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 eksperimentell verifikasjon for dislokasjonsreduksjon i germanium epitaksiale lag med semisylindriske hulrom på silisium

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 eksperimentell verifisering foreslås for en reduksjon av gjengedislokasjon (TD) tetthet i germanium epitaksiale lag med semisylindriske hulrom på silisium. Beregninger basert på vekselvirkning mellom TD og overflate via bildekraft, TD-målinger og transmisjonselektronmikroskopobservasjoner av TD presenteres.

Abstract

Reduksjon av gjengedislokasjonstetthet (TDD) i epitaksialt germanium (Ge) på silisium (Si) har vært en av de viktigste utfordringene for realiseringen av monolittisk integrerte fotonikkkretser. Denne artikkelen beskriver metoder for teoretisk beregning og eksperimentell verifisering av en ny modell for reduksjon av TDD. Metoden for teoretisk beregning beskriver bøyning av gjengedelokasjoner (TD) basert på samspillet mellom TD og ikke-plane vekstflater av selektiv epitaksiell vekst (SEG) når det gjelder dislokasjonsbildekraft. Beregningen viser at tilstedeværelsen av hulrom på SiO 2-masker bidrar til å redusere TDD. Eksperimentell verifisering er beskrevet av germanium (Ge) SEG, ved hjelp av en ultrahøy vakuum kjemisk dampavsetningsmetode og TD-observasjoner av den voksne Ge via etsning og tverrsnittstransmisjonselektronmikroskop (TEM). Det antydes sterkt at TDD-reduksjonen skyldes tilstedeværelsen av semisylindriske hulrom over SiO2 SEG-maskene og veksttemperaturen. For eksperimentell verifisering dannes epitaksiale Ge-lag med semisylindriske hulrom som et resultat av SEG av Ge-lag og deres koalescens. De eksperimentelt oppnådde TDD-ene reproduserer de beregnede TDD-ene basert på den teoretiske modellen. Tverrsnitts TEM-observasjoner viser at både avslutning og generering av TD forekommer ved semisylindriske hulrom. Plan-view TEM-observasjoner avslører en unik oppførsel av TD-er i Ge med semisylindriske hulrom (dvs. TD-er er bøyd for å være parallelle med SEG-maskene og Si-substratet).

Introduction

Epitaxial Ge på Si har tiltrukket seg betydelige interesser som en aktiv fotonisk enhetsplattform siden Ge kan oppdage / avgi lys i det optiske kommunikasjonsområdet (1, 3-1, 6 μm) og er kompatibel med Si CMOS (komplementær metalloksid halvleder) prosesseringsteknikker. Men siden gitterfeilen mellom Ge og Si er så stor som 4,2%, dannes gjengedekslokasjoner (TD) i Ge epitaksiale lag på Si med en tetthet på ~ 109 / cm2. Ytelsen til Ge fotoniske enheter forverres av TDs fordi TDs fungerer som bærergenereringssentre i Ge fotodetektorer (PD) og modulatorer (MODs), og som bærerrekombinasjonssentre i laserdioder (LDs). I sin tur vil de øke omvendt lekkasjestrøm (J-lekkasje) i PD og MODs 1,2,3, og terskelstrøm (Jth) i LDs 4,5,6.

Ulike forsøk er rapportert for å redusere TD-tettheten (TDD) i Ge on Si (tilleggsfigur 1). Termisk glødning stimulerer bevegelse av TD som fører til reduksjon av TDD, vanligvis til 2 x 107 / cm2. Ulempen er mulig sammenblanding av Si og Ge og utdiffusjon av dopanter i Ge som fosfor 7,8,9 (tilleggsfigur 1a). SiGe-gradert bufferlag 10,11,12 øker de kritiske tykkelsene og undertrykker genereringen av TD-er som fører til reduksjon av TDD, typisk til 2 x 10 6/cm2. Ulempen her er at den tykke bufferen reduserer lyskoblingseffektiviteten mellom Ge-enheter og Si-bølgeledere under (tilleggsfigur 1b). Aspect ratio trapping (ART) 13,14,15 er en selektiv epitaksiell vekst (SEG) metode og reduserer TDs ved å fange TDs på sideveggene av tykke SiO 2 grøfter, vanligvis til <1 x 10 6 / cm2. ART-metoden bruker en tykk SiO 2-maske for å redusere TDD i Ge over SiO2-maskene, som lokaliserer seg langt over Si og har samme ulempe (tilleggsfigur 1b,1c). Ge vekst på Si-søylefrø og glødning 16,17,18 ligner på ART-metoden, noe som muliggjør TD-fangst ved det høye aspektforholdet Ge vekst, til <1 x 10 5 / cm2. Imidlertid har høy temperatur glødning for Ge koalescens de samme ulempene i tilleggsfigur 1a-c (tilleggsfigur 1d).

For å oppnå lav TDD Ge epitaksial vekst på Si som er fri for ulempene med de ovennevnte metodene, har vi foreslått koalescensindusert TDD-reduksjon 19,20 basert på følgende to nøkkelobservasjoner rapportert så langt i SEG Ge vekst 7,15,21,22,23 : 1) TD-er bøyes for å være normale for vekstflatene (observert av tverrsnittstransmisjonselektronmikroskopet (TEM)), og 2) koalescens av SEG Ge-lag resulterer i dannelse av semisylindriske hulrom over SiO2-maskene.

Vi har antatt at TD-ene er bøyd på grunn av bildekraften fra vekstflaten. Når det gjelder Ge på Si, genererer bildekraften 1,38 GPa og 1,86 GPa skjærspenninger for skrueforvridninger og kantdislokasjoner ved avstander 1 nm fra de frie overflatene, henholdsvis19. De beregnede skjærspenningene er signifikant større enn Peierls-spenningen på 0,5 GPa rapportert for 60° dislokasjoner i Ge24. Beregningen forutsier TDD-reduksjon i Ge SEG-lag på kvantitativt grunnlag og stemmer godt overens med SEG Ge-veksten19. TEM-observasjoner av TD-er utføres for å forstå TD-atferd i den presenterte SEG Ge-veksten på Si20. Den bildekraftinduserte TDD-reduksjonen er fri for termisk glødning eller tykke bufferlag, og er dermed mer egnet for fotonisk enhetsapplikasjon.

