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Engineering

Theoretische Berechnung und experimenteller Nachweis zur Versetzungsreduktion in Germanium-Epitaxieschichten mit semizylindrischen Hohlräumen auf Silizium

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

Theoretische Berechnungen und experimentelle Nachweise werden für eine Verringerung der Dichte der Gewindeversetzungen (TD) in Germanium-Epitaxieschichten mit semizylindrischen Hohlräumen auf Silizium vorgeschlagen. Es werden Berechnungen vorgestellt, die auf der Wechselwirkung von TDs und Oberfläche über Bildkraft, TD-Messungen und transmissionselektronenmikroskopische Beobachtungen von TDs basieren.

Abstract

Die Reduzierung der Gewindeversetzungsdichte (TDD) in epitaktischem Germanium (Ge) auf Silizium (Si) war eine der wichtigsten Herausforderungen für die Realisierung monolithisch integrierter photonischer Schaltkreise. Die vorliegende Arbeit beschreibt Methoden der theoretischen Berechnung und experimentellen Verifikation eines neuartigen Modells zur Reduktion von TDD. Die Methode der theoretischen Berechnung beschreibt die Biegung von Gewindeversetzungen (TDs) basierend auf der Wechselwirkung von TDs und nicht-planaren Wachstumsflächen des selektiven epitaktischen Wachstums (SEG) in Bezug auf die Versetzungsbildkraft. Die Berechnung zeigt, dass das Vorhandensein von Hohlräumen auf SiO2 -Masken dazu beiträgt, TDD zu reduzieren. Die experimentelle Verifizierung wird durch Germanium (Ge) SEG unter Verwendung einer chemischen Ultrahochvakuum-Gasphasenabscheidungsmethode und TD-Beobachtungen des gezüchteten Ge mittels Ätzen und Querschnittstransmissionselektronenmikroskop (TEM) beschrieben. Es wird stark vermutet, dass die TDD-Reduktion auf das Vorhandensein von halbzylindrischen Hohlräumen über den SiO2-SEG-Masken und der Wachstumstemperatur zurückzuführen ist. Zur experimentellen Überprüfung werden epitaktische Ge-Schichten mit halbzylindrischen Hohlräumen als Ergebnis von SEG von Ge-Schichten und deren Koaleszenz gebildet. Die experimentell erhaltenen TDDs reproduzieren die berechneten TDDs auf der Grundlage des theoretischen Modells. TEM-Beobachtungen im Querschnitt zeigen, dass sowohl die Terminierung als auch die Erzeugung von TDs in semizylindrischen Hohlräumen auftreten. Draufsicht-TEM-Beobachtungen zeigen ein einzigartiges Verhalten von TDs in Ge mit halbzylindrischen Hohlräumen (d.h. TDs sind so gebogen, dass sie parallel zu den SEG-Masken und dem Si-Substrat sind).

Introduction

Epitaktisches Ge on Si hat als aktive photonische Bauelementplattform großes Interesse geweckt, da Ge Licht im optischen Kommunikationsbereich (1,3-1,6 μm) detektieren/emittieren kann und mit Si-CMOS-Verarbeitungstechniken (komplementärer Metalloxid-Halbleiter) kompatibel ist. Da die Gitterfehlanpassung zwischen Ge und Si jedoch bis zu 4,2% beträgt, bilden sich in Ge-Epitaxieschichten auf Si Gewindeversetzungen (TDs) mit einer Dichte von ~109/cm2. Die Leistung von photonischen Ge-Bauelementen wird durch TDs verschlechtert, da TDs als Trägererzeugungszentren in Ge-Photodetektoren (PDs) und Modulatoren (MODs) und als Ladungsträger-Rekombinationszentren in Laserdioden (LDs) fungieren. Im Gegenzug würden sie den Sperrleckstrom (J-Leck) in PDs und MODs 1,2,3 und den Schwellenstrom (Jth) in LDs 4,5,6 erhöhen.

Es wurde über verschiedene Versuche berichtet, die TD-Dichte (TDD) in Ge on Si zu reduzieren (ergänzende Abbildung 1). Das thermische Glühen stimuliert die Bewegung von TDs, was zu einer Reduzierung der TDD führt, typischerweise auf 2 x 107/cm2. Der Nachteil ist die mögliche Vermischung von Si und Ge und die Ausdiffusion von Dotierstoffen in Ge wie Phosphor 7,8,9 (Ergänzende Abbildung 1a). Die SiGe-abgestufte Pufferschicht 10,11,12 erhöht die kritischen Dicken und unterdrückt die Erzeugung von TDs, was zu einer Reduzierung der TDD führt, typischerweise auf 2 x 10 6/cm2. Der Nachteil hierbei ist, dass der dicke Puffer die Lichtkopplungseffizienz zwischen Ge-Bauelementen und darunter liegenden Si-Wellenleitern verringert (ergänzende Abbildung 1b). Aspect Ratio Trapping (ART)13,14,15 ist eine Methode des selektiven epitaktischen Wachstums (SEG) und reduziert TDs durch Einfangen von TDs an den Seitenwänden dickerSiO2-Gräben, typischerweise auf <1 x 10 6/cm2. Die ART-Methode verwendet eine dicke SiO2-Maske, um TDD in Ge gegenüber denSiO2-Masken zu reduzieren, die weit über Si liegen und den gleichen Nachteil aufweisen (ergänzende Abbildung 1b,1c). Das Ge-Wachstum auf Si-Säulensamen und das Glühenvon 16,17,18 ähneln der ART-Methode und ermöglichen das TD-Einfangen durch das hohe Aspektverhältnis Ge-Wachstum auf <1 x 10 5/cm2. Das Hochtemperaturglühen für die Ge-Koaleszenz hat jedoch die gleichen Nachteile in der ergänzenden Abbildung 1a-c (ergänzende Abbildung 1d).

Um ein epitaktisches Wachstum mit niedrigem TDD-Ge auf Si zu erreichen, das frei von den Nachteilen der oben genannten Methoden ist, haben wir eine Koaleszenz-induzierte TDD-Reduktion 19,20 vorgeschlagen, basierend auf den folgenden zwei Schlüsselbeobachtungen, die bisher im SEG Ge-Wachstum berichtet wurden 7,15,21,22,23 : 1) TDs werden so gebogen, dass sie senkrecht zu den Wachstumsoberflächen sind (beobachtet durch das Querschnittstransmissionselektronenmikroskop (TEM)), und 2) die Koaleszenz von SEG Ge-Schichten führt zur Bildung von halbzylindrischen Hohlräumen über denSiO2-Masken.

Wir haben angenommen, dass die TDs aufgrund der Bildkraft von der Wachstumsoberfläche gebogen werden. Im Fall von Ge auf Si erzeugt die Bildkraft 1,38 GPa und 1,86 GPa Schubspannungen für Schraubenversetzungen und Kantenversetzungen in Abständen von 1 nm von den freien Oberflächen bzw.19. Die berechneten Schubspannungen sind signifikant größer als die Peierls-Spannung von 0,5 GPa, die für 60°-Versetzungen in Ge24 angegeben wurde. Die Berechnung prognostiziert eine TDD-Reduktion in Ge-SEG-Schichten auf quantitativer Basis und stimmt gut mit dem SEG Ge-Wachstum19 überein. TEM-Beobachtungen von TDs werden durchgeführt, um das TD-Verhalten im vorgestellten SEG Ge-Wachstum auf Si20 zu verstehen. Die bildkraftinduzierte TDD-Reduktion ist frei von jeglichem thermischen Annealing oder dicken Pufferschichten und eignet sich daher besser für die Anwendung in photonischen Bauelementen.

In diesem Artikel beschreiben wir spezifische Methoden für die theoretische Berechnung und experimentelle Überprüfung, die in der vorgeschlagenen TDD-Reduktionsmethode verwendet werden.

