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 beräkning och experimentell verifiering för dislokationsreduktion i germaniumepitaxiella skikt med semicylindriska hålrum på kisel

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 beräkning och experimentell verifiering föreslås för en minskning av gängningsdislokationstätheten (TD) i germaniumepitaxiella skikt med halvcylindriska hålrum på kisel. Beräkningar baserade på interaktionen mellan TD och yta via bildkraft, TD-mätningar och transmissionselektronmikroskopobservationer av TD presenteras.

Abstract

Minskning av gängningsdislokationstäthet (TDD) i epitaxiellt germanium (Ge) på kisel (Si) har varit en av de viktigaste utmaningarna för förverkligandet av monolitiskt integrerade fotonikkretsar. Denna artikel beskriver metoder för teoretisk beräkning och experimentell verifiering av en ny modell för reduktion av TDD. Metoden för teoretisk beräkning beskriver böjningen av gängdislokationer (TD) baserat på interaktionen mellan TD och icke-plana tillväxtytor av selektiv epitaxiell tillväxt (SEG) i termer av dislokationsbildkraft. Beräkningen visar att förekomsten av tomrum på SiO2-masker hjälper till att minska TDD. Experimentell verifiering beskrivs av germanium (Ge) SEG, med hjälp av en ultrahög vakuumkemisk ångavsättningsmetod och TD-observationer av den odlade Ge via etsning och tvärsnittstransmissionselektronmikroskop (TEM). Det rekommenderas starkt att TDD-minskningen skulle bero på närvaron av halvcylindriska hålrum över SiO2 SEG-maskerna och tillväxttemperaturen. För experimentell verifiering bildas epitaxiella Ge-skikt med halvcylindriska hålrum som ett resultat av SEG av Ge-lager och deras koalescens. De experimentellt erhållna TDD: erna reproducerar de beräknade TDD: erna baserat på den teoretiska modellen. Tvärsnittsobservationer av TEM avslöjar att både avslutning och generering av TD sker vid semicylindriska hålrum. TEM-observationer i Plan-view avslöjar ett unikt beteende hos TD i Ge med halvcylindriska hålrum (dvs. TD är böjda för att vara parallella med SEG-maskerna och Si-substratet).

Introduction

Epitaxiell Ge on Si har väckt stort intresse som en aktiv fotonisk enhetsplattform eftersom Ge kan detektera/avge ljus i det optiska kommunikationsområdet (1,3-1,6 μm) och är kompatibel med Si CMOS (komplementär metalloxidhalvledare) bearbetningstekniker. Men eftersom gittermatchningen mellan Ge och Si är så stor som 4,2%, bildas gängdislokationer (TD) i Ge epitaxiella lager på Si med en densitet av ~ 109 / cm2. Prestandan hos Ge-fotoniska enheter försämras av TD: er eftersom TD: er fungerar som bärargenereringscentra i Ge-fotodetektorer (PD) och modulatorer (MOD) och som bärarrekombinationscentra i laserdioder (LD). I sin tur skulle de öka omvänd läckström (J-läckage) i PD och MOD 1,2,3 och tröskelström (Jth) i LD 4,5,6.