I denne artikkelen beskriver vi spesifikke metoder for den teoretiske beregningen og eksperimentelle verifikasjonen som brukes i den foreslåtte TDD-reduksjonsmetoden.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. Teoretisk beregningsprosedyre

  1. Beregn baner for TDer. I beregningen antar du at SEG-maskene er tynne nok til å ignorere ART-effekten på TDD-reduksjon.
    1. Bestem vekstflater og uttrykk dem ved ligning(er). For eksempel, uttrykk tidsutviklingen til et rundformet tverrsnitt av et SEG Ge-lag med tidsutviklingsparameteren n = i, SEG Ge høyder (h i) og SEG Ge radier (r i), som vist i tilleggsvideo 1a og Eq. (1):
      Equation 4
    2. Bestem normale retninger for en vilkårlig plassering på vekstflatene. For det rundformede tverrsnittet SEG Ge, beskriv normallinjen ved (x i, y i) som , vist i tilleggsvideo 1b som Equation 7en rød linje. Deretter får du kanten av TD (x i + 1, y i + 1) fra punktet (x i , y i) ved å løse følgende samtidige ligninger:
      Equation 10
    3. Beregn en bane for en TD avhengig av plasseringen av TD-generasjonen (x 0, 0), som vist i Supplemental Video 1c. Med andre ord kan en bane for en vilkårlig TD beregnes ved metoden beskrevet ovenfor.
    4. Beregn TDD forutsatt at TD-er trenger inn i bunnoverflaten og bidrar til reduksjon av TDD (dvs. TD-er under punktet der SEG Ge-lag samler seg, fanges av semisylindriske hulrom og vises aldri på toppoverflaten).

2. Eksperimentell verifikasjonsprosedyre

  1. Forberedelse av SEG-maske
    1. Før fabrikasjon av SEG-masker, definer Ge vekstområder ved å utarbeide en designfil. I det nåværende arbeidet, forberede linje-og-mellomrom mønstre justert til [110] retning og firkantede Si-vindusområder på 4 mm i bredden ved hjelp av kommersiell programvare (f.eks. AutoCAD).
    2. Bestem utformingen av SEG-masker (spesieltW-vindu ogW-maske) ved hjelp av programvaren. W-vinduet er vindusbredden (Si-frøbredden) og W-masken er SiO2-maskebredden, slik at SEG Ge-lag kan sammenfalle med de tilstøtende. BestemW-vindu ogW-maske ved å tegne rektangler ved å klikke åpne fil → struktur → rektangel eller polylinje.
      MERK: Bredden på rektanglene blirW-vindu, og intervallet på rektanglene blirW-maske. I det foreliggende arbeidet er minimumsverdiene forW-vindu ogW-maske henholdsvis 0,5 μm og 0,3 μm, som er begrenset av oppløsningen i det anvendte EB-litografisystemet.
    3. Som referanser tegner du firkantede Si-vindusområder på 4 mm i bredden D, betraktet som teppeområdene. Klikk åpne fil → struktur → rektangel eller polylinje for å tegne det firkantede Si-vinduet. Bruk skjemaene vist i figur 1 til å klargjøre linje- og mellomromsmønstrene og det 4 mm kvadratiske teppeområdet.
    4. Forbered B-dopede p-Si (001) substrater med resistiviteten på 1-100 Ω∙cm. I det nåværende arbeidet, bruk 4-tommers Si-underlag. Rengjør underlagsoverflatene med Piranha-oppløsning (en blanding av 20 ml 30%H2O2og 80 ml 96%H2SO4) etter behov.
    5. Åpne lokket på en rørovn og legg Si-underlagene inn i ovnen ved hjelp av en glassstang. I det nåværende arbeidet, oksider 10 Si-substrater på en gang.
    6. Begynn å blåse tørr N2 gass inn i ovnen ved å åpne gassventilen. Sett deretter gasstrømningshastigheten til 0,5 l/m ved å kontrollere ventilen.
    7. Still inn glødetemperaturen ved å endre programmet. I dette arbeidet, bruk "mønstertrinn (modus 2)" og sett prosesstemperaturen til 900 ° C. Kjør deretter programmet ved å trykke på funksjonen → kjøre.
    8. Når temperaturen når 900 °C, lukk den tørre N 2-ventilen, åpne den tørre O 2-ventilen (O 2 strømning = 1 l / m) og hold den i2 timer.
      MERK: Utfør trinn 2.1.9-2.1.16 i et gult rom.
    9. Belegg de oksiderte Si-substratene med et overflateaktivt middel (OAP) med en sentrifuger, og stek deretter ved 110 °C i 90 s på en kokeplate.
    10. Etter surfaktantbelegget, belegg Si-underlagene med en fotoresist (f.eks. ZEP520A) med en sentrifuger, og stek deretter ved 180 °C i 5 minutter på en kokeplate.
    11. Legg Si-substratene med overflateaktivt middel og fotoresist i en elektronstråle (EB) forfatter.
    12. Les designfilen (utarbeidet i trinn 2.1.2) i EB-skriveren og lag en operasjonsfil (WEC-fil). Angi dosemengde til 120 μC/cm2 i WEC-filen. Når underlagsbelastningen er ferdig, utfør EB-eksponering ved å klikke på knappen for enkel eksponering .
    13. Losse underlaget fra EB writer ved å klikke wafer bære → losse som eksponeringen er ferdig.
    14. Forbered en fotoresistutvikler (ZED) og en skylling for utvikleren (ZMD) i et trekkkammer. Dypp de eksponerte Si-underlagene i utvikleren i 60 s ved romtemperatur.
    15. Fjern Si-underlagene fra utvikleren, og tørk deretter underlaget med N2-gass .
    16. Legg de utviklede Si-underlagene på en kokeplate for å bake ved 110 °C i 90 s.
    17. Dypp Si-substratene i en bufret flussyre (BHF-63SE) i 1 min for å fjerne en del av SiO2-lagene som er utsatt for luft som følge av EB-eksponering og utvikling.
    18. Fjern fotoresisten fra Si-substratene ved å dyppe i en organisk fotoresistfjerner (f.eks. Hakuri-104) i 15 minutter.
    19. Dypp Si-substratene i 0,5 % fortynnet flussyre i 4 minutter for å fjerne det tynne, naturlige oksidet i vindusområdene, men for å beholde SiO2-maskene . Deretter lastes du på et ultrahøyvakuum kjemisk dampavsetningskammer (UHV-CVD) for å vokse Ge. Figur 2 viser UHV-CVD-systemet som brukes i det foreliggende arbeidet.
  2. Epitaksial Ge vekst
    1. Legg Si-underlaget med SEG-masker (fabrikkert som i trinn 2.1) inn i et lastlåskammer.
    2. Angi buffer-/hovedveksttemperaturen i kategorien Oppskrift som vises på driftscomputeren. Bestem varigheten for hovedveksten av Ge slik at SEG Ge-lag samler seg med tilstøtende. For å bestemme varigheten for hovedveksten, vurder vekstraten til Ge på de {113} planene, som bestemmer veksten i plan / lateral retning26. I dette arbeidet setter du varigheten for hovedveksten til 270 min og 150 min for henholdsvis 650 °C og 700 °C.
    3. Klikk start i hovedvinduet, og deretter overføres Si-substratet automatisk til vekstkammeret.
      MERK: Protokoll om epitaksiell Ge-vekst (trinn 2.2.4-2.2.7) behandles automatisk.
    4. Øk Ge-bufferen på det belastede Si-substratet ved lav temperatur (≈380 °C). Bruk GeH 4 fortynnet ved 9 % i Ar som kildegass og hold partialtrykket til GeH4 i 0,5 Pa under bufferveksten.
    5. Voks Ge hovedlag ved forhøyet temperatur. Hold partialtrykket på GeH4 for 0,8 Pa under hovedveksten. I dette arbeidet, bruk to forskjellige temperaturer på 650 og 700 ° C for hovedveksttemperaturen for å sammenligne SEG Ge med et rundformet tverrsnitt og med et {113}-fasettert tverrsnitt25.
      MERK: Vekstraten for Ge på (001) planet var 11,7 nm / min uavhengig av temperaturen.
    6. For å visualisere utviklingen av SEG Ge og deres koalescens, utfør Ge vekst med periodisk innsetting av 10 nm tykke Si0,3 Ge 0,7avgrensningslag på et annet Si-substrat. Si 0,3 Ge 0,7 lag ble dannet ved bruk av Si2H6 og GeH4 gasser. Under Si0.3Ge 0.7-lags vekst, sett partialtrykket av Si2H6 gass ved 0, 02 Pa og partialtrykket av GeH4 gass ved 0, 8 Pa.
    7. Siden Si-substratet automatisk overføres fra vekstkammeret til lastlåsekammeret, må du lufte lastlåskammeret og laste ut Si-substratet manuelt.
  3. Målinger av etsegroptetthet (EPD)
    1. Oppløs 32 mg I2 i 67 mlCH3COOH ved hjelp av en ultralydrengjøringsmaskin.
    2. Bland I2-oppløst CH3COOH, 20 ml HNO3 og 10 ml HF.
    3. Dypp de Ge-grown Si-substratene iCH3COOH/HNO3/HF/I 2-løsningen i 5-7 s for å danne etsede groper.
    4. Observer de etsede Ge-overflatene med et optisk mikroskop (vanligvis 100x) for å sikre at etsede groper blir dannet.
    5. Bruk et atomkraftmikroskop (AFM) for å telle de etsede gropene. Sett den etsede Ge-prøven på et AFM-trinn, og nærme deg deretter sonden ved å klikke automatisk tilnærming.
    6. Bestem observasjonsområdet ved hjelp av et optisk mikroskop integrert med en AFM, og skann fem forskjellige områder på 10 μm x 10 μm. Amplitudempingsfaktoren bestemmes automatisk.
  4. TEM-observasjoner
    1. Plukk opp TEM-prøver fra de koalescede/teppe Ge-lagene ved å bruke en fokusert Ge-ionstråle (FIB mikroprøvetakingsmetode)27.
    2. Poler TEM-prøvene i et ionfresesystem ved hjelp av Ar-ioner. I dette arbeidet tynnes TEM-prøver for tverrsnittsobservasjoner til å være 150-500 nm i [110] retning, og for planvisningsobservasjoner til å være 200 nm i [001] retning.
    3. For plan-view TEM-prøver, beskytt de øverste overflatene av Ge-lagene med amorfe lag, og tynn deretter ned fra bunnen (substrat) av G-lagene.
    4. Utføre TEM-observasjoner under en akselerasjonsspenning på 200 kV. Utfør tverrsnittsskanning av TEM (STEM) observasjoner for å observere tykke (500 nm) TEM-prøver.
    5. For en koalescert Ge med Si0.3Ge0.7 avgrenslagslag, utfør tverrsnitt høyvinklet ringformet mørkt felt (HAADF) STEM-observasjoner under en akselerasjonsspenning på 200 kV.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Teoretisk beregning