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Protocol

1. Theoretisches Berechnungsverfahren

  1. Berechnen Sie Trajektorien von TDs. Nehmen Sie bei der Berechnung an, dass die SEG-Masken dünn genug sind, um den ART-Effekt auf die TDD-Reduktion zu ignorieren.
    1. Bestimmen Sie Wachstumsoberflächen und drücken Sie sie durch Gleichung(en) aus. Drücken Sie beispielsweise die zeitliche Entwicklung eines runden Querschnitts einer SEG Ge-Schicht mit dem Zeitentwicklungsparameter n = i, SEG Ge-Höhen (h i) und SEG Ge-Radien (ri) aus, wie im ergänzenden Video 1a und Gl. (1) gezeigt:
      Equation 4
    2. Bestimmen Sie normale Richtungen für eine beliebige Position auf den Wachstumsflächen. Beschreiben Sie für das SEG Ge mit rundem Querschnitt die Normallinie bei (x i , yi) als Equation 7, die im ergänzenden Video 1b als rote Linie dargestellt ist. Erhalten Sie dann die Kante des TD (x i + 1 , y i + 1) vom Punkt (x i , y i), indem Sie die folgenden simultanen Gleichungen lösen:
      Equation 10
    3. Berechnen Sie eine Trajektorie eines TD in Abhängigkeit vom Ort der TD-Erzeugung (x 0, 0), wie in Ergänzendes Video 1c gezeigt. Mit anderen Worten, eine Trajektorie für einen beliebigen TD kann nach der oben beschriebenen Methode berechnet werden.
    4. Berechnen Sie die TDD unter der Annahme, dass TDs in die Bodenfläche eindringen und zur Verringerung der TDD beitragen (d. h. TDs unterhalb des Punktes, an dem SEG Ge-Schichten verschmelzen, werden von halbzylindrischen Hohlräumen eingeschlossen und erscheinen niemals auf der Oberseite).

2. Verfahren zur experimentellen Überprüfung

  1. Vorbereitung der SEG-Maske
    1. Definieren Sie vor der Herstellung von SEG-Masken die Wachstumsbereiche von Ge, indem Sie eine Designdatei erstellen. In der vorliegenden Arbeit werden Linien- und Raummuster, die auf die [110] Richtung ausgerichtet sind, und quadratische Si-Fensterflächen von 4 mm Breite mit kommerzieller Software (z. B. AutoCAD) vorbereitet.
    2. Bestimmen Sie das Design von SEG-Masken (insbesondereW-Fenster undW-Maske) mit der Software. Das W-Fenster ist die Fensterbreite (Si-Seed-Breite) und dieW-Maske ist die SiO2-Maskenbreite, so dass SEGGe-Schichten mit ihren benachbarten verschmelzen können. Bestimmen Sie dasW-Fenster und dieW-Maske, indem Sie Rechtecke zeichnen, indem Sie auf Datei öffnen → Struktur → Rechteck oder Polylinie klicken.
      HINWEIS: Die Breite der Rechtecke wird zumW-Fenster und das Intervall der Rechtecke zurW-Maske. In der vorliegenden Arbeit liegen die Mindestwerte desW-Fensters und derW-Maske bei 0,5 μm bzw. 0,3 μm, die durch die Auflösung im verwendeten EB-Lithographiesystem eingeschränkt sind.
    3. Zeichnen Sie als Referenzen quadratische Si-Fensterflächen mit einer Breite von 4 mm in der Breite D, die als Deckenflächen betrachtet werden. Klicken Sie auf Datei öffnen → Struktur → Rechteck oder Polylinie , um das quadratische Si-Fenster zu zeichnen. Verwenden Sie die in Abbildung 1 gezeigten Schaltpläne, um die Linien- und Abstandsmuster und die quadratische Deckenfläche von 4 mm vorzubereiten.
    4. Bereiten Sie B-dotierte p-Si (001) -Substrate mit einem spezifischen Widerstand von 1-100 Ω∙cm vor. Verwenden Sie in der vorliegenden Arbeit 4-Zoll-Si-Substrate. Reinigen Sie die Substratoberflächen bei Bedarf mit Piranha-Lösung (einer Mischung aus 20 ml 30% H2O2 und 80 ml 96%H2SO4).
    5. Öffnen Sie den Deckel eines Rohrofens und laden Sie die Si-Substrate mit einem Glasstab in den Ofen. In der vorliegenden Arbeit werden 10 Si-Substrate gleichzeitig oxidiert.
    6. Beginnen Sie, trockenes N2 -Gas in den Ofen zu blasen, indem Sie das Gasventil öffnen. Stellen Sie dann den Gasdurchfluss auf 0,5 l / m ein, indem Sie das Ventil steuern.
    7. Stellen Sie die Glühtemperatur ein, indem Sie das Programm ändern. Verwenden Sie in der vorliegenden Arbeit den "Musterschritt (Modus 2)" und stellen Sie die Prozesstemperatur auf 900 °C ein. Führen Sie dann das Programm aus, indem Sie Funktion drücken → ausführen.
    8. Wenn die Temperatur 900 °C erreicht, schließen Sie das trockene N 2 -Ventil, öffnen Sie das trockene O 2 -Ventil (O2 Durchfluss = 1 l / m) und halten Sie es 2 h lang.
      HINWEIS: Führen Sie die Schritte 2.1.9 bis 2.1.16 in einem gelben Raum aus.
    9. Die oxidierten Si-Substrate werden mit einem Tensid (OAP) mit einem Schleuderbeschichter bestreut und anschließend bei 110 °C 90 s auf einer Kochplatte gebacken.
    10. Nach der Tensidbeschichtung werden die Si-Substrate mit einem Fotolack (z. B. ZEP520A) mit einem Schleudercoater beschichtet und anschließend bei 180 °C 5 min auf einer Kochplatte gebacken.
    11. Laden Sie die Si-Substrate mit dem Tensid und dem Fotolack in einen Elektronenstrahlschreiber (EB).
    12. Lesen Sie die Konstruktionsdatei (vorbereitet in Schritt 2.1.2) im EB-Writer und erstellen Sie eine Arbeitsvorgangsdatei (WEC-Datei). Stellen Sie die Dosismenge in der WEC-Datei auf 120 μC/cm2 ein. Wenn die Substratbeladung abgeschlossen ist, führen Sie die EB-Belichtung durch, indem Sie auf die Schaltfläche Einzelbelichtung klicken.
    13. Entladen Sie das Substrat aus dem EB-Writer, indem Sie auf " Wafer Carry" → "Entladen " klicken, wenn die Belichtung beendet ist.
    14. Bereiten Sie einen Fotolackentwickler (ZED) und eine Spülung für den Entwickler (ZMD) in einer Zugkammer vor. Tauchen Sie die belichteten Si-Substrate für 60 s bei Raumtemperatur in den Entwickler.
    15. Entfernen Sie die Si-Substrate aus dem Entwickler und trocknen Sie das Substrat dann mit N2 -Gas.
    16. Legen Sie die entwickelten Si-Substrate auf eine Kochplatte, um sie bei 110 °C für 90 s zu backen.
    17. Tauchen Sie die Si-Substrate für 1 Minute in eine gepufferte Flusssäure (BHF-63SE), um einen Teil der SiO2-Schichten zu entfernen, die infolge der EB-Exposition und -Entwicklung der Luft ausgesetzt sind.
    18. Entfernen Sie den Fotolack von den Si-Substraten, indem Sie ihn 15 Minuten lang in einen organischen Fotolackentferner (z. B. Hakuri-104) tauchen.
    19. Tauchen Sie die Si-Substrate 4 Minuten lang in 0,5% verdünnte Flusssäure, um das dünne native Oxid in den Fensterbereichen zu entfernen, aber dieSiO2-Masken zu erhalten. Anschließend wird in eine Ultrahochvakuum-Kammer für die chemische Gasphasenabscheidung (UHV-CVD) geladen, um Ge zu züchten. Abbildung 2 zeigt das in der vorliegenden Arbeit verwendete UHV-CVD-System.
  2. Epitaktisches Ge-Wachstum
    1. Laden Sie das Si-Substrat mit SEG-Masken (hergestellt wie in Schritt 2.1) in eine Lastschleusenkammer.
    2. Stellen Sie die Puffer-/Hauptwachstumstemperatur auf der Registerkarte " Rezept" ein, die auf dem Betriebscomputer angezeigt wird. Bestimmen Sie die Dauer für das Hauptwachstum von Ge so, dass SEG Ge-Schichten mit benachbarten verschmelzen. Um die Dauer für das Hauptwachstum zu bestimmen, betrachten Sie die Wachstumsrate von Ge auf den {113} Ebenen, die das Wachstum in der In-Ebene/lateralen Richtung26 bestimmt. In der vorliegenden Arbeit werden die Dauern für das Hauptwachstum auf 270 min und 150 min für 650 °C bzw. 700 °C festgelegt.
    3. Klicken Sie im Hauptfenster auf Start , und dann wird das Si-Substrat automatisch in die Wachstumskammer übertragen.
      HINWEIS: Das Protokoll über das epitaktische Ge-Wachstum (Schritte 2.2.4-2.2.7) wird automatisch verarbeitet.
    4. Ge-Puffer auf dem beladenen Si-Substrat bei niedriger Temperatur (≈380 °C) züchten. Verwenden Sie GeH 4 verdünnt mit 9 % in Ar als Quellgas und halten Sie den Partialdruck von GeH4 für 0,5 Pa während des Pufferwachstums.
    5. Wachsen Sie die Ge-Hauptschicht bei erhöhter Temperatur. Halten Sie den Partialdruck von GeH4 für 0,8 Pa während des Hauptwachstums. In der vorliegenden Arbeit werden zwei unterschiedliche Temperaturen von 650 und 700 °C für die Hauptwachstumstemperatur verwendet, um SEG Ge mit einem runden Querschnitt und mit einem {113} facettenförmigen Querschnitt25 zu vergleichen.
      HINWEIS: Die Wachstumsrate von Ge auf der (001)-Ebene betrug unabhängig von der Temperatur 11,7 nm/min.
    6. Um die Entwicklung von SEG Ge und ihre Koaleszenz zu visualisieren, führen Sie ein Ge-Wachstum mit periodischer Insertion von 10 nm dicken Si 0,3 Ge0,7-Abgrenzungsschichten auf einem anderen Si-Substrat durch. Si0,3 Ge 0,7Schichten wurden unter Verwendung von Si2H6 und GeH4 Gasen gebildet. Stellen Sie während des Si 0,3 Ge 0,7-Schichtwachstums den Partialdruck von Si2H6 -Gas auf 0,02 Pa und den Partialdruck von GeH4 -Gas auf0,8Pa ein.
    7. Da das Si-Substrat automatisch von der Wachstumskammer in die Lastschleusenkammer übertragen wird, entlüften Sie die Lastschleusenkammer und entladen Sie das Si-Substrat manuell.
  3. Messungen der Ätzgrubendichte (EPD)
    1. 32 mg I2 in 67 ml CH3COOH werden mit einer Ultraschallreinigungsmaschine gelöst.
    2. Mischen Sie das I2 -gelöste CH 3 COOH, 20 ml HNO3und 10 ml HF.
    3. Tauchen Sie die gezüchteten Si-Substrate für 5-7 s in die CH 3 COOH / HNO3/ HF / I2 -Lösung, um geätzte Gruben zu bilden.
    4. Beobachten Sie die geätzten Ge-Oberflächen mit einem optischen Mikroskop (typischerweise 100x), um sicherzustellen, dass geätzte Gruben erfolgreich gebildet werden.
    5. Verwenden Sie ein Rasterkraftmikroskop (AFM), um die geätzten Gruben zu zählen. Legen Sie die geätzte Ge-Probe auf einen AFM-Tisch und nähern Sie sich dann der Sonde, indem Sie auf Automatischer Ansatz klicken.
    6. Bestimmen Sie den Beobachtungsbereich mit einem optischen Mikroskop, das in ein AFM integriert ist, und scannen Sie fünf verschiedene Bereiche von 10 μm x 10 μm. Der Amplitudendämpfungsfaktor wird automatisch bestimmt.
  4. TEM-Beobachtungen
    1. Nehmen Sie TEM-Proben aus den koaleszenten/deckenförmigen Ge-Schichten auf, indem Sie einen fokussierten Ge-Ionenstrahl (FIB-Mikroabtastmethode) verwenden27.
    2. Polieren Sie die TEM-Proben in einem Ionenmahlsystem mit Ar-Ionen. In der vorliegenden Arbeit werden TEM-Proben für Querschnittsbeobachtungen von 150-500 nm in [110]-Richtung und für Draufsicht-Beobachtungen von 200 nm in [001]-Richtung verdünnt.
    3. Schützen Sie bei TEM-Proben in der Draufsicht die Oberseite der Ge-Schichten mit amorphen Schichten und verdünnen Sie sie dann von der Unterseite (Substrat) der Ge-Schichten.
    4. Führen Sie TEM-Beobachtungen unter einer Beschleunigungsspannung von 200 kV durch. Durchführung von Querschnitts-Hellfeld-Scanning-TEM-Beobachtungen (STEM), um dicke TEM-Proben (500 nm) zu beobachten.
    5. Für ein koalesziertes Ge mit Si0,3 Ge 0,7Abgrenzungsschichten werden Querschnitts-Hochwinkel-Ringdunkelfeld-STEM-Beobachtungen (HAADF) unter einer Beschleunigungsspannung von 200 kV durchgeführt.

