vækst er sandsynligvis induceret af Ge-epilaget, hvilket minimerer dets overfladeareal for at blive energisk stabiliseret.

I modsætning til den rene Ge SEG viser de præsenterede Ge SEG med Si 0,3 Ge0,7afgrænsningslag befugtning med SiO2-maskerne (figur 8a). Forskellen i befugtning skyldes måske indsættelsen af Si0,3Ge0,7 afgrænsningslag, hvis kimdannelse forbedres påSiO2-lag, der er usandsynligt Ge.

Fladtopsamlet Ge (blåcirklede områder i figur 5a og figur 5e) bruges til EPD-målinger. Ge-lagene blev ætset i gennemsnit med 200 nm. Typiske AFM-billeder efter ætsning er vist i figur 7a og figur 7b, taget for 1,15 μm tyk sammensmeltet Ge dyrket ved 700 °C (W-vindue = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm) og 2,67 μm tyk sammensmeltet Ge dyrket ved 650 °C (W-vindue = 0,66 μm og W-maske = 0,34 μm). Som reference er billedet af det 1,89 μm tykke tæppe Ge dyrket ved 700 °C vist i figur 7c. De mørke prikker i AFM-billederne er ætsede gruber, der indikerer tilstedeværelsen af TD'er. EPD-værdierne fra figur 7a-7c blev opnået til at være henholdsvis 7,0 x 10 7/cm 2, 7,9 x 10 7/cm 2 og 8,7 x 107/cm 2. Vores tidligere rapporter viste, at de opnåede EPD'er i denne ætsningstilstand er lig med TDD'er bestemt ved plan-view transmissionselektronmikroskopi (TEM)4,32,33,34. Den målte EPD for tæppe Ge-lag (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) stemmer godt overens med TDD opnået ved planvisning TEM-observation med et relativt stort areal på 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2), hvilket indikerer, at EPD er lig med TDD.

For at sammenligne de eksperimentelt opnåede TDD'er med beregninger skal der tages hensyn til effekten af tykkelse på TDD. Der er en tendens til, at TDD falder, når Ge-tykkelsen stiger på grund af øgede chancer for parudslettelse af TD'er. Derfor bør reduktionen af TDD observeret for den sammensmeltede Ge, tyndere end tæppe Ge, tilskrives mekanismen beskrevet i figur 3 og figur 4 (dvs. vi skal beregne den normaliserede TDD for at sammenligne de eksperimentelt opnåede TDD'er med de beregnede i figur 4). Før normaliseringen blev der udført en korrektion af TDD for tæppe Ge (ρtæppe) under hensyntagen til tykkelsen og væksttemperaturen på TDD. I lighed med de tidligere rapporter udtrykkes35,36 ρtæppe [/cm2] omtrent som 2,52 x 1013 x [d (nm)]-1,57 for Ge-lagene dyrket i temperaturområdet 530-650 °C ved anvendelse af en UHV-CVD. Her er d tykkelsen af tæppet Ge-laget. ρtæppe [/cm2] reduceres for Ge-lagene dyrket ved 700 °C og udtrykkes omtrent som 2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37.

Figur 7d viser den normaliserede TDD som funktion af APR, W vindue / (Wvindue + Wmaske). TDD'er i sammensmeltet Ge dyrket ved 650 °C vises som blå trekanter og TDD'er dyrket ved 700 °C som røde diamanter. Da SEG Ge ved 650 °C viser en vis befugtning med SiO2-masken, bør vækstdataene falde mellem de sorte og blå linjer. SEG Ge ved 700 °C skal være på den røde linje. De eksperimentelle resultater stemmer godt overens med beregningen baseret på tværsnitsform og befugtningsforhold.

Som beskrevet ovenfor konkluderes det, at TD'ernes opførsel forklares godt af modellen baseret på billedkraften af vækstoverflader på TD'er. For at forstå interaktionen mellem TD og overfladen har vi observeret TD'er med en lysfelttværsnits-STEM. En defekt observeres bøjet og afsluttet på en overflade af et semicylindrisk hulrum i figur 8a. Denne opførsel af TD svarer meget til beregnede baner for TD'er vist i figur 3. Den observerede bane for TD gengiver imidlertid ikke nøjagtigt den, vi forudsagde i figur 3. Forskellen ville blive forklaret som resultatet af en TD-transformation for at minimere dens energi under eller efter væksten (f.eks. temperaturfald fra væksttemperatur til stuetemperatur). Figur 8b viser en simulering af belastning i det sammensmeltede Ge-epilag på Si. Trækbelastning induceres i Ge-laget på Si på grund af uoverensstemmelsen mellem termisk ekspansionskoefficient mellem Ge og Si. Simuleringen indikerer, at belastningsakkumulering forekommer øverst i de semicylindriske hulrum og belastningsafslapning ved undergrundslaget af de halvcylindriske hulrum, hvilket ville motivere TD'er til at transformere.