Figur 3 viser beregnede baner for TDer i 6 typer koalescerte Ge-lag: her definerer vi blenderforholdet (APR) til å være W-vindu/(W-vindu + W-maske). Figur 3a viser en rundformet SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,8. Her er 2/6 TDs fanget. Figur 3b viser en {113}-fasettert SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,8. Her er 0/6 TDs fanget. Figur 3c viser en rundformet SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,1. Her er 5/6 TDs fanget. Figur 3d viser en {113}-fasettert SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,1. Her er 6/6 TDs fanget. Figur 3e viser en rundformet SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,1, i tilfelle Ge vokser på SiO2-masker. Her er 0/6 TDs fanget. Figur 3f viser en {113}-fasettert SEG-opprinnelse koalescert Ge av APR = 0,1, i tilfelle Ge vokser på SiO2-masker. Her er 0/6 TDs fanget.

Banene til 6 TD-er generert ved (x 0, 0), der x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 og 0,8 ganger Wvindu/2, vises som røde linjer i hver figur. TD-er plassert over koalescenspunktene til disse to SEG Ge-lagene forplanter seg oppover til toppoverflaten, mens TD-er under punktene forplanter seg nedover for å forbli på tomromsoverflaten over SiO2-masken.

I figur 3a-3d antas det at SEG Ge ikke vokser på SiO2. Dermed antas sideveggene til den {113}-fasetterte SEG Ge å være rundformede for ikke å berøre det SiO2-maskerte området. Det er tydelig vist at rundformet SEG og deretter koalescert Ge er mer effektive for å redusere TDD ved en APR på 0,8 enn det {113}-fasetterte tilfellet, mens {113}-fasetterte og deretter koalescerte Ge er mer effektive enn en rundformet en ved en APR på 0,1. Denne "kryssingen" tilskrives tilstedeværelsen av {113} fasetter nær SEG-toppen: {113} fasetter er mer avviket fra [001] retning enn rundformede flater.

Figur 3e og figur 3f viser koalescert Ge ved et blenderforhold på 0,1, forutsatt at Ge ikke er nukleert på SiO 2, men viser fukting med SiO2-masken, mye rapportert i tidligere rapportert Ge-koalescens13,15,22,28,29,30,31. Som vist i figur 3e og figur 3f er det ikke noe halvsylindrisk tomrom mellom to SEG, og dermed er ingen TD fanget på overflaten.