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Representative Results

Theoretische Berechnung

Abbildung 3 zeigt berechnete Trajektorien von TDs in 6 Arten von verschmolzenen Ge-Schichten: Hier definieren wir das Öffnungsverhältnis (APR) als W-Fenster/(W-Fenster + W-Maske). Abbildung 3a zeigt ein rundes SEG-Ursprungskoalesziertes Ge mit einem effektiven Jahreszins = 0,8. Hier sind 2/6 TDs gefangen. Abbildung 3b zeigt ein {113}-facettenförmiges SEG-Ursprungskoalesziertes Ge von APR = 0,8. Hier sind 0/6 TDs gefangen. Abbildung 3c zeigt ein rundes SEG-Ursprungs-Koaleszenz von APR = 0,1. Hier sind 5/6 TDs gefangen. Abbildung 3d zeigt ein {113}-facettenförmiges SEG-Ursprungs-Koaleszenz von APR = 0,1. Hier sind 6/6 TDs gefangen. Abbildung 3e zeigt ein rundes SEG-Ursprungs-Koaleszenz von APR = 0,1, falls Ge aufSiO2-Masken wächst. Hier sind 0/6 TDs gefangen. Abbildung 3f zeigt ein {113}-facettenförmiges SEG-Ursprungskoalesziertes Ge von APR = 0,1, falls Ge aufSiO2-Masken wächst. Hier sind 0/6 TDs gefangen.

Die Trajektorien von 6 TDs, die bei (x 0, 0) erzeugt werden, wobei x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 und 0,8 mal WFenster/2 ist, sind in jeder Abbildung als rote Linien dargestellt. TDs, die sich über den Koaleszenzpunkten dieser beiden SEG Ge-Schichten befinden, breiten sich nach oben zur Oberseite aus, während TDs unterhalb der Punkte sich nach unten ausbreiten, um an der Hohlraumoberfläche über derSiO2-Maske zu verbleiben.

In Abbildung 3a-3d wird angenommen, dass SEG Ge nicht auf SiO2 wächst. So wird angenommen, dass die Seitenwände des {113}-Facetten-SEG Ge rund geformt sind, um den SiO2-Maskierungsbereich nicht zu berühren. Es wird deutlich gezeigt, dass rundes SEG und dann verschmolzenes Ge bei einem effektiven Jahreszins von 0,8 effektiver sind, um TDD zu reduzieren, als der {113}-facettenförmige Fall, während {113}-facettiertes und dann verschmolzenes Ge bei einem effektiven Jahreszins von 0,1 wirksamer sind als ein rundes. Diese "Kreuzung" wird auf das Vorhandensein von {113} Facetten in der Nähe der SEG-Spitze zurückgeführt: {113} Facetten weichen stärker von der [001]-Richtung ab als runde Flächen.