På den anden side viser figur 8c defektgenerering øverst i et tomrum, selv om generationspunktet ville blive fjernet under forberedelsen af TEM-prøven. Fejlen i figur 8c er tæt på en ret linje, men vinklen mellem defekten og (001)planet (≈78,3°) stemmer ikke overens med vinklen for det {111} plan (54,7°).

Elektrondiffaktionsmønsteret vist i figur 8d blev opnået nær defekten i figur 8c. Fraværet af streaklys indikerer, at der ikke bør være en 2D-struktur (dvs. defekten er en forskydning). I tidligere rapporter blev der dannet 28,29,30,31,37, 2D-defekter, der tydeligt viste et stribelys i elektrondiffraktionsmønstre, hvilket er imod det, der observeres i dette arbejde. Observationsresultaterne (fraværet af 2D-defekter) understøtter forudsigelsen om, at hulrummene og deres frie overflader bidrager til at frigøre belastning i Ge på Si eller på anden måde forårsager krystalfejlorienteringer mellem tilstødende SEG Ge-lag. Dette er i overensstemmelse med en tidligere rapport, der kort tyder på, at dannelsen af 2D-defekter forhindres i sammensmeltede SEG Ge-lag med hulrum på SiO 2-maskerne38.

Der er to kandidater til TD-generationen vist i figur 10c: stammefordelingen og fejlorienteringen mellem SEG Ge-lag. I epitaksial Ge på Si induceres trækbelastningen i Ge på grund af uoverensstemmelsen mellem termisk ekspansionskoefficient mellem Ge og Si39. Simuleringsresultatet vist i figur 8b indikerer akkumulering af trækstamme (~0,5%) øverst i tomrummet som nævnt ovenfor. En sådan belastningsakkumulering øverst på tomrummet kan resultere i TD-generering vist i figur 8c. En anden kandidat, fejlorienteringen mellem SEG Ge-lag, antages at generere 2D-defekter som observeret i tidligere rapporter, der viser sammensmeltning af SEG Ge-lag 28,29,30,31,37. I det foreliggende arbejde ville frembringelsen af 2D-defekter imidlertid blive undertrykt på grund af tilstedeværelsen af hulrum som kort nævnt i en tidligere rapport38, men resultere i TD-generering på grund af ufuldstændig undertrykkelse. Mere detaljeret diskussion for den fejlorienteringsinducerede dislokation vil blive beskrevet i en senere del med skematiske illustrationer (figur 12).

Figur 9a og figur 9b viser TEM-billeder med lysfeltplan af henholdsvis et sammensmeltet Ge-lag (W-vindue = 0,82 μm,W-maske = 0,68 μm) og et tæppe Ge-lag, der er dyrket på det samme substrat. Til TEM-observationerne blev TEM-prøverne dannet ved hjælp af de øverste 200 nm-områder af Ge-lagene som beskrevet i trin 2.4.3 og er angivet med røde stiplede firkanter i det skematiske tværsnit øverst i figur 9. SiO2-maskestriber er justeret til [110] retningen for den sammensmeltede Ge i figur 9a. Det plan-tem-billede, der er vist i figur 9a, blev taget for et område på 6 μm x 8 μm. Selvom der er fem par SiO 2-masker og Si-vinduesområder i dette TEM-billede, kan områderne over SiO 2-maskerne og Si-vinduerne ikke skelnes i TEM-billedet. Dette skyldes, at det observerede område (top 200 nm) er langt over, hvor semicylindriske hulrum er placeret (nederste 150 nm).