Olika försök har rapporterats för att minska TD-densiteten (TDD) i Ge on Si (kompletterande figur 1). Termisk glödgning stimulerar rörelse av TD vilket leder till minskning av TDD, vanligtvis till 2 x 107 / cm2. Nackdelen är den möjliga blandningen av Si och Ge och utdiffusion av dopmedel i Ge såsom fosfor 7,8,9 (kompletterande figur 1a). SiGe-graderade buffertskiktet 10,11,12 ökar de kritiska tjocklekarna och undertrycker genereringen av TD, vilket leder till minskning av TDD, vanligtvis till 2 x 10 6/cm2. Nackdelen här är att den tjocka bufferten minskar ljuskopplingseffektiviteten mellan Ge-enheter och Si-vågledare under (kompletterande figur 1b). Aspect ratio trapping (ART)13,14,15 är en selektiv epitaxiell tillväxtmetod (SEG) och reducerar TD genom att fånga TD vid sidoväggarna i tjocka SiO 2-diken, vanligtvis till <1 x 10 6/cm 2. ART-metoden använder en tjock SiO 2-mask för att minska TDD i Ge över SiO 2-maskerna, som lokaliserar långt över Si och har samma nackdel (kompletterande figur 1b, 1c). Ge-tillväxt på Si-pelarfrön och glödgning 16,17,18 liknar ART-metoden, vilket möjliggör TD-fångst med det höga bildförhållandet Ge-tillväxt, till <1 x 10 5 / cm2. Högtemperaturglödgning för Ge-koalescens har dock samma nackdelar i kompletterande figur 1a-c (kompletterande figur 1d).

För att uppnå låg-TDD Ge epitaxiell tillväxt på Si som är fri från nackdelarna med ovan nämnda metoder har vi föreslagit koalescensinducerad TDD-reduktion19,20 baserat på följande två viktiga observationer som hittills rapporterats i SEG Ge-tillväxt 7,15,21,22,23 : 1) TD böjs för att vara normala för tillväxtytorna (observeras av tvärsnittstransmissionselektronmikroskopet (TEM)), och 2) koalescens av SEG Ge-lager resulterar i bildandet av halvcylindriska hålrum över SiO 2-maskerna.

Vi har antagit att TD: erna är böjda på grund av bildkraften från tillväxtytan. När det gäller Ge på Si genererar bildkraften 1,38 GPa och 1,86 GPa skjuvspänningar för skruvförskjutningar och kantförskjutningar på avstånd 1 nm från de fria ytorna, respektive19. De beräknade skjuvspänningarna är betydligt större än Peierls-spänningen på 0,5 GPa som rapporterades för 60° dislokationer i Ge24. Beräkningen förutspår TDD-minskning i Ge SEG-lager på kvantitativ basis och överensstämmer väl med SEG Ge-tillväxten19. TEM-observationer av TD utförs för att förstå TD-beteenden i den presenterade SEG Ge-tillväxten på Si20. Den bildkraftinducerade TDD-reduktionen är fri från termisk glödgning eller tjocka buffertskikt och är därför mer lämplig för fotonisk enhetsapplikation.

I den här artikeln beskriver vi specifika metoder för teoretisk beräkning och experimentell verifiering som används i den föreslagna TDD-reduktionsmetoden.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. Teoretiskt beräkningsförfarande

  1. Beräkna banor för TD. I beräkningen antar du att SEG-maskerna är tillräckligt tunna för att ignorera ART-effekten på TDD-reduktion.
    1. Bestäm tillväxtytor och uttryck dem med ekvation(er). Uttryck till exempel tidsutvecklingen för ett rundformat tvärsnitt av ett SEG Ge-lager med tidsutvecklingsparametern n = i, SEG Ge-höjder (h i) och SEG Ge-radier (r i), som visas i tilläggsvideon 1a och Eq. (1):
      Equation 4
    2. Bestäm normala riktningar för en godtycklig plats på tillväxtytorna. För det rundformade tvärsnittet SEG Ge, beskriv den normala linjen vid (x i , y i) som , som visas i kompletterande video 1b som Equation 7en röd linje. Hämta sedan kanten på TD (x i + 1 , y i + 1) från punkten (x i , y i) genom att lösa följande samtidiga ekvationer:
      Equation 10
    3. Beräkna en bana för en TD beroende på platsen för TD-generering (x 0, 0), som visas i kompletterande video 1c. Med andra ord kan en bana för en godtycklig TD beräknas med den ovan beskrivna metoden.
    4. Beräkna TDD förutsatt att TD tränger in i bottenytan och bidrar till minskningen av TDD (dvs. TD under den punkt där SEG Ge-lager samlas fångas av halvcylindriska hålrum och aldrig visas på den övre ytan).