Abbildung 3e und Abbildung 3f zeigen verschmolzenes Ge bei einem Aperturverhältnis von 0,1, unter der Annahme, dass Ge nicht an SiO2 kernhaltig ist, sondern eine Benetzung mit der SiO2-Maske zeigt, die in der zuvor berichteten Ge-Koaleszenz 13,15,22,28,29,30,31 weit verbreitet ist. Wie in Abbildung 3e und Abbildung 3f gezeigt, gibt es keinen halbzylindrischen Hohlraum zwischen zwei SEG und somit wird kein TD an der Oberfläche eingeschlossen.

Abbildung 4 zeigt berechnete TDDs in koalesziertem Ge. In Abbildung 4 zeigt die rote Linie berechnete TDDs in koaleszendem Ge, die aus dem runden SEG Ge stammen, und die blaue Linie zeigt berechnete TDDs in koaleszendem Ge, die aus dem {113}-facettierten SEG Ge stammen. Da TDs in Ge auf Si aus der Gitterfehlanpassung zwischen Ge und Si stammen, wird angenommen, dass die TD-Erzeugung nur an Grenzflächen zwischen Ge und Si auftritt. Mit anderen Worten, TDD sollte mit effektivem Jahreszins reduziert werden.

Wenn der effektive Jahreszins größer als 0,11 ist, ist das runde SEG Ge effektiver als das {113} facettierte (Abbildung 3a und Abbildung 3b). Wenn der effektive Jahreszins kleiner als 0,11 ist, wird das {113}-facettenförmige SEG Ge effektiver als das runde (Abbildung 3c und Abbildung 3d). Wie in Abbildung 3 wird eine solche Kreuzung auf das Vorhandensein von {113} Facetten in der Nähe der SEG-Spitze (x 0≈ 0) zurückgeführt. Beachten Sie, dass Abbildung 3e und Abbildung 3f der schwarzen Linie in Abbildung 4 entsprechen, die die Verringerung der TDD aus der Reduktion des effektiven Jahreszinses, aber nicht aus der Koaleszenz zeigt (d. h. die Benetzung von SEG Ge mit SiO2 wirkt sich negativ auf die TDD-Reduktion aus).

Experimentelle Verifizierung

Abbildung 5 zeigt typische Querschnittsbilder der Rasterelektronenmikroskopie (REM) (Abbildung 5b-5d, 5f) und die Verteilungskarten (Abbildung 5a, 5e), die zeigen, ob eine Koaleszenz auftritt oder nicht. Abbildung 5b-5d, 5f zeigen REM-Querschnittsbilder von nicht verschmolzenen SEG Ge-Schichten (Abbildung 5b, gewachsen bei 700 °C; Abbildung 5f, gewachsen bei 650 °C), verschmolzene SEG Ge-Schichten mit einer nicht flachen Oberfläche (Abbildung 5c, gewachsen bei 700 °C) und verschmolzene SEG Ge-Schichten mit einer flachen Oberfläche (Abbildung 5d; gewachsen bei 700 °C). Die in Abbildung 5b und 5d gezeigten REM-Bilder werden nach der Abscheidung von Pt-Schutzschichten durch einen fokussierten Ionenstrahl poliert. Die Koaleszenz tritt auf, wenn dasW-Fenster und dieW-Maske für die gegenwärtigen Wachstumsbedingungen kleiner als 1 μm sind. Die SEG-Masken mit einerW-Maske von 1 μm oder größer verhindern die Koaleszenz von Ge aufgrund des geringen Ge-Wachstums in lateraler Richtung26. Die SEG-Masken mit einem W-Fenster von 2 μm oder mehr verhindern auch die Koaleszenz von Ge, obwohl die Koaleszenz stattfand, wenn dasW-Fenster kleiner als 1 μm ist. Dies liegt daran, dass die laterale Wachstumsrate von Ge über SiO2 vomW-Fenster30 abhängt. Die Abhängigkeit von Masken- und Fenstermustern ist in Abbildung 7a (700 °C) und Abbildung 7e (650 °C) zusammengefasst.

Vergleicht man die nicht koaleszierten SEG Ge-Schichten (Abbildung 4b und Abbildung 4f), so zeigt sich deutlich, dass die bei 700 °C gewachsene SEG Ge-Schicht einen runden Querschnitt aufweist, während die bei 650 °C gewachsene SEG Ge-Schicht einen {113}-Facetten-Querschnitt aufweist. Wie in Abbildung 5b zeigt das Wachstum bei 700 °C ein rundes SEG Ge ohne Ge-Wachstum auf SiO2 (d.h. keine Benetzung mit derSiO2-Maske). Daher verläuft das Wachstum wie in Abbildung 3a und Abbildung 3c. Auf der anderen Seite erscheint, wie in Abbildung 5f, ein {113} facettiertes SEG Ge bei 650 °C. Es ist stark darauf hindeutend, dass das Ge mit derSiO2-Maske eine Benetzung zeigen würde. Im Gegensatz dazu ist die Kante rund geformt (d.h. nicht benetzt). Daher liegt das Wachstum bei 650 °C zwischen Abbildung 3b (keine Benetzung) und Abbildung 3f (perfekte Benetzung). Dies deutet darauf hin, dass die TDD-Reduktion zwischen Abbildung 3b und Abbildung 3f liegen sollte. Unter Berücksichtigung der in Abbildung 6 gezeigten theoretischen Ergebnisse sollten diese Unterschiede in den SEG Ge-Querschnitten die TDDs in den koaleszierten Ge-Schichten stark beeinflussen.

Der Unterschied im Benetzungswachstum auf SiO2 kann wie folgt verstanden werden. Der Kontaktwinkel zwischen Ge undSiO2 (θ) wird durch die Young-Gleichung bestimmt:

 Equation 12

Hier sind γ SiO2, γ Ge und γint die freie SiO2-Oberflächenenergie, die Ge-Oberflächenenergie bzw. die Ge/SiO2-Grenzflächenenergie. Der Winkel der SEG Ge-Seitenwand wird mit fortschreitendem Ge-Wachstum größer. Wenn der Winkel der SEG Ge-Seitenwand den Kontaktwinkel θ erreicht, muss der SEG Ge in vertikaler ([001]) oder lateraler ([Equation]) Richtung wachsen. Bei einem Wachstum von 650 °C ist das vertikale Wachstum durch die {113} Facetten stark begrenzt, so dass SEG Ge bevorzugt in lateraler Richtung wächst (d.h. Benetzungswachstum). Obwohl die Benetzung Versetzungen an der Ge- undSiO2-Grenzfläche erzeugen könnte, soll sie schließlich an der halbzylindrischen Hohlraumoberfläche abgeschlossen werden. Bei einem Wachstum von 700 °C kann Ge in vertikaler Richtung wachsen, und der Kontaktwinkel ist aufgrund eines größeren γint größer als bei 650 °C. Dies wäre der Grund, warum 650 °C gewachsenes Ge eine Benetzung über SiO2 zeigt, während 700 °C gewachsenes Ge dies nicht tut.

Für Ge nach der Koaleszenz wird die Querschnittsstruktur nicht durch die Wachstumstemperatur beeinflusst: Koaleszierte Ge-Schichten, die bei 650 °C gewachsen sind, und solche, die bei 700 °C gewachsen sind, konnten durch Querschnitts-REM-Beobachtungen nicht unterschieden werden.

Beachten Sie, dass für die hergestellten Muster die Werte desW-Fensters größer und die Werte für dieW-Maske kleiner waren als die entworfenen, da zur Herstellung der Maske ein isotropes Nassätzverfahren verwendet wurde. Die tatsächlichen Werte desW-Fensters und derW-Maske wurden durch Querschnitts-REM-Beobachtungen nach dem Ge-Wachstum erhalten.

Darüber hinaus betrug die Dicke der SiO2-Schichten der Maske gemäß den Querschnitts-REM-Beobachtungen und spektroskopischen Ellipsometriemessungen 30 nm. Solche dünnenSiO2-Schichten wurden verwendet, um die in Abbildung 3 und Abbildung 4 erläuterte TDD-Reduktion zu untersuchen, wodurch der Effekt der epitaktischen Einschnürung auf die ART beseitigt wurde. In der vorliegenden Arbeit sind die Seitenverhältnisse kleiner als 0,05, was klein genug ist, um den Effekt des epitaktischen Neckings auf die ART zu ignorieren.