Figur 4 viser beregnede TDDer i koalesced Ge. I figur 4 viser den røde linjen beregnede TDDer i koalesced Ge som stammer fra den rundformede SEG Ge, og den blå linjen viser beregnede TDDer i koalesced Ge som stammer fra den {113}-fasetterte SEG Ge. Siden TDer i Ge på Si stammer fra gitterfeilen mellom Ge og Si, antas det at TD-generering bare skjer ved grensesnitt mellom Ge og Si. Med andre ord, TDD bør reduseres med APR.

Når APR er større enn 0,11, er den rundformede SEG Ge mer effektiv enn den {113}-fasetterte (figur 3a og figur 3b). Når APR er mindre enn 0,11, blir derimot den {113}-fasetterte SEG Ge mer effektiv enn den rundformede (figur 3c og figur 3d). Som i figur 3 tilskrives slik krysning tilstedeværelsen av {113} fasetter nær SEG-toppen (x 0≈ 0). Merk at figur 3e og figur 3f tilsvarer den svarte linjen i figur 4, som viser reduksjonen av TDD fra reduksjonen av APR, men ikke til koalesensen (dvs. SEG Ge fukting med SiO2 har en negativ effekt mot TDD-reduksjonen).

Eksperimentell verifisering

Figur 5 viser typiske tverrsnittsbilder av elektronmikroskopi (SEM) (figur 5b-5d, 5f) og fordelingskartene (figur 5a, 5e) som viser om koalesens forekommer eller ikke. Figur 5b-5d, 5f viser tverrsnitts SEM-bilder av ikke-koalescerte SEG Ge-lag (figur 5b, dyrket ved 700 °C; Figur 5f, dyrket ved 650 °C), koalescerte SEG Ge-lag med en ikke-flat toppoverflate (figur 5c, vokst ved 700 °C), og koalescerte SEG Ge-lag med en flat toppoverflate (figur 5d; dyrket ved 700 °C). SEM-bilder vist i figur 5b og figur 5d er polert av en fokusert ionstråle etter avsetning av Pt-beskyttelseslag. Koalescensen oppstår nårW-vinduet ogW-masken er mindre enn 1 μm for de nåværende vekstforholdene. SEG-maskene medW-maske på 1 μm eller større forhindrer koalescens av Ge på grunn av den lille mengden Ge vekst i sideretningen26. SEG-maskene med etW-vindu på 2 μm eller større forhindrer også koalescensen av Ge, selv om koalescensen fant sted nårW-vinduet er mindre enn 1 μm. Dette skyldes at den laterale veksthastigheten til Ge over SiO2 avhenger avW-vinduet30. Maske- og vindusmønsteravhengigheten er oppsummert i figur 7a (700 °C) og figur 7e (650 °C).

Ved sammenligning av de ikke-koalescerte SEG Ge-lagene (figur 4b og figur 4f) er det tydelig vist at SEG Ge-laget vokst ved 700 °C har et rundformet tverrsnitt, mens SEG Ge-laget vokst ved 650 °C har et {113}-fasettert tverrsnitt. Som i figur 5b viser veksten ved 700 °C en rundformet SEG Ge uten Ge-vekst på SiO 2 (dvs. ingen fukting med SiO2-masken). Derfor fortsetter veksten som figur 3a og figur 3c. På den annen side, som i figur 5f, vises en {113}-fasettert SEG Ge ved 650 ° C. Det er sterkt antydende at Ge ville vise fukting med SiO2-masken. I kontrast er kanten rundformet (dvs. ikke fukting). Derfor er veksten ved 650 °C mellom Figur 3b (ingen fukting) og Figur 3f (perfekt fukting). Dette indikerer at TDD-reduksjonen bør ligge mellom figur 3b og figur 3f. Tatt i betraktning de teoretiske resultatene vist i figur 6, bør disse forskjellene i SEG Ge-tverrsnittene sterkt påvirke TDDer i de koalescerte Ge-lagene.

Forskjellen i fuktvekst på SiO2 kan forstås som følger. Kontaktvinkelen mellom Ge og SiO2 (θ) bestemmes av Youngs ligning:

 Equation 12

Her er γ SiO2, γ Ge, og γint SiO 2 overflatefri energi, Ge overflatefri energi og Ge/SiO2 grenseflatefri energi, henholdsvis. Vinkelen på SEG Ge-sideveggen blir større etter hvert som Ge-veksten fortsetter. Når vinkelen til SEG Ge-sideveggen når kontaktvinkelen θ, må SEG Ge vokse i vertikal ([001]) eller lateral ([Equation]) retning. Når det gjelder vekst på 650 °C, er den vertikale veksten sterkt begrenset av de {113} fasettene, og dermed foretrekker SEG Ge å vokse i sideretning (dvs. fuktvekst). Selv om fuktingen kan generere dislokasjoner ved Ge og SiO 2-grensesnittet, skal den endelig avsluttes ved den semisylindriske tomromsoverflaten. Ved vekst på 700 °C kan Ge vokse i vertikal retning, og kontaktvinkelen er større enn ved 650 °C på grunn av større γint. Dette vil være grunnen til at 650 °C-dyrket Ge viser fukting over SiO2, mens 700 °C vokse-Ge ikke gjør det.

For Ge etter koalesens påvirkes ikke tverrsnittsstrukturen av veksttemperaturen: koalescerte Ge-lag dyrket ved 650 °C og de som vokser ved 700 °C kunne ikke differensieres ved tverrsnittsobservasjoner av SEM.

Merk at for de fabrikkerte mønstrene varW-vindusverdiene større og W-maskeverdiene mindre enn de designede fordi en isotropisk våtetseprosess ble brukt til å fremstillemasken . De faktiske verdiene avW-vindu ogW-maske ble oppnådd ved tverrsnittsobservasjoner av SEM etter Ge-vekst.

I tillegg til dette var tykkelsen på masken SiO2-lagene 30 nm i henhold til tverrsnitts-SEM-observasjoner og spektroskopiske ellipsometrimålinger. Slike tynne SiO2-lag ble brukt for å undersøke TDD-reduksjonen forklart i figur 3 og figur 4, og fjernet effekten av epitaksiell halsing på ART. I det foreliggende arbeidet er størrelsesforholdene lavere enn 0,05, noe som er lite nok til å ignorere effekten av epitaksiell halsing på ART.