Det konstateres, at TDD'er opnået fra figur 9a og figur 9b er henholdsvis 4,8 x 10 7/cm2 og 8,8 x 107/cm2. Som vist i figur 7d viser EPD-målinger, at TDD i det sammensmeltede Ge-lag (W-vindue = 0,82 μm ogW-maske = 0,68 μm) er 4 x 107 cm-2. TDD i figur 9a viser således en god overensstemmelse med EPD vist i figur 7. Det er også bemærkelsesværdigt, at hverken EPD-målinger eller TEM-observationer viser TDD-stigning, hvilket ofte vises, når SEG Ge-lag samles (dvs. TDD-stigningen på grund af generering af TD'er (figur 8b) undertrykkes i en sådan grad, at TDD-stigningen er uvidende i det nuværende TDD-interval (i størrelsesordenen 107/cm2)).

Det skal bemærkes, at et TD-frit område så stort som 4 μm x 4 μm realiseres i den sammensmeltede Ge, som i figur 9a. Selv om tæppet Ge i figur 9b viser TD'er med en relativt ensartet fordeling, har den sammensmeltede Ge høje og lave TDD-områder. Sådanne forskelle i TD-fordelingen tyder på, at der vil kunne opnås yderligere TDD-reduktion i det sammensmeltede Ge. 1 TD i et område på 4 μm x 4 μm, som observeres i figur 9a, svarer til TDD på 6,25 x 106/cm2.

Sammenligner man sammensmeltet Ge (figur 9a) og tæppe Ge (figur 9b), er det klart, at længderne af defektlinjerne i sammensmeltet Ge er længere end længderne i tæppe Ge. I sammensmeltet Ge er der typisk 1 μm lange defektlinjer, og de er justeret til [110] retningen. Bemærk, at [110]-retningen er længderetningen for SiO2-striberne. Der er to mulige forklaringer på sådanne lange defektlinjer: (i) 2D-defekter observeres, og (ii) forskydninger hælder i [110] retningen. Imidlertid nægtes 2D-defekter straks på grund af bredden af de observerede lange defekter (dvs. 2D-defekter på {111} fly skal vise bredere defektlinjer). Geometrisk skal 2D-defekter på de {111} planer vise 140 nm brede defektlinjer under hensyntagen til tykkelsen af TEM-prøven (200 nm) og vinklen på {111} med (001) planer (54,7°). Plan-view TEM-billedet viser, at defektlinjerne er 10-20 nm i bredden, hvilket er meget smallere end 140 nm. De fejl, der vises som lange linjer, skal således tilskrives ii) forskydninger, der hælder i [110] retningen. En simpel geometrisk beregning giver vinklen mellem de skrå forskydninger og (001) planer: tan−1(200 nm/1 μm) = 11,3°. Bemærk, at TD'er i tæppe Ge som vist i figur 8b har tendens til at blive rettet næsten lodret mod underlaget, hvis der ikke udføres udglødning efter vækst, der viser små sorte prikker i plan-visning TEM-billeder.

For en mere detaljeret analyse af de skrånende TD'er observeres et lille område med høj TDD vilkårligt som i figur 10. TEM-prøven blev fremstillet ud fra de øverste 200 nm af det sammensmeltede Ge-lag, det samme som plan-view TEM-observationerne ovenfor.

Figur 10a og figur 10b viser mørkefelt (g = [220] for figur 12a og [Equation] for figur 12b) TEM-billeder taget i samme område. I figur 12 blev der observeret fire skrå forskydninger i et område på 4 μm x 4 μm. Figur 10b afslører, at en skrånende dislokation (den rødcirklede forsvinder), når diffraktionsvektoren g = [], hvilket indikerer, at Burgers-vektoren er bestemt til at være [110] eller [EquationEquation] for den rødcirklede dislokation. Da defektledningen er i [110] retning, viser forskydningen sig at være en skrueforskydning. De tre andre skrå forskydninger (grøncirklede forskydninger) tilskrives de blandede forskydninger, fordi de ikke forsvandt, uanset hvilken diffraktionsvektor g der blev valgt.

Der er to mulige forklaringer på hældningen af TD'er i sammensmeltede Ge-lag: (i) Ge-vækst i [110] retning og (ii) fejlgenerering, når SEG Ge-lag samles.