Abbildung 6a zeigt einen HAADF-Querschnittsstamm für ein SEG mit Si 0,3 Ge 0,7 Abgrenzungsschichten, und eine schematische Darstellung von Abbildung 6a ist in Abbildung 6b dargestellt (W-Fenster = 0,66 μm,W-Maske = 0,84μm). Die Abgrenzungsschichten Si0,3 Ge 0,7zeigen deutlich die Oberflächenformen während des Wachstums bei 700 °C. Das STEM-Bild zeigt die Ge-Oberflächen jedes Wachstumsschritts von rundem SEG bis zu einer flachen Epitaxieschicht, die sich nach der Koaleszenz bildet. Die Wachstumsrate unmittelbar nach der Koaleszenz ist an den koaleszierten Bereichen stark erhöht. Dieses schnelle Wachstum wird wahrscheinlich durch die Ge-Epischicht induziert, wodurch ihre Oberfläche minimiert wird, um energetisch stabilisiert zu werden.

Im Gegensatz zum reinen Ge SEG zeigen die vorgestellten Ge SEG mit den Si0,3 Ge 0,7Abgrenzungsschichten eine Benetzung mit den SiO2-Masken (Abbildung 8a). Der Unterschied in der Benetzung ist möglicherweise auf das Einfügen von Si0,3Ge0,7 Abgrenzungsschichten zurückzuführen, deren Keimbildung auf SiO2-Schichten verstärkt wird, die unwahrscheinlich sind als die von Ge.

Flat-Top-koalesziertes Ge (blau eingekreiste Bereiche in Abbildung 5a und Abbildung 5e) werden für EPD-Messungen verwendet. Die Ge-Schichten wurden im Durchschnitt um 200 nm geätzt. Typische AFM-Bilder nach dem Ätzen sind in Abbildung 7a und Abbildung 7b dargestellt, aufgenommen für 1,15 μm dickes koalesziertes Ge, das bei 700 °C gezüchtet wurde (W-Fenster = 0,66 μm und W-Maske = 0,44 μm) und 2,67 μm dickes verschmolzenes Ge, das bei 650 °C gezüchtet wurde (W-Fenster = 0,66 μm und W-Maske = 0,34 μm). Als Referenz ist das Bild der 1,89 μm dicken Decke Ge, die bei 700 °C gezüchtet wurde, in Abbildung 7c dargestellt. Die dunklen Punkte in den AFM-Bildern sind geätzte Vertiefungen, die auf das Vorhandensein von TDs hinweisen. Die EPD-Werte aus Abbildung 7a-7c wurden mit 7,0 x 10 7/cm2, 7,9 x 10 7/cm2 bzw. 8,7 x 10 7/cm2 ermittelt. Unsere früheren Berichte zeigten, dass die erhaltenen EPDs in dieser Ätzbedingung den TDDs entsprechen, die durch Draufsicht Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bestimmt wurden4,32,33,34. Die gemessene EPD der Decken-Ge-Schicht (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) stimmt gut mit der TDD überein, die aus der TEM-Beobachtung in der Draufsicht mit einer relativ großen Fläche von 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2) erhalten wurde, was darauf hinweist, dass die EPD gleich TDD ist.

Um die experimentell erhaltenen TDDs mit Berechnungen zu vergleichen, berücksichtigen Sie den Einfluss der Dicke auf TDD. Es gibt einen Trend, dass TDD mit zunehmender Ge-Dicke abnimmt, da die Wahrscheinlichkeit für die Paarvernichtung von TDs erhöht ist. Daher sollte die Reduktion der TDD, die für das koaleszierte Ge, dünner als das Decken-Ge, beobachtet wurde, auf den in Abbildung 3 und Abbildung 4 beschriebenen Mechanismus zurückgeführt werden (d. h. wir müssen die normalisierte TDD berechnen, um die experimentell erhaltenen TDDs mit den berechneten in Abbildung 4 zu vergleichen). Vor der Normalisierung wurde eine Korrektur der TDD für die Decke Ge (ρ-Decke) unter Berücksichtigung der Dicke und der Wachstumstemperatur auf TDD durchgeführt. Ähnlich wie in den vorangegangenen Berichten35,36 wird dieρ-Decke [/cm2] für die Ge-Schichten, die im Temperaturbereich von 530-650 °C unter Verwendung eines UHV-CVD gezüchtet wurden, ungefähr als 2,52 x10 13 x [d (nm)]-1,57 ausgedrückt. Hier ist d die Dicke der Decken-Ge-Schicht. ρDecke [/cm 2] wird für die bei 700 °C gezüchteten Ge-Schichten reduziert und ungefähr als2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37 ausgedrückt.

Abbildung 7d zeigt den normalisierten TDD als Funktion von APR,W-Fenster/(W-Fenster +W-Maske). TDDs in verschmolzenem Ge, die bei 650 °C gezüchtet wurden, sind als blaue Dreiecke und solche, die bei 700 °C gezüchtet wurden, als rote Diamanten dargestellt. Da SEG Ge bei 650 °C eine gewisse Benetzung mit derSiO2-Maske zeigt, sollten die Wachstumsdaten zwischen der schwarzen und blauen Linie liegen. SEG Ge bei 700 °C sollte auf der roten Linie liegen. Die experimentellen Ergebnisse stimmen gut mit der Berechnung auf der Grundlage der Querschnittsform und der Benetzungsbedingungen überein.

Wie oben beschrieben, wird der Schluss gezogen, dass das Verhalten von TDs durch das Modell, das auf der Bildkraft von Wachstumsflächen auf TDs basiert, gut erklärt werden kann. Um die Wechselwirkung von TD mit der Oberfläche zu verstehen, haben wir TDs mit einem Hellfeld-Querschnitts-STEM beobachtet. In Abbildung 8a wird ein Defekt beobachtet, der auf einer Oberfläche eines halbzylindrischen Hohlraums gebogen und abgeschlossen wird. Dieses Verhalten des TD ist den berechneten Trajektorien von TDs in Abbildung 3 sehr ähnlich. Die beobachtete Flugbahn von TD reproduziert jedoch nicht genau die, die wir in Abbildung 3 vorhergesagt haben. Der Unterschied würde als Ergebnis einer TD-Transformation erklärt werden, um seine Energie während oder nach dem Wachstum zu minimieren (z. B. Temperaturabfall von Wachstumstemperatur auf Raumtemperatur). Abbildung 8b zeigt eine Simulation der Dehnung in der koaleszierten Ge-Epischicht auf Si. Die Zugdehnung wird in der Ge-Schicht auf Si aufgrund der Nichtübereinstimmung des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen Ge und Si induziert. Die Simulation zeigt, dass eine Dehnungsakkumulation an der Oberseite der halbzylindrischen Hohlräume und eine Dehnungsrelaxation an der unterirdischen Schicht der halbzylindrischen Hohlräume auftritt, was TDs zur Transformation motivieren würde.

Auf der anderen Seite zeigt Abbildung 8c die Defekterzeugung an der Spitze eines Hohlraums, obwohl der Erzeugungspunkt während der Vorbereitung der TEM-Probe entfernt würde. Der Defekt in Abbildung 8c liegt nahe an einer geraden Linie, aber der Winkel zwischen dem Defekt und der (001)-Ebene (≈78,3°) stimmt nicht mit dem für die {111} Ebene (54,7°) überein.

Das in Abbildung 8d gezeigte Elektronenbeugungsmuster wurde in der Nähe des Defekts in Abbildung 8c erhalten. Das Fehlen von Streifenlicht weist darauf hin, dass keine 2D-Struktur vorhanden sein sollte (dh der Defekt ist eine Luxation). In früheren Berichten 28,29,30,31,37 wurden 2D-Defekte gebildet, die ein deutliches Streifenlicht in Elektronenbeugungsmustern zeigten, das im Gegensatz zu dem in der vorliegenden Arbeit beobachteten steht. Die Beobachtungsergebnisse (das Fehlen von 2D-Defekten) unterstützen die Vorhersage, dass die Hohlräume und ihre freien Oberflächen dazu beitragen, die Dehnung in Ge auf Si freizusetzen oder anderweitig die Kristallfehlorientierungen zwischen benachbarten SEG Ge-Schichten zu verursachen. Dies steht im Einklang mit einem früheren Bericht, der kurz darauf hindeutet, dass die Bildung von 2D-Defekten in verschmolzenen SEG Ge-Schichten mit Hohlräumen auf denSiO2-Masken 38 verhindert wird.