2. Förfarande för experimentell kontroll

  1. SEG mask förberedelse
    1. Innan tillverkningen av SEG-masker, definiera Ge-tillväxtområden genom att förbereda en designfil. I detta arbete, förbered linje- och rymdmönster anpassade till [110] riktning och fyrkantiga Si-fönsterytor på 4 mm i bredd med hjälp av kommersiell programvara (t.ex. AutoCAD).
    2. Bestäm utformningen av SEG-masker (särskiltW-fönster ochW-mask) med hjälp av programvaran. W-fönstret är fönsterbredden (Si-fröbredd) och W-masken är SiO 2-maskbredden, så att SEG Ge-lager kan smälta samman med sina intilliggande. BestämW-fönstret ochW-masken genom att rita rektanglar genom att klicka på öppna fil → struktur → rektangel eller polylinje.
      OBS: Rektanglarnas bredd blirW-fönster och rektanglarnas intervall blirW-mask. I detta arbete är minimivärdena för W-fönstret ochW-masken 0,5 μm respektive 0,3 μm, vilket begränsas av upplösningen i det användaEB-litografisystemet.
    3. Som referenser, rita fyrkantiga Si-fönsterområden på 4 mm i bredd D, betraktade som filtytorna. Klicka på öppna fil → strukturera → rektangel eller polylinje för att rita det fyrkantiga Si-fönstret. Använd schemat som visas i figur 1 för att förbereda linje- och mellanrumsmönstren och det 4 mm fyrkantiga täckområdet.
    4. Förbered B-dopade p-Si (001) substrat med resistiviteten 1-100 Ω∙cm. I det aktuella arbetet, använd 4-tums Si-substrat. Rengör underlagsytorna med Piranha-lösning (en blandning av 20 ml 30% H2O2 och 80 ml 96%H2SO4) efter behov.
    5. Öppna locket på en rörugn och ladda Si-substraten i ugnen med en glasstav. I det aktuella arbetet oxiderar 10 Si-substrat samtidigt.
    6. Börja blåsa torr N2-gas i ugnen genom att öppna gasventilen. Ställ sedan in gasflödet på 0,5 l/m genom att styra ventilen.
    7. Ställ in glödgningstemperaturen genom att ändra programmet. I detta arbete, använd "mönstersteg (läge 2)" och ställ in processtemperaturen till 900 °C. Kör sedan programmet genom att trycka på funktionen → kör.
    8. När temperaturen når 900 °C, stäng den torra N2-ventilen, öppna den torra O2-ventilen (O2-flöde = 1 l/m) och håll i 2 timmar.
      OBS: Utför steg 2.1.9-2.1.16 i ett gult rum.
    9. Belägg de oxiderade Si-substraten med ett ytaktivt medel (OAP) med en spinnbeläggning och grädda sedan vid 110 °C i 90 s på en kokplatta.
    10. Efter ytbeläggningen, belägg Si-substraten med en fotoresist (t.ex. ZEP520A) med en spinnbeläggning och grädda sedan vid 180 ° C i 5 minuter på en kokplatta.
    11. Ladda Si-substraten med ytaktivt medel och fotoresist i en elektronstråle (EB) författare.
    12. Läs designfilen (förberedd i steg 2.1.2) i EB-skrivaren och gör en operationsfil (WEC-fil). Ställ in dosmängden som 120 μC/cm2 i WEC-filen. När underlagsladdningen är klar, utför EB-exponering genom att klicka på den enda exponeringsknappen .
    13. Lossa underlaget från EB-skrivaren genom att klicka på wafer carry → lossa när exponeringen är klar.
    14. Förbered en fotoresistframkallare (ZED) och en sköljning för framkallaren (ZMD) i en dragkammare. Doppa de exponerade Si-substraten i utvecklaren i 60 s vid rumstemperatur.
    15. Ta bort Si-substraten från utvecklaren och torka sedan substratet medN2-gas .
    16. Lägg de utvecklade Si-substraten på en kokplatta för att baka vid 110 ° C i 90 sekunder.
    17. Doppa Si-substraten i en buffrad fluorvätesyra (BHF-63SE) i 1 minut för att avlägsna en del av SiO 2-skikten som utsätts för luften som ett resultat av EB-exponering och utveckling.
    18. Ta bort fotoresisten från Si-substraten genom att doppa i en organisk fotoresistborttagare (t.ex. Hakuri-104) i 15 minuter.
    19. Doppa Si-substraten i 0,5% utspädd fluorvätesyra i 4 minuter för att avlägsna den tunna nativa oxiden i fönsterregionerna men för att behålla SiO2-maskerna . Ladda sedan på en ultrahögvakuum kemisk ångavsättning (UHV-CVD) kammare för att växa Ge. Figur 2 visar UHV-CVD-systemet som används i det aktuella arbetet.