Ge vækst i [110] retning

Figur 11 viser et planvisnings-SEM-billede og vækstprocessen til dannelse af et fladt epitaksialt lag fra en ikke-plan SEG-overflade som en skematisk film. Reflekterende kantbølgen af SiO 2-stribemønstrene dannet af EB-litografien og våd kemisk ætsning, starter sammensmeltningen fortrinsvis på nogle punkter og fortsætter derefter i [110] og [Equation] retningerne over SiO2-maskerne. Figur 11b og figur 11c viser skematisk fugleperspektiv og (Equation) tværsnitsbillede, når SEG Ge-lagene er delvist sammenkoblet. En TD genereret i et vækstvindue vises over tomrummet som vist i figur 3, og derefter begynder TD'erne at forplante sig i retning [110] eller [Equation] på grund af billedkraften. Dette fører til TD'er, der hælder i [110] retning (som i figur 9a). Den røde ubrudte linje i figur 11c viser en TD bøjet i [110] retning i henhold til modellen ovenfor, hvilket forklarer tilstedeværelsen af de skrånende TD'er, der observeres i figur 9a og figur 10 på et kvalitativt grundlag.

Mekanismen kan forklare både kant- og skrue-TD'er under hensyntagen til Burgers-vektorerne for TD'er, der genereres ved Ge/Si-grænseflader40. Da Ge dyrkes på et Si-substrat, dannes kantforskydninger (MD'er) for at frigive belastning, og MD'er justeres i retning [110] eller [Equation]. MD'erne danner gevindsegmenter (dvs. TD'er), og Burgers-vektorerne for TD'erne stammer fra MD'er, der er justeret i [110] retning (MD110), er a / 2 [] eller a / 2 [EquationEquation] (a: gitterkonstanten). På den anden side er Burgers-vektorerne a/2[110] eller a/2[] for TD'erne, der stammer fra MD'er, der er justeret i [EquationEquation] retning (Equation 21). I tilfælde af at TD'erne fra MD 110 hælder i [110] retningen, viser plan-view TEM-observationer TD'erne som kantforskydninger. Tilsvarende, når TD'erne fra Equation 21 hælder til [110] retningen, observeres de som skrueforskydninger.

Fejlgenerering, når SEG Ge-lag samles

Figur 12 viser skemaer, der forklarer generering af defekter, når SEG Ge-lag samles med lille rotation (dvs. fejlorientering). Som skematisk illustreret i figur 12 skal fejlorienteringen generere kant/skrue/blandede forskydninger ved koalescensgrænsefladen. I figur 12 nedbrydes fejlorientering mellem to SEG Ge-lag i [110] retning i tre typer rotationer. Figur 12a-12c viser rotationen omkring henholdsvis [110]-aksen, [001]-aksen og [Equation]-aksen.

Sammensmeltningen i figur 12 antages at forekomme mellem et strengt epitaksialt Ge-lag (Ge (001)) og et tilstødende SEG Ge-lag med en fejlorientering (m-Ge). Rotationen omkring [110]-aksen (figur 12a) resulterer i generering af kantforskydninger parallelt med [110]-retningen ved grænsen angivet som en stiplet linje. På samme måde genereres kantforskydningerne parallelt med [001]-retningen, som i figur 12b, som et resultat af rotationen omkring [001]-aksen. På den anden side genererer rotationen omkring [] -aksen, vist i figur 12c, et skruedislokationsnetværk, der består af forskydninger af b = [110] og b = [Equation001], der ligner tilfældet for direkte binding af Si (001) overflader, der viser skruedislokationsnetværk41. Skruen TD observeret i figur 10 kunne tilskrives sammensmeltningen med fejlorientering af en rotation omkring [Equation] aksen. Kombinationen af rotationer omkring [110] aksen (figur 12a) og omkring [Equation] aksen (figur 12c) kan forklare de blandede TD'er vist i figur 12. Den blandede dislokation, der er vist i figur 9b, forklares også ved kombinationen af rotationen omkring [001]-aksen (figur 12b) og rotationen på [Equation]-aksen (figur 12c).

Hvis det antages, at forskydningerne, der stammer fra fejlorienteringen, genereres med en tæthed på 1 x 107/cm2, anslås den gennemsnitlige rotationsvinkel omkring [Equation] aksen til at være 0,034°42. Sammenlignet med estimatet har vi allerede rapporteret, at der er udsving i orienteringen i et linjeformet SEG Ge-lag for 100 buesek (= 0,028°), der anvender mikrostrålerøntgendiffraktionsobservationer43. De rapporterede udsving i orientering og estimeret rotationsvinkel viser god overensstemmelse, hvilket understøtter TD-genereringsmekanismen baseret på fejlorienteringer.