Es gibt zwei Kandidaten für die TD-Generation, die in Abbildung 10c dargestellt sind: die Dehnungsverteilung und die Fehlorientierung zwischen SEG Ge-Schichten. Bei epitaktischem Ge auf Si wird die Zugdehnung in Ge aufgrund der Nichtübereinstimmung des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen Ge und Si39 induziert. Das in Abbildung 8b gezeigte Simulationsergebnis zeigt eine Akkumulation der Zugdehnung (~0,5%) an der Oberseite des Hohlraums, wie oben erwähnt. Eine solche Dehnungsakkumulation an der Hohlraumoberseite könnte zu einer TD-Erzeugung führen, die in Abbildung 8c gezeigt wird. Es wurde angenommen, dass ein weiterer Kandidat, die Fehlorientierung zwischen SEG Ge-Schichten, 2D-Defekte erzeugt, wie in früheren Berichten beobachtet wurde, die eine Koaleszenz der SEG Ge-Schichten 28,29,30,31,37 zeigten. In der vorliegenden Arbeit würde jedoch die Erzeugung von 2D-Defekten aufgrund des Vorhandenseins von Hohlräumen, wie in einem früheren Bericht38 kurz erwähnt, unterdrückt, aber aufgrund einer unvollständigen Unterdrückung zu einer TD-Erzeugung führen. Eine ausführlichere Diskussion für die fehlorientierungsinduzierte Luxation wird in einem späteren Teil mit schematischen Darstellungen beschrieben (Abbildung 12).

Abbildung 9a und Abbildung 9b zeigen Hellfeld-Draufsicht-TEM-Bilder einer verschmolzenen Ge-Schicht (W-Fenster = 0,82 μm, W-Maske = 0,68 μm) bzw. einer Decken-Ge-Schicht, die auf demselben Substrat gewachsen sind. Für die TEM-Beobachtungen in der Draufsicht wurden TEM-Proben unter Verwendung der oberen 200-nm-Regionen der Ge-Schichten gebildet, wie in Schritt 2.4.3 beschrieben, und sind durch rot gestrichelte Quadrate in den schematischen Querschnitten oben in Abbildung 9 gekennzeichnet. SiO2-Maskenstreifen sind in Abbildung 9a in Richtung [110] für das koaleszierte Ge ausgerichtet. Das in Abbildung 9a gezeigte TEM-Bild in der Draufsicht wurde für eine Fläche von 6 μm x 8 μm aufgenommen. Obwohl es in diesem TEM-Bild fünf Paare von SiO2-Masken und Si-Fensterbereichen gibt, sind die Bereiche über denSiO2-Masken und Si-Fenstern im TEM-Bild nicht unterscheidbar. Dies liegt daran, dass der beobachtete Bereich (obere 200 nm) weit über der Stelle liegt, an der sich halbzylindrische Hohlräume befinden (unten 150 nm).

Es wird festgestellt, dass TDDs, die aus Figur 9a und Figur 9b erhalten werden, 4,8 x 10 7/cm2 bzw. 8,8 x 107/cm2 betragen. Wie in Abbildung 7d gezeigt, zeigen EPD-Messungen, dass TDD in der koaleszierten Ge-Schicht (W-Fenster = 0,82 μm undW-Maske = 0,68 μm) 4 x 107 cm−2 beträgt. Somit zeigt die TDD in Abbildung 9a eine gute Übereinstimmung mit der in Abbildung 7 dargestellten EPD. Bemerkenswert ist auch, dass weder EPD-Messungen noch TEM-Beobachtungen einen TDD-Re-Anstieg zeigen, was häufig gezeigt wird, wenn SEG Ge-Schichten verschmelzen (d.h. der TDD-Re-Anstieg aufgrund der Erzeugung von TDs (Abbildung 8b) wird in einem solchen Ausmaß unterdrückt, dass der TDD-Re-Anstieg im gegenwärtigen TDD-Bereich (in der Größenordnung von 107/cm2)) ignoriert werden kann).

Es ist zu beachten, dass im koaleszierten Ge eine TD-freie Fläche von bis zu 4 μm x 4 μm realisiert wird, wie in Abbildung 9a. Obwohl die Decke Ge in Abbildung 9b TDs mit einer relativ gleichmäßigen Verteilung zeigt, weist das koaleszierte Ge hohe und niedrige TDD-Bereiche auf. Solche Unterschiede in der TD-Verteilung deuten darauf hin, dass eine weitere TDD-Reduktion im koaleszierten Ge erreichbar wäre. 1 TD in einem Bereich von 4 μm x 4 μm, der in Abbildung 9a dargestellt ist, entspricht einem TDD von 6,25 x 106/cm2.

Vergleicht man das koaleszierte Ge (Abbildung 9a) und das Blanket Ge (Abbildung 9b), so wird deutlich, dass die Längen der Defektlinien im koaleszierten Ge länger sind als die im Blanket Ge. In koaleszendem Ge gibt es typischerweise 1 μm lange Defektlinien, die in Richtung [110] ausgerichtet sind. Beachten Sie, dass die [110]-Richtung die Längenrichtung derSiO2-Streifen ist. Es gibt zwei mögliche Erklärungen für solche langen Defektlinien: (i) es werden 2D-Defekte beobachtet und (ii) Versetzungen sind in die [110] Richtung geneigt. 2D-Defekte werden jedoch aufgrund der Breite der beobachteten langen Defekte sofort verneint (d. h. 2D-Defekte auf {111} Ebenen sollten breitere Defektlinien aufweisen). Geometrisch sollten 2D-Defekte auf den {111} Ebenen 140 nm breite Defektlinien aufweisen, wobei die Dicke der TEM-Probe (200 nm) und der Winkel der {111} mit (001) Ebenen (54,7°) berücksichtigt werden. Das Draufsicht-TEM-Bild zeigt, dass die Defektlinien 10-20 nm breit sind, was viel schmaler als 140 nm ist. Daher sollten die als lange Linien dargestellten Defekte auf (ii) Versetzungen zurückgeführt werden, die in die Richtung [110] geneigt sind. Eine einfache geometrische Berechnung ergibt den Winkel zwischen den geneigten Versetzungen und (001) Ebenen: tan−1(200 nm/1 μm) = 11,3°. Beachten Sie, dass, wie in Abbildung 8b gezeigt, TDs in der Decke Ge dazu neigen, fast senkrecht auf das Substrat gerichtet zu sein, wenn kein Postwachstumsglühen durchgeführt wird, was kleine schwarze Punkte in Draufsicht-TEM-Bildern zeigt.

Für eine detailliertere Analyse der geneigten TDs wird ein kleiner Bereich mit hohem TDD willkürlich beobachtet, wie in Abbildung 10. Die TEM-Probe wurde aus den oberen 200 nm der verschmolzenen Ge-Schicht hergestellt, genau wie die obigen TEM-Beobachtungen in der Draufsicht.

Abbildung 10a und Abbildung 10b zeigen Dunkelfeldbilder (g = [220] für Abbildung 12a und [Equation] für Abbildung 12b), die im selben Bereich aufgenommen wurden. In Abbildung 12 wurden vier geneigte Versetzungen in einem Bereich von 4 μm x 4 μm beobachtet. Abbildung 10b zeigt, dass eine geneigte Luxation (die rot eingekreiste) verschwindet, wenn der Beugungsvektor g = [] ist, was darauf hinweist, dass der Burgers-Vektor als [110] oder [EquationEquation] für die rot eingekreiste Luxation bestimmt wird. Da die Fehlerlinie in [110]-Richtung verläuft, wird festgestellt, dass es sich bei der Versetzung um eine Schraubenversetzung handelt. Die anderen drei geneigten Versetzungen (grün eingekreiste) werden den gemischten Versetzungen zugeschrieben, da sie nicht verschwanden, egal welcher Beugungsvektor g gewählt wurde.