  2. Epitaxiell Ge tillväxt
    1. Ladda Si-substratet med SEG-masker (tillverkade som i steg 2.1) i en lastlåskammare.
    2. Ställ in buffert-/huvudtillväxttemperaturen på fliken Recept som visas på driftdatorn. Bestäm varaktigheterna för den huvudsakliga tillväxten av Ge så att SEG Ge-lager sammanfaller med intilliggande sådana. För att bestämma varaktigheten för huvudtillväxten, överväga tillväxthastigheten för Ge på de {113} planen, som bestämmer tillväxten i planet / sidoriktningen26. I det aktuella arbetet ställer du in varaktigheten för huvudtillväxten som 270 min och 150 min för 650 ° C respektive 700 ° C.
    3. Klicka på start i huvudfönstret och sedan överförs Si-substratet automatiskt till tillväxtkammaren.
      OBS: Protokoll om epitaxiell Ge-tillväxt (steg 2.2.4-2.2.7) behandlas automatiskt.
    4. Odla Ge-buffert på det laddade Si-substratet vid låg temperatur (≈380 °C). AnvändGeH4 utspädd vid 9% i Ar som källgas och håll partialtrycket på GeH4 i 0,5 Pa under bufferttillväxten.
    5. Odla Ge huvudskikt vid en förhöjd temperatur. Håll partialtrycket på GeH4 i 0,8 Pa under huvudtillväxten. I detta arbete, använd två olika temperaturer på 650 och 700 °C för huvudtillväxttemperaturen för att jämföra SEG Ge med ett rundformat tvärsnitt och med ett {113}-fasetterat tvärsnitt25.
      OBS: Tillväxthastigheten för Ge på (001) planet var 11,7 nm / min oberoende av temperaturen.
    6. För att visualisera utvecklingen av SEG Ge och deras koalescens, utför Ge-tillväxt med periodisk införande av 10 nm tjocka Si0,3 Ge 0,7avgränsningsskikt på ett annat Si-substrat. Si0,3 Ge 0,7skikt bildades med användning av Si2H6 och GeH4 gaser. Under Si0,3Ge 0,7-skiktstillväxten ställer du in partialtrycket för Si2H6-gas vid 0,02 Pa och partialtrycket förGeH4-gas vid0,8 Pa.
    7. Eftersom Si-substratet automatiskt överförs från tillväxtkammaren till lastlåskammaren, ventilera lastlåskammaren och lossa Si-substratet manuellt.
  3. Mätningar av etsningsgropdensitet (EPD)
    1. Lös upp 32 mgI2 i 67 mlCH3COOHmed hjälp av en ultraljudsrengöringsmaskin.
    2. Blanda I2-upplöst CH3COOH, 20 mlHNO3 och 10 ml HF.
    3. Doppa de Ge-odlade Si-substraten iCH3COOH/HNO3/HF/I2-lösningen i 5-7 s för att bilda etsade gropar.
    4. Observera de etsade Ge-ytorna med ett optiskt mikroskop (vanligtvis 100x) för att säkerställa att etsade gropar bildas framgångsrikt.
    5. Använd ett atomkraftmikroskop (AFM) för att räkna de etsade groparna. Placera det etsade Ge-provet på ett AFM-steg och närma dig sedan avsökningen genom att klicka på automatisk tillvägagångssätt.
    6. Bestäm observationsområdet med hjälp av ett optiskt mikroskop integrerat med en AFM och skanna fem olika 10 μm x 10 μm områden. Amplituddämpningsfaktorn bestäms automatiskt.
  4. TEM-iakttagelser
    1. Plocka upp TEM-prover från de koalescens/filtande Ge-lagren med hjälp av en fokuserad Ge-jonstråle (FIB-mikroprovtagningsmetod)27.
    2. Polera TEM-proverna i ett jonfräsningssystem med hjälp av AR-joner. I detta arbete skall tunna ner TEM-proverna för tvärsnittsobservationer till 150-500 nm i riktning [110] och för planvyobservationer till [001] riktning.
    3. För TEM-prover i planvy ska de övre ytorna på Ge-lagren skyddas med amorfa lager och sedan tunnas ut från Ge-lagrens nedre sida (substrat).
    4. Utför TEM-observationer under en accelerationsspänning på 200 kV. Utföra tvärsnittsskanning av ljusfält TEM (STEM) för att observera tjocka (500 nm) TEM-prover.
    5. För ett koalescenserat Ge med Si0,3 Ge 0,7avgränsningsskikt, utför tvärsnittsobservationer med högt vinkel ringformigt mörkt fält (HAADF) STEM under en accelerationsspänning på 200 kV.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Teoretisk beräkning