Figure 1
Figur 1: Skematiske illustrationer af linje- og mellemrumsformede og 4 mm firkantede SEG-masker på et Si(001)-substrat. Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 2
Figur 2: Billeder af dele af en UHV-CVD-maskine; gasskab, proceskammer, lastlåsekammer og betjeningscomputer. Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 3
Figur 3: Beregnede baner for 4 TD'er i (a) rundformet SEG-oprindelse, blændeforhold = 0,8, (b) rundformet SEG-oprindelse, blændeforhold = 0,1, (c) {113}-facetteret SEG-oprindelse, blændeforhold = 0,8 og (d) {113}-facetteret SEG-oprindelse, blændeforhold = 0,1. Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 4
Figur 4: Beregnede TDD'er i sammenlagt Ge stammer fra {113}-facetteret SEG Ge (blå linje) og rundformet SEG Ge (rød linje). Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 5
Figur 5: Fordelingskort og SEM-billeder af sammensmeltede/ikke-sammensmeltede Ge-lag. Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 6
Figur 6: a) Et tværsnitsbillede af HAADF STEM-stammen af sammensmeltet Ge (W-vindue = 0,66 μm, W-maske = 0,84 μm) dyrket ved 700 °C med 10 nm-tykke Si0,3Ge0,7 afgrænsningslag, og b) en skematisk illustration svarende til betingelserne i litra a). Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 7
Figur 7: Typiske AFM-billeder til måling af EPD'er for a) 1,15 μm tyk sammensmeltet Ge dyrket ved 700 °C (W-vindue = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm), b) 2,67 μm tyk sammensmeltet Ge dyrket ved 650 °C (W-vindue = 0,86 μm og W-maske = 0,34 μm) og c) 1,89 μm tykt tæppe Ge dyrket ved 700 °C, og sammenfatning af EPD-måleresultaterne i (d). Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 8
Figur 8:(110) tværsnitsbilleder (a) STEM- og (b) TEM-billeder af sammensmeltede Ge-lag (W-vindue = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm), c) elektrondiffraktionsmønster opnået nær defekten vist i (b) og (d) simulering af finite element method-resultat af en stammefordeling i den sammensmeltede Ge. Figur 9a, c) og d) er ændret fra 20. Klik her for at se en større version af denne figur. 

Figure 9
Figur 9:TEM-billeder af et sammensmeltet Ge-lag (W-vindue = 0,82 μm, W-maske = 0,68 μm) og (b) et tæppe Ge-lag. Klik her for at se en større version af denne figur. 

Figure 10
Figur 10: Plan-view TEM-billeder af et lille område med højt TDD-indhold med g-vektorer på (a) [220] og (b) [Equation]. Dette tal er ændret fra 20. Klik her for at se en større version af denne figur.

Figure 11
Figur 11: (a) Et planbillede af SEM, (b) et skematisk billede i fugleperspektiv og (c) et (Equation) tværsnitsskematisk billede af en delvist sammensmeltet SEG Ge. Dette tal er ændret fra 20. Klik her for at downloade denne video.

Figure 12
Figur 12: Skemaer over fejlgenerering, når SEG Ge-lag samles med krystalrotation omkring (a) [110], (b) [001] og (c) [Equation] orientering. Dette tal er ændret fra 20. Klik her for at se en større version af denne figur. 

Metode Opnået TDD (cm-2) Temperatur (°C) Bufferlagets tykkelse
Termisk glødning 2e7 ≈900 °C ≈100 nm
(buffer ved lav temperatur)
SiGe-klassificeret buffer 1e6 væksttemperatur (600-700 °C) 2–3 μm
KUNST 1e6 væksttemperatur (600-700 °C) 500-1000 nm
Si søjle frø 1E5 ≈800 °C ≈5 μm
Dette arbejde 4e7 væksttemperatur
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabel 1: En oversigt over opnåede TDD og ulemper i lyset af fotonisk enhedsanvendelse til konventionelle/præsenterede TDD-reduktionsmetoder.

Supplerende figur 1: Fire typiske metoder, der i vid udstrækning anvendes til at reducere TDD i epitaksial Ge på Si: (a) termisk glødning, (b) SiGe-klassificeret buffer, (c) Aspect ratio trapping (ART) og (d) Si-søjlefrø. Klik her for at downloade denne figur.