Es gibt zwei mögliche Erklärungen für die Neigung von TDs in koaleszierten Ge-Schichten: (i) Ge-Wachstum in [110]-Richtung und (ii) Defektbildung, wenn SEG Ge-Schichten verschmelzen.

Ge Wachstum in [110] Richtung

Abbildung 11 zeigt ein Rem-Bild in der Draufsicht und den Wachstumsprozess zur Bildung einer flachen Epitaxieschicht aus einer nicht-planaren SEG-Oberfläche als schematischer Film. In Anlehnung an die Kantenwellenförmigkeit der SiO2-Streifenmuster, die durch die EB-Lithographie und das nasschemische Ätzen gebildet werden, beginnt die Koaleszenz bevorzugt an einigen Punkten und verläuft dann in den Richtungen [110] und [Equation] über denSiO2-Masken. Abbildung 11b und Abbildung 11c zeigen schematisch die Vogelperspektive und dieEquation () Querschnittsansicht, wenn SEG Ge-Schichten teilweise verschmolzen sind. Ein TD, der in einem Wachstumsfenster erzeugt wird, erscheint über dem Hohlraum, wie in Abbildung 3 gezeigt, und dann beginnen sich die TDs aufgrund der Bildkraft in Richtung [110] oder [Equation] auszubreiten. Dies führt zu TDs, die in [110]-Richtung geneigt sind (wie in Abbildung 9a). Die rote durchgezogene Linie in Abbildung 11c zeigt einen TD, der gemäß dem obigen Modell in Richtung [110] gebogen ist, was das Vorhandensein der in Abbildung 9a und Abbildung 10 beobachteten geneigten TDs auf qualitativer Basis erklärt.

Der Mechanismus kann sowohl Kanten- als auch Schrauben-TDs erklären, wobei die Burgers-Vektoren von TDs berücksichtigt werden, die an Ge/Si-Grenzflächen40 erzeugt werden. Wenn Ge auf einem Si-Substrat gezüchtet wird, werden Kantenfehlpassersetzungen (MDs) gebildet, um die Dehnung freizusetzen, und MDs werden in Richtung [110] oder [Equation] ausgerichtet. Die MDs bilden Threading-Segmente (d. h. TDs), und die Burgers-Vektoren für die TDs, die von MDs stammen, die in der [110]-Richtung (MD110) ausgerichtet sind, sind a/2[] oder a/2[EquationEquation] (a: die Gitterkonstante). Auf der anderen Seite sind die Burgers-Vektoren a/2[110] oder a/2[] für die TDs, die von MDs stammen, die in Richtung [EquationEquation] ausgerichtet sind (Equation 21). Für den Fall, dass die TDs von MD 110 zur [110]-Richtung geneigt sind, zeigen TEM-Beobachtungen in der Draufsicht die TDs als Kantenversetzungen. In ähnlicher Weise werden die TDs von in Richtung [110] als Schraubenversetzungen beobachtet, wenn sie zur Equation 21 [110]-Richtung geneigt sind.

Defekterzeugung bei Verschmelzung von SEG Ge-Schichten

Abbildung 12 zeigt schematische Darstellungen, die die Erzeugung von Defekten erklären, wenn SEG Ge-Schichten mit geringer Rotation (d. h. Fehlorientierung) verschmelzen. Wie in Abbildung 12 schematisch dargestellt, sollte die Fehlorientierung Kanten-/Schrauben-/Mischversetzungen an der Koaleszenzgrenzfläche erzeugen. In Abbildung 12 wird die Fehlorientierung zwischen zwei SEG Ge-Schichten in Richtung [110] in drei Arten von Rotationen zerlegt. Abbildung 12a-12c zeigt die Drehung um die [110]-Achse, die [001]-Achse bzw. dieEquation []-Achse.

Es wird angenommen, dass die Koaleszenz in Abbildung 12 zwischen einer streng epitaktischen Ge-Schicht (Ge (001)) und einer benachbarten SEG Ge-Schicht mit einer Fehlorientierung (m-Ge) auftritt. Die Drehung um die [110]-Achse (Abbildung 12a) führt zur Erzeugung von Kantenversetzungen parallel zur [110]-Richtung an der als gestrichelte Linie angegebenen Grenze. Ähnlich wie in Abbildung 12b werden die Kantenversetzungen parallel zur [001]-Richtung als Ergebnis der Drehung um die [001]-Achse erzeugt. Andererseits erzeugt die in Abbildung 12c gezeigte Drehung um die []-Achse ein Schraubenversetzungsnetzwerk, das aus Versetzungen von b = [110] und b = [001] besteht, ähnlich dem Fall für die direkte Verklebung von Si(001)-Oberflächen, dieEquation ein Schraubenversetzungsnetzwerk41 aufweisen. Die in Abbildung 10 beobachtete Schraube TD konnte auf die Koaleszenz mit Fehlorientierung einer Drehung um dieEquation []-Achse zurückgeführt werden. Die Kombination von Drehungen um die [110]-Achse (Abbildung 12a) und um die [Equation]-Achse (Abbildung 12c) kann die in Abbildung 12 gezeigten gemischten TDs erklären. Die in Abbildung 9b gezeigte gemischte Versetzung wird auch durch die Kombination der Drehung um die [001]-Achse (Abbildung 12b) und der Drehung um dieEquation []-Achse (Abbildung 12c) erklärt.

Unter der Annahme, dass die durch die Fehlorientierung entstandenen Versetzungen bei einer Dichte von 1 x 107/cm2 erzeugt werden, wird der durchschnittliche Winkel der Drehung umEquation die []-Achse auf 0,034° 42 geschätzt. Im Vergleich zur Schätzung haben wir bereits berichtet, dass es Orientierungsschwankungen in einer linienförmigen SEG-Ge-Schicht für 100 Bogensekunden (= 0,028°) gibt, wobei Mikrostrahl-Röntgenbeugungsbeobachtungenverwendet wurden 43. Die berichteten Orientierungsschwankungen und der geschätzte Drehwinkel zeigen eine gute Übereinstimmung, was den TD-Erzeugungsmechanismus auf der Grundlage von Fehlorientierungen unterstützt.

Figure 1
Abbildung 1: Schematische Darstellungen von linienförmigen und 4 mm quadratischen SEG-Masken auf einem Si(001)-Substrat. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung anzuzeigen.

Figure 2
Abbildung 2: Bilder für Teile einer UHV-CVD-Maschine: Gasschrank, Prozesskammer, Schleusenkammer und Betriebscomputer. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen.

Figure 3
Abbildung 3: Berechnete Trajektorien von 4 TDs in (a) rundem SEG-Ursprung, Aperturverhältnis = 0,8, (b) rundem SEG-Ursprung, Aperturverhältnis = 0,1, (c) {113}-facettiertem SEG-Ursprung, Aperturverhältnis = 0,8 und (d) {113}-facettenförmigem SEG-Ursprung, Öffnungsverhältnis = 0,1. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen.

Figure 4
Abbildung 4: Die berechneten TDDs in koaleszendem Ge stammen aus {113} facettenförmigen SEG Ge (blaue Linie) und runden SEG Ge (rote Linie). Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung anzuzeigen.

Figure 5
Abbildung 5: Verteilungskarten und REM-Bilder von verschmolzenen/nicht verschmolzenen Ge-Schichten. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung anzuzeigen.

Figure 6
Abbildung 6: (a) Ein HAADF-STEM-Querschnittsbild von koalesziertem Ge (W-Fenster = 0,66 μm, W-Maske = 0,84 μm), das bei 700 °C mit 10 nm dicken Si 0,3 Ge0,7-Abgrenzungsschichten gewachsen ist, und (b) eine schematische Darstellung, die den in (a) gezeigten Bedingungen entspricht. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen.

Figure 7
Abbildung 7: Typische AFM-Bilder zur Messung von EPDs für (a) 1,15 μm dickes koalesziertes Ge, das bei 700 °C gewachsen ist (W-Fenster = 0,66 μm und W-Maske = 0,44 μm), (b) 2,67 μm dickes verschmolzenes Ge, das bei 650 °C gewachsen ist (W-Fenster = 0,86 μm und W-Maske = 0,34 μm) und (c) 1,89 μm dickes Ge, das bei 700 °C gewachsen ist, und Zusammenfassung der EPD-Messergebnisse in (d). Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen.