Figur 6a viser et tverrsnitt HAADF STEM for en SEG med Si 0,3 Ge 0,7 avgrenslagslag, og en skjematisk illustrasjon av figur 6a er vist i figur 6b (W-vindu = 0,66 μm,W-maske = 0,84μm). Avgrensningslagene Si0,3 Ge 0,7viser tydelig overflateformene under veksten ved 700 °C. STEM-bildet viser G-overflatene til hvert veksttrinn fra rundformet SEG til et flatt epitaksialt lag dannet etter koalescensen. Vekstraten like etter koalescensen er kraftig forsterket i de sammenslåtte områdene. Denne raske veksten er sannsynligvis indusert av Ge-epilaget, noe som minimerer overflaten for å bli energisk stabilisert.

I motsetning til den rene Ge SEG, viser de presenterte Ge SEG med Si 0.3 Ge0.7-avgrensningslagene fukting med SiO2-maskene (figur 8a). Forskjellen i fukting skyldes kanskje innsetting av Si0,3 Ge 0,7avgrenslag, hvis kjernedannelse er forbedret på SiO2-lag som er usannsynlig for Ge.

Flat-top coalesced Ge (blåsirklede områder i figur 5a og figur 5e) brukes til EPD-målinger. Ge-lagene ble etset i gjennomsnitt med 200 nm. Typiske AFM-bilder etter etsning er vist i figur 7a og figur 7b, tatt for 1,15 μm tykk koalescert Ge vokst ved 700 °C (W-vindu = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm) og 2,67 μm tykk koalescert Ge vokst ved 650 °C (W-vindu = 0,66 μm og W-maske = 0,34 μm). Som referanse er bildet av det 1,89 μm tykke teppet Ge vokst ved 700 °C vist i figur 7c. De mørke prikkene i AFM-bildene er etsede groper som indikerer tilstedeværelsen av TD-er. EPD-verdiene fra figur 7a-7c ble oppnådd til å være henholdsvis 7,0 x 10 7/cm 2, 7,9 x 10 7/cm 2 og 8,7 x 107/cm 2. Våre tidligere rapporter viste at de oppnådde EPDene i denne etsetilstanden er lik TDDer bestemt ved plan-view transmisjonselektronmikroskopi (TEM) 4,32,33,34. Den målte EPD for teppe Ge-laget (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) stemmer godt overens med TDD oppnådd fra planvisning TEM-observasjon med et relativt stort areal på 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2), noe som indikerer at EPD er lik TDD.

For å sammenligne de eksperimentelt oppnådde TDDene med beregninger, ta hensyn til effekten av tykkelse på TDD. Det er en trend at TDD avtar etter hvert som Ge-tykkelsen øker på grunn av økte sjanser for parets utslettelse av TD. Derfor bør reduksjonen av TDD observert for den koalescerte Ge, tynnere enn teppe Ge, tilskrives mekanismen beskrevet i figur 3 og figur 4 (dvs. vi må beregne den normaliserte TDD for å sammenligne de eksperimentelt oppnådde TDDene med de beregnede i figur 4). Før normaliseringen ble det utført en korreksjon av TDD for teppe Ge (ρ-teppe), med tanke på tykkelsen og veksttemperaturen på TDD. I likhet med de tidligere rapportene35,36 erρ-teppet [/cm 2] omtrent uttrykt som2,52 x 1013 x [d (nm)]-1,57 for Ge-lagene dyrket i temperaturområdet 530-650 °C ved bruk av en UHV-CVD. Her er d tykkelsen på teppet Ge-laget. ρteppe [/cm 2] er redusert for Ge-lagene vokst ved 700 °C, og omtrent uttrykt som2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37.

Figur 7d viser normalisert TDD som en funksjon av APR, W-vindu / (W-vindu + W-maske). TDDer i koalescert Ge dyrket ved 650 °C vises som blå trekanter og de som dyrkes ved 700 °C som røde diamanter. Siden SEG Ge ved 650 °C viser noe fukting med SiO 2-masken, bør vekstdataene falle mellom de svarte og blå linjene. SEG Ge ved 700 °C skal være på rød linje. De eksperimentelle resultatene stemmer godt overens med beregningen basert på tverrsnittsform og fukteforhold.

Som beskrevet ovenfor konkluderes det med at oppførselen til TD-er er godt forklart av modellen basert på bildekraften til vekstflater på TD-er. For å forstå samspillet mellom TD og overflaten, har vi observert TDer med et lysfelt tverrsnitt STEM. En defekt observeres bøyd og avsluttet på en overflate av et semisylindrisk tomrom i figur 8a. Denne oppførselen til TD er ganske lik beregnede baner for TDer vist i figur 3. Den observerte banen til TD gjengir imidlertid ikke nøyaktig den vi forutså i figur 3. Forskjellen vil bli forklart som et resultat av en TD-transformasjon for å minimere energien under eller etter veksten (f.eks. temperaturreduksjon fra veksttemperatur til romtemperatur). Figur 8b viser en simulering av tøyning i det koalescerte Ge-epilaget på Si. Strekkbelastning induseres i Ge-laget på Si på grunn av misforholdet mellom termisk ekspansjonskoeffisient mellom Ge og Si. Simuleringen indikerer at tøyningsakkumulering oppstår på toppen av de semisylindriske hulrommene og belastningsavslapping ved undergrunnslaget av de semisylindriske hulrommene, noe som vil motivere TDer til å transformere.

På den annen side viser figur 8c defektgenerering på toppen av et tomrom, selv om generasjonspunktet ville bli fjernet under fremstillingen av TEM-prøven. Defekten i figur 8c er nær en rett linje, men vinkelen mellom defekten og (001) planet (≈78,3°) stemmer ikke med det for {111}planet (54,7°).

Elektrondiffraksjonsmønsteret vist i figur 8d ble oppnådd nær defekten i figur 8c. Fraværet av streklys indikerer at det ikke skal være en 2D-struktur (dvs. feilen er en dislokasjon). I tidligere rapporter 28,29,30,31,37 ble det dannet 2D-defekter som viser klart streklys i elektrondiffraksjonsmønstre, som er mot det som er observert i det nåværende arbeidet. Observasjonsresultatene (fraværet av 2D-defekter) støtter prediksjonen om at hulrommene og deres frie overflater bidrar til å frigjøre belastning i Ge på Si, eller på annen måte forårsaker krystallfeilorientering mellom tilstøtende SEG Ge-lag. Dette stemmer overens med en tidligere rapport som kort antyder at dannelsen av 2D-defekter forhindres i koalescerte SEG Ge-lag med hulrom på SiO2-maskene 38.