Supplerende video 1: Skematiske illustrationer af en TD bøjet på grund af billedkraft i en rundformet SEG Ge.  Klik her for at downloade denne video.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

I det foreliggende arbejde blev TDD på 4 x 107/cm2 eksperimentelt vist. For yderligere TDD-reduktion er der hovedsageligt 2 kritiske trin inden for protokollen: SEG-maskeforberedelse og epitaksial Ge-vækst.

Vores model vist i figur 4 indikerer, at TDD kan reduceres lavere end 107 / cm2 i sammensmeltet Ge, når APR, W vindue / (Wvindue + Wmaske), er så lille som 0,1. Mod yderligere TDD-reduktion bør SEG-masker med mindre APR udarbejdes. Som nævnt i trin 2.1.2 var minimumsværdierne forW-vindue ogW-maske henholdsvis 0,5 μm og 0,3 μm, begrænset af opløsningen i det anvendte EB-litografisystem. En enkel metode til at reducere APR er at ændre litografi og ætsningsprocesser (f.eks. at bruge en anden fotoresist, at bruge bedre litografisystem, at bruge tyndere SiO2-lag med lavere BHF-ætsning osv.). Moden litografi og ætsningsproces muliggør SEG-masker smallere end 100 nm. I det foreliggende arbejde blev sammensmeltet Ge med en flad topoverflade opnået, når Wmaske≤1 μm. Således vil W-vindue på 100 nm ogW-maske på 900 nm (APR = 0,1) give os sammensmeltet Ge med flad topoverflade under de nuværende vækstbetingelser.

Derudover bør ændringen af SEG-maskeforberedelse medføre mindre kantbølge af SEG-masker, hvilket resulterer i undertrykkelse af fejlorientering mellem Ge SEG-lag. TD-generationen, når SEG Ge-lag samles (figur 11), undertrykkes som følge af modifikationen af SEG-maskeforberedelsen.

Som det fremgår af beregningsresultaterne (figur 3), er det nødvendigt at undertrykke Ge-væksten påSiO2 for at reducere TDD. Undertrykkelsen af Ge-vækst på SiO2 bringes ved modifikation af Ge-væksttrin (dvs. forhøjelse af væksttemperatur, rotation af SEG-maske, introduktion afH2-gas og reduktion af trykket af GeH4-gas44,45).

TDD-reduktionsmetoden, der foreslås/verificeres i dette arbejde, er bedre end eksisterende metoder med hensyn til anvendelse af Ge-fotoniske enheder (dvs. TDD reduceres uden termisk glødning eller tykke bufferlag). Den maksimale procestemperatur var 700 °C, hvilket er væksttemperaturen, og hulrummets højde var ≈150 nm. Sammenlignet med eksisterende metoder er den maksimale temperatur lavere end udglødningstemperaturen (typisk 900 °C)7, og hulrummets højde er lavere end SiGe-klassificerede bufferlag (typisk flere μm)10, SiO2-render til ART (typisk 0,5-1 μm)13 og bufferlag til Ge-vækst på Si-søjler (typisk ≈5 μm)18. Sammenligningen af konventionelle/præsenterede metoder er opsummeret i tabel 1.

I betragtning af fodaftrykket af en typisk Ge-fotonisk enhed (≈100 μm 2) vil TDD lavere end 106 / cm2 og et antal TD < 1 / enhed være det endelige mål. Da den teoretiske grænse for TDD for denne metode er 0, er TDD lavere end 106/cm2 potentielt opnåelig. Mod målet vil mere optimeret litografi og ætsning blive undersøgt.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Disclosures

Forfatterne har intet at afsløre.

Acknowledgments

Dette arbejde blev støttet økonomisk af Japan Society for the Promotion of Science (JSPS) KAKENHI (17J10044) fra ministeriet for uddannelse, kultur, sport, videnskab og teknologi (MEXT), Japan. Fabrikationsprocesserne blev støttet af "Nanotechnology Platform" (projekt nr. 12024046), MEXT, Japan. Forfatterne vil gerne takke Mr. K. Yamashita og Ms. S. Hirata, University of Tokyo, for deres hjælp med TEM observationer.

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

Engineering Silicium fotonik germanium Ge krystalvækst selektiv epitaksial vækst gevind dislokation tæthed billedkraft teoretisk beregning kemisk dampaflejring CVD transmission elektron mikroskop TEM
Teoretisk beregning og eksperimentel verifikation for dislokationsreduktion i germaniumepitaksiale lag med semicylindriske hulrum på silicium
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