Figure 8
Abbildung 8:(110) Querschnittsbilder (a) STEM- und (b) TEM-Bilder von verschmolzenen Ge-Schichten (W-Fenster = 0,66 μm und W-Maske = 0,44 μm), (c) Elektronenbeugungsmuster, das in der Nähe des in (b) gezeigten Defekts erhalten wurde, und (d) Simulationsergebnis der Finite-Elemente-Methode einer Dehnungsverteilung im koaleszierten Ge. Die Abbildungen 9(a), (c) und (d) wurden gegenüber 20 geändert. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen. 

Figure 9
Abbildung 9: Hellfeld-Drem-Aufnahmen von (a) einer verschmolzenen Ge-Schicht (W-Fenster = 0,82 μm, W-Maske = 0,68 μm) und (b) einer Decken-Ge-Schicht. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen. 

Figure 10
Abbildung 10: Draufsicht TEM-Bilder eines kleinen Bereichs mit hoher TDD mit g-Vektoren von (a) [220] und (b) [Equation]. Diese Zahl wurde von 20 geändert. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen. 

Figure 11
Abbildung 11: (a) Ein Rem-Bild in der Draufsicht, (b) ein schematisches Bild aus der Vogelperspektive und (c) einEquation schematisches Querschnittsbild eines teilweise verschmolzenen SEG Ge. Diese Zahl wurde von 20 geändert. Bitte klicken Sie hier, um dieses Video herunterzuladen.

Figure 12
Abbildung 12: Schematische Darstellung der Defekterzeugung bei der Verschmelzung von SEG Ge-Schichten mit Kristallrotation um (a) [110], (b) [001] und (c) [Equation] Orientierung. Diese Zahl wurde von 20 geändert. Bitte klicken Sie hier, um eine größere Version dieser Abbildung zu sehen. 

Methode Erreichte TDD (cm-2) Temperatur (°C) Dicke der Pufferschicht
Thermisches Glühen 2e7 ≈900 °C ≈100 nm
(Niedertemperatur-Puffer)
SiGe-abgestufter Puffer 1e6 Wachstumstemperatur (600–700 °C) 2–3 μm
KUNST 1e6 Wachstumstemperatur (600–700 °C) 500–1000 nm
Si Säulen Samen 1e5 ≈800 °C ≈5 μm
Diese Arbeit 4e7 Wachstumstemperatur
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabelle 1: Eine Zusammenfassung der erreichten TDD und der Nachteile im Hinblick auf die Anwendung photonischer Bauelemente für herkömmliche/vorgestellte TDD-Reduktionsmethoden.

Ergänzende Abbildung 1: Vier typische Methoden, die weit verbreitet sind, um TDD in epitaktischem Ge auf Si zu reduzieren: (a) thermisches Glühen, (b) SiGe-abgestufter Puffer, (c) Aspektverhältnis-Trapping (ART) und (d) Si-Säulenkeime. Bitte klicken Sie hier, um diese Abbildung herunterzuladen.

Ergänzendes Video 1: Schematische Darstellungen eines TD, der aufgrund der Bildkraft in einem runden SEG Ge gebogen wird.  Bitte klicken Sie hier, um dieses Video herunterzuladen.

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Discussion

In der vorliegenden Arbeit wurden TDD von 4 x 107/cm2 experimentell gezeigt. Für eine weitere TDD-Reduzierung gibt es hauptsächlich 2 kritische Schritte innerhalb des Protokolls: SEG-Maskenvorbereitung und epitaktisches Ge-Wachstum.

Unser in Abbildung 4 gezeigtes Modell zeigt, dass TDD in koaleszierendem Ge unter 107/cm2 reduziert werden kann, wenn der effektive Jahreszins (W-Fenster/(W-Fenster +W-Maske) nur 0,1 beträgt. Um die TDD weiter zu reduzieren, sollten SEG-Masken mit geringerem effektiven Jahreszins vorbereitet werden. Wie in Schritt 2.1.2 erwähnt, betrugen die Mindestwerte desW-Fensters und der W-Maske 0,5 μm bzw. 0,3 μm, begrenzt durch die Auflösung im verwendeten EB-Lithographiesystem. Eine einfache Methode zur Reduzierung des effektiven Jahreszinses besteht darin, Lithographie- und Ätzprozesse zu modifizieren (z. B. einen anderen Fotolack zu verwenden, ein besseres Lithographiesystem zu verwenden, dünnere SiO2-Schichten mit flacherem BHF-Ätzen zu verwenden usw.). Ein ausgereifter Lithographie- und Ätzprozess ermöglicht SEG-Masken, die schmaler als 100 nm sind. In der vorliegenden Arbeit wurden verschmolzene Ge mit einer flachen Oberfläche erhalten, wenn dieW-Maske≤1 μm. Somit ergeben uns einW-Fenster von 100 nm und eineW-Maske von 900 nm (APR = 0,1) unter den gegenwärtigen Wachstumsbedingungen verschmolzenes Ge mit flacher Oberseite.

Darüber hinaus sollte die Modifikation der SEG-Maskenvorbereitung weniger Kantenwellen von SEG-Masken bringen, was zu einer Unterdrückung der Fehlorientierung zwischen den Ge-SEG-Schichten führt. Die TD-Erzeugung, wenn SEG Ge-Schichten verschmelzen (Abbildung 11), wird als Ergebnis der Modifikation der SEG-Maskenvorbereitung unterdrückt.

Wie die Berechnungsergebnisse (Abbildung 3) zeigen, ist eine Unterdrückung des Ge-Wachstums auf SiO2 erforderlich, um TDD zu reduzieren. Die Unterdrückung des Ge-Wachstums anSiO2 wird durch Modifikation des Ge-Wachstumsschritts (d. h. Erhöhung der Wachstumstemperatur, Rotation der SEG-Maske, Einführung von H2 -Gas und Verringerung des Drucks von GeH4 -Gas44,45) bewirkt.

Die in der vorliegenden Arbeit vorgeschlagene/verifizierte TDD-Reduktionsmethode ist bestehenden Methoden in Bezug auf die Anwendung für photonische Ge-Bauelemente überlegen (d.h. TDD wird ohne thermisches Glühen oder dicke Pufferschichten reduziert). Die maximale Prozesstemperatur betrug 700 °C, was der Wachstumstemperatur entspricht, und die Höhe des Hohlraums betrug ≈150 nm. Im Vergleich zu bestehenden Methoden ist die maximale Temperatur niedriger als die Glühtemperatur (typischerweise 900 °C)7, und die Höhe des Hohlraums ist flacher als bei SiGe-Pufferschichten (typischerweise mehrere μm)10, SiO2-Gräben für ART (typischerweise 0,5-1 μm)13 und Pufferschicht für das Ge-Wachstum auf Si-Säulen (typischerweise ≈5 μm)18. Der Vergleich herkömmlicher/vorgestellter Methoden ist in Tabelle 1 zusammengefasst.

Unter Berücksichtigung des Platzbedarfs eines typischen photonischen Ge-Geräts (≈100 μm 2) ist ein TDD von weniger als 106 / cm2 und eine Anzahl von TD < 1 / Gerät das Endziel. Da der theoretische Grenzwert der TDD für diese Methode 0 ist, ist ein TDD unter 106/cm2 potenziell erreichbar. Um das Ziel zu erreichen, wird eine optimierte Lithografie und Ätzung untersucht.

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Disclosures

Die Autoren haben nichts zu offenbaren.

Acknowledgments

Diese Arbeit wurde von der Japan Society for the Promotion of Science (JSPS) KAKENHI (17J10044) des japanischen Ministeriums für Bildung, Kultur, Sport, Wissenschaft und Technologie (MEXT) finanziell unterstützt. Die Herstellungsprozesse wurden von der "Nanotechnology Platform" (Projekt-Nr. 12024046), MEXT, Japan, unterstützt. Die Autoren danken Herrn K. Yamashita und Frau S. Hirata von der Universität Tokio für ihre Hilfe bei TEM-Beobachtungen.

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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References

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