Det er to kandidater for TD-generasjonen vist i figur 10c: tøyningsfordelingen og feilorienteringen mellom SEG Ge-lagene. I epitaksial Ge på Si, induseres strekkstammen i Ge på grunn av misforholdet mellom termisk ekspansjonskoeffisient mellom Ge og Si39. Simuleringsresultatet vist i figur 8b indikerer akkumulering av strekkbelastning (~0,5%) på toppen av tomrommet som nevnt ovenfor. Slik belastningsakkumulering på tomromstoppen kan resultere i TD-generasjon vist i figur 8c. En annen kandidat, feilorienteringen mellom SEG Ge-lagene, har blitt antatt å generere 2D-defekter som observert i tidligere rapporter som viser koalescens av SEG Ge-lag 28,29,30,31,37. I dette arbeidet vil imidlertid genereringen av 2D-defekter bli undertrykt på grunn av tilstedeværelsen av hulrom som kort nevnt i en tidligere rapport38, men resultere i TD-generasjonen på grunn av ufullkommen undertrykkelse. Nærmere drøfting av den feilorienteringsinduserte dislokasjonen vil bli beskrevet i en senere del med skjematiske illustrasjoner (figur 12).

Figur 9a og figur 9b viser lysfeltplanvisning TEM-bilder av et koalescert Ge-lag (W-vindu = 0,82 μm, W-maske = 0,68 μm) og et teppe Ge-lag, dyrket på samme substrat. For plan-view TEM-observasjonene ble TEM-prøver dannet ved hjelp av de øverste 200 nm regionene i Ge-lagene som beskrevet i trinn 2.4.3 og er indikert med røde stiplede firkanter i de skjematiske tverrsnittene øverst i figur 9. SiO2 maskestriper er justert til [110] retningen for den koalescerte Ge i figur 9a. TEM-bildet med planvisning vist i figur 9a ble tatt for et område på 6 μm x 8 μm. Selv om det er fem par SiO 2-masker og Si-vindusområder i dette TEM-bildet, kan ikke områdene over SiO2-maskene og Si-vinduene skilles fra hverandre i TEM-bildet. Dette skyldes at det observerte området (topp 200 nm) er langt over der semisylindriske hulrom befinner seg (nederste 150 nm).

Det er funnet at TDDer hentet fra figur 9a og figur 9b er henholdsvis 4,8 x 10 7/ cm 2 og 8,8 x 107 / cm2. Som vist i figur 7d viser EPD-målinger at TDD i det koalescerte Ge-laget (W-vindu = 0,82 μm ogW-maske = 0,68 μm) er 4 x 107 cm−2. Dermed viser TDD i figur 9a et godt samsvar med EPD vist i figur 7. Det er også bemerkelsesverdig at verken EPD-målinger eller TEM-observasjoner viser TDD-reøkning, noe som ofte vises når SEG Ge-lag flyter sammen (dvs. TDD-økningen på grunn av generering av TD-er (figur 8b) undertrykkes i en slik grad at TDD-økningen er uvitende i det nåværende TDD-området (i størrelsesorden 107/cm2)).

Det skal bemerkes at et TD-fritt område så stort som 4 μm x 4 μm realiseres i den koalescerte Ge, som i figur 9a. Selv om teppet Ge i figur 9b viser TD med relativt jevn fordeling, har den koalescerte Ge høye og lave TDD-områder. Slike forskjeller i TD-fordeling antyder at ytterligere TDD-reduksjon vil være oppnåelig i den koalescerte Ge. 1 TD i et område på 4 μm x 4 μm, som er observert i figur 9a, tilsvarer TDD på 6,25 x 106/cm2.

Sammenligner man koalescert Ge (figur 9a) og teppe Ge (figur 9b), er det klart at lengdene på defektlinjene i koalesced Ge er lengre enn lengdene i teppe Ge. I koalescert Ge, er det typisk 1 μm lange defektlinjer, og de er justert til [110] retning. Merk at [110]-retningen er lengderetningen til SiO2-stripene. Det er to mulige forklaringer på slike lange defektlinjer: (i) 2D-defekter observeres og (ii) dislokasjoner skråner i [110] retning. Imidlertid blir 2D-defekter umiddelbart nektet på grunn av bredden på de observerte lange defektene (dvs. 2D-defekter på {111} plan skal vise bredere defektlinjer). Geometrisk skal 2D-defekter på de {111} planene vise 140 nm brede defektlinjer, med tanke på tykkelsen på TEM-prøven (200 nm) og vinkelen på {111} med (001) plan (54,7°). Plan-view TEM-bildet viser at defektlinjene er 10-20 nm i bredden, noe som er mye smalere enn 140 nm. Dermed bør manglene som vises som lange linjer tilskrives (ii) dislokasjoner tilbøyelig i [110] retning. En enkel geometrisk beregning gir vinkelen mellom skråningsdislokasjonene og (001) planene: tan−1(200 nm/1 μm) = 11,3°. Merk at, som vist i figur 8b, har TD-er i teppe Ge en tendens til å bli rettet nesten vertikalt mot underlaget hvis det ikke utføres glødning etter vekst, og viser små svarte prikker i plan-view TEM-bilder.

For mer detaljert analyse av de skråstilte TD-ene, observeres et lite område med høy TDD vilkårlig som i figur 10. TEM-prøven ble fremstilt fra de øverste 200 nm av det sammenblandede Ge-laget, det samme som plan-view TEM-observasjonene ovenfor.

Figur 10a og figur 10b viser mørkefelt (g = [220] for figur 12a og [Equation] for figur 12b) planvisning TEM-bilder tatt i samme område. I figur 12 ble fire skrånende dislokasjoner observert i et område på 4 μm x 4 μm. Figur 10b viser at en skråstilt dislokasjon (den rødsirklede) forsvinner når diffraksjonsvektor g = [], noe som indikerer at Burgers-vektoren er bestemt til å være [110] eller [EquationEquation] for den rødsirklede dislokasjonen. Siden defektlinjen er i [110] retning, er dislokasjonen funnet å være en skrueluksasjon. De tre andre skrådislokasjonene (grønnsirklede) tilskrives de blandede dislokasjonene fordi de ikke forsvant uansett hvilken diffraksjonsvektor g som ble valgt.

Det er to mulige forklaringer på helningen til TDer i koalescerte Ge-lag: (i) Ge vekst i [110] retning, og (ii) defektgenerering når SEG Ge-lag flyter sammen.

Ge vekst i [110] retning

Figur 11 viser et planvisning SEM-bilde og vekstprosessen for å danne et flatt epitaksialt lag fra en ikke-plan SEG-overflate som en skjematisk film. Ved å reflektere kantbølgen til SiO 2-stripemønstrene dannet av EB-litografiet og våt kjemisk etsing, starter koalescensen fortrinnsvis på noen punkter, og fortsetter deretter i [110] og [Equation] retningene over SiO2-maskene. Figur 11b og figur 11c viser skjematisk fugleperspektivet og (Equation) tverrsnittsbildet når SEG Ge-lagene er delvis sammensmeltet. En TD generert ved et vekstvindu vises over tomrommet som vist i figur 3, og deretter begynner TD-ene å forplante seg i [110] eller [Equation] retning på grunn av bildekraften. Dette fører til at TD-er heller i [110] retning (som i figur 9a). Den røde heltrukne linjen i figur 11c viser en TD bøyd i [110] retning i henhold til modellen ovenfor, noe som forklarer tilstedeværelsen av de skrånende TDene observert i figur 9a og figur 10 på kvalitativt grunnlag.

Mekanismen kan forklare både kant- og skrue-TD-er, med tanke på Burgers-vektorene til TD-er generert ved Ge/Si-grensesnitt40. Når Ge dyrkes på et Si-substrat, dannes kantmisfitdislokasjoner (MD) for å frigjøre belastning, og MD justeres i [110] eller [Equation] retning. MD-ene danner trådsegmenter (dvs. TD-er), og Burgers-vektorene for TD-ene stammer fra MD-er justert i [110] retning (MD110) er a / 2 [] eller a / 2 [EquationEquation] (a: gitterkonstanten). På den annen side er Burgers-vektorene a / 2 [110] eller a / 2 [] for TD-ene stammer fra MD-er justert i [EquationEquation] retning (Equation 21). I tilfelle at TDene fra MD 110 er tilbøyelige til [110] retningen, viser plan-view TEM-observasjoner TDene som kantdislokasjoner. På samme måte, når TD-ene fra Equation 21 er tilbøyelige til [110] retningen, blir de observert som skrueforvridninger.

Defektgenerering når SEG Ge-lag flyter sammen

Figur 12 viser skjemaer som forklarer generering av defekter når SEG Ge-lag flyter sammen med liten rotasjon (dvs. feilorientering). Som skjematisk illustrert i figur 12, bør feilorienteringen generere kant / skrue / blandede dislokasjoner ved koalesensgrensesnittet. I figur 12 er feilorientering mellom to SEG Ge-lag i [110] retning dekomponert i tre typer rotasjoner. Figur 12a-12c viser rotasjonen rundt henholdsvis [110]-aksen, [001]-aksen og [Equation]-aksen.

Koalesensen i figur 12 antas å forekomme mellom et strengt epitaksialt Ge-lag (Ge (001)) og et tilstøtende SEG Ge-lag med feilorientering (m-Ge). Rotasjonen rundt [110]-aksen (figur 12a) resulterer i generering av kantdislokasjoner parallelt med [110]-retningen ved grensen angitt som en stiplet linje. På samme måte, som i figur 12b, genereres kantdislokasjonene parallelt med [001]-retningen som et resultat av rotasjonen rundt [001]-aksen. På den annen side genererer rotasjonen rundt []-aksen, vist i figur 12c, et skruedislokasjonsnettverk, som består av dislokasjoner av b = [110] og b = [Equation001], som ligner tilfellet for direkte binding av Si (001) overflater som viser skruedislokasjonsnettverk41. Skruen TD observert i figur 10 kan tilskrives koalescensen med feilorientering av en rotasjon rundt [Equation] aksen. Kombinasjonen av rotasjoner rundt [110]-aksen (figur 12a) og rundt [Equation]-aksen (figur 12c) kan forklare de blandede TD-ene vist i figur 12. Den blandede dislokasjonen vist i figur 9b forklares også av kombinasjonen av rotasjonen rundt [001]-aksen (figur 12b) og rotasjonen på [Equation]-aksen (figur 12c).

Forutsatt at dislokasjonene som stammer fra feilorienteringen genereres med en tetthet på 1 x 107/cm2, anslås den gjennomsnittlige rotasjonsvinkelen rundt [Equation]-aksen å være 0,034° 42. Sammenlignet med estimeringen har vi allerede rapportert at det er svingninger i orientering i et linjeformet SEG Ge-lag for 100 buesekunder (= 0,028°), ved bruk av mikrostrålerøntgendiffraksjonsobservasjoner43. De rapporterte svingningene i orientering og estimert rotasjonsvinkel viser godt samsvar, noe som støtter TD-genereringsmekanismen basert på feilorientering.

Figure 1
Figur 1: Skjematiske illustrasjoner av linje- og mellomromsformede og 4 mm kvadratiske SEG-masker på et Si(001)-substrat. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 2
Figur 2: Bilder for deler av en UHV-CVD-maskin; gassskap, prosesskammer, lastlåskammer og betjeningscomputer. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 3
Figur 3: Beregnede baner for 4 TDs i (a) rundformet SEG-opprinnelse, blenderforhold = 0,8, (b) rundformet SEG-opprinnelse, blenderforhold = 0,1, (c) {113}-fasettert SEG-opprinnelse, blenderforhold = 0,8 og (d) {113}-fasettert SEG-opprinnelse, blenderforhold = 0,1. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 4
Figur 4: Beregnede TDDer i koalesced Ge stammer fra {113}-fasettert SEG Ge (blå linje) og rundformet SEG Ge (rød linje). Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 5
Figur 5: Utbredelseskart og SEM-bilder av koalescede/ikke-koalescerte Ge-lag. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 6
Figur 6: (a) Et tverrsnitts HAADF STEM-bilde av koalescert Ge (W-vindu = 0,66 μm, W-maske = 0,84 μm) vokst ved 700 °C med 10 nm tykke Si 0,3 Ge0,7 avgrenslagslag, og (b) en skjematisk illustrasjon som tilsvarer betingelsene vist i (a). Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 7
Figur 7: Typiske AFM-bilder for å måle EPDer for (a) 1,15 μm tykk koalescert Ge vokst ved 700 °C (W-vindu = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm), (b) 2,67 μm tykk koalescert Ge vokst ved 650 °C (W-vindu = 0,86 μm og W-maske = 0,34 μm), og (c) 1,89 μm tykt teppe Ge dyrket ved 700 °C, og sammendrag av EPD-måleresultatene i (d). Klikk her for å se en større versjon av denne figuren.

Figure 8
Figur 8: (110) tverrsnitt (a) STEM og (b) TEM-bilder av koalescerte Ge-lag (W-vindu = 0,66 μm og W-maske = 0,44 μm), (c) elektrondiffraksjonsmønster oppnådd nær defekten vist i (b), og (d) endelig elementmetodesimuleringsresultat av en belastningsfordeling i den koalescerte Ge. Figur 9(a), (c) og (d) er endret fra 20. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren. 

Figure 9
Figur 9: Lysfelt plan-view TEM-bilder av (a) et sammensmeltet Ge-lag (W-vindu = 0,82 μm, W-maske = 0,68 μm) og (b) et generelt Ge-lag. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren. 

Figure 10
Figur 10: Plan-view TEM-bilder av et lite område med høy TDD med g vektorer av (a) [220] og (b) [Equation]. Dette tallet er endret fra 20. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren. 

Figure 11
Figur 11: (a) Et planvisning SEM-bilde, (b) et skjematisk bilde i fugleperspektiv og (c) et (Equation) tverrsnittsskjematisk bilde av en delvis sammensmeltet SEG Ge. Dette tallet er endret fra 20. Klikk her for å laste ned denne videoen.

Figure 12
Figur 12: Skjemaer over defektgenerering når SEG Ge-lag flyter sammen med krystallrotasjon rundt (a) [110], (b) [001] og (c) [Equation] orientering. Dette tallet er endret fra 20. Klikk her for å se en større versjon av denne figuren. 

Metode Oppnådd TDD (cm-2) Temperatur (°C) Tykkelse på bufferlag
Termisk glødning 2E7 ≈900 °C ≈100 nm
(lavtemperaturbuffer)
SiGe-gradert buffer 1e6 veksttemperatur (600–700 °C) 2–3 μm
KUNST 1e6 veksttemperatur (600–700 °C) 500–1000 nm
Si søyle frø 1e5 ≈800 °C ≈5 μm
Dette arbeidet 4E7 veksttemperatur
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabell 1: En oppsummering av oppnådd TDD og ulemper med tanke på fotonisk enhetsapplikasjon for konvensjonelle/presenterte TDD-reduksjonsmetoder.

Tilleggsfigur 1: Fire typiske metoder som er mye brukt for å redusere TDD i epitaksiell Ge på Si: (a) termisk glødning, (b) SiGe-gradert buffer, (c) Aspect ratio trapping (ART) og (d) Si-søylefrø. Klikk her for å laste ned dette tallet.

Tilleggsvideo 1: Skjematiske illustrasjoner av en TD bøyd på grunn av bildekraft i en rundformet SEG Ge.  Klikk her for å laste ned denne videoen.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

I dette arbeidet ble TDD på 4 x 107/cm2 eksperimentelt vist. For ytterligere TDD-reduksjon er det hovedsakelig 2 kritiske trinn i protokollen: SEG-maskeforberedelse og epitaksiell Ge-vekst.

Vår modell vist i figur 4 indikerer at TDD kan reduseres lavere enn 107/cm2 i koalescert Ge når APR, W-vindu/(W-vindu + W-maske), er så liten som 0,1. Mot ytterligere TDD-reduksjon bør SEG-masker med mindre APR utarbeides. Som nevnt i trinn 2.1.2 var minimumsverdiene forW-vindu ogW-maske henholdsvis 0,5 μm og 0,3 μm, begrenset av oppløsningen i det anvendte EB-litografisystemet. En enkel metode for å redusere APR er å modifisere litografi og etseprosesser (f.eks. å bruke en annen fotoresist, å bruke bedre litografisystem, å bruke tynnere SiO2 lag med grunnere BHF-etsing, etc.). Moden litografi og etseprosess vil muliggjøre SEG-masker smalere enn 100 nm. I det foreliggende arbeidet ble koalescert Ge med en flat toppflate oppnådd når Wmaske≤1 μm. Dermed vilW-vindu på 100 nm ogW-maske på 900 nm (APR = 0,1) gi oss koalescert Ge med flat toppflate under de nåværende vekstforholdene.

I tillegg til dette bør modifikasjonen av SEG-maskepreparat gi mindre kantundulering av SEG-masker, noe som resulterer i undertrykkelse av feilorientering mellom Ge SEG-lag. TD-generasjonen når SEG Ge-lag samler seg (figur 11) vil bli undertrykt som et resultat av modifikasjonen av SEG-maskepreparatet.

Som det fremgår av beregningsresultater (figur 3), er det nødvendig med undertrykkelse av Ge-vekst på SiO2 for å redusere TDD. Undertrykkelsen av Ge vekst på SiO 2 er forårsaket av modifisering av Ge veksttrinn (dvs. forhøyning av veksttemperatur, rotasjon av SEG-maske, innføring av H2 gass og reduksjon av trykket av GeH4 gass44,45).

TDD-reduksjonsmetoden foreslått / verifisert i det foreliggende arbeidet er overlegen eksisterende metoder når det gjelder anvendelse for Ge-fotoniske enheter (dvs. TDD reduseres uten termisk glødning eller tykke bufferlag). Maksimal prosesstemperatur var 700 °C, som er veksttemperaturen, og høyden på tomrommet var ≈150 nm. Sammenlignet med eksisterende metoder er maksimumstemperaturen lavere enn glødetemperaturen (typisk 900 °C)7, og høyden på tomrommet er grunnere enn SiGe-graderte bufferlag (typisk flere μm)10, SiO 2-grøfter for ART (typisk 0,5-1 μm)13 og bufferlag for Ge-vekst på Si-søyler (typisk ≈5 μm)18. Sammenligningen av konvensjonelle/presenterte metoder er oppsummert i tabell 1.

Tatt i betraktning fotavtrykket til en typisk Ge-fotonisk enhet (≈100 μm 2), TDD lavere enn 106 / cm2 og et antall TD < 1 / enhet vil være det endelige målet. Siden den teoretiske grensen for TDD for denne metoden er 0, er TDD lavere enn 106 / cm2 potensielt oppnåelig. Mot målet vil mer optimalisert litografi og etsning bli undersøkt.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Disclosures

Forfatterne har ingenting å avsløre.

Acknowledgments

Dette arbeidet ble støttet økonomisk av Japan Society for the Promotion of Science (JSPS) KAKENHI (17J10044) fra departementet for utdanning, kultur, sport, vitenskap og teknologi (MEXT), Japan. Fabrikasjonsprosessene ble støttet av "Nanotechnology Platform" (prosjekt nr. 12024046), MEXT, Japan. Forfatterne vil gjerne takke Mr. K. Yamashita og Ms S. Hirata, University of Tokyo, for deres hjelp på TEM-observasjoner.

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 Silicon fotonikk germanium Ge krystallvekst selektiv epitaxial vekst threading dislokasjon tetthet bildekraft teoretisk beregning kjemisk dampavsetning CVD transmisjon elektronmikroskop TEM
Teoretisk beregning og eksperimentell verifikasjon for dislokasjonsreduksjon i germanium epitaksiale lag med semisylindriske hulrom på silisium
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