Figur 3 visar beräknade banor för TD i 6 typer av koalescenserade Ge-lager: här definierar vi bländarförhållandet (APR) till W fönster / (W-fönster + W-mask). Figur 3a visar ett rundformat SEG-ursprung sammansmält Ge av APR = 0,8. Här är 2/6 TD fångade. Figur 3b visar ett {113}-fasetterat SEG-ursprung sammanslaget Ge på APR = 0,8. Här fångas 0/6 TD. Figur 3c visar ett rundformat SEG-ursprung sammansmält Ge av APR = 0,1. Här är 5/6 TD fångade. Figur 3d visar ett {113}-fasetterat SEG-ursprung sammanslaget Ge av APR = 0,1. Här är 6/6 TD fångade. Figur 3e visar ett rundformat SEG-ursprung sammansmält Ge av APR = 0,1, om Ge växer på SiO2-masker. Här fångas 0/6 TD. Figur 3f visar ett {113}-fasetterat SEG-ursprung sammanslaget Ge av APR = 0,1, om Ge växer på SiO2-masker. Här fångas 0/6 TD.

Banorna för 6 TD genererade vid (x 0, 0), där x 0 = 0,04, 0,1, 0,2, 0,4, 0,6 och 0,8 gånger Wfönster/2, visas som röda linjer i varje figur. TD: er belägna ovanför koalescenspunkterna för dessa två SEG Ge-lager sprider sig uppåt till den övre ytan, medan TD: er under punkterna sprider sig nedåt för att förbli vid tomrumsytan över SiO 2-masken.

I figur 3a-3d antas att SEG Ge inte växer på SiO2. Således antas sidoväggarna på den {113} fasetterade SEG Ge vara rundformade för att inte vidröra det maskerade området SiO2. Det visas tydligt att rundformad SEG och sedan koalescenserad Ge är effektivare för att minska TDD vid en APR på 0,8 än det {113}-fasetterade fallet, medan {113}-facetterade och sedan sammanslagna Ge är effektivare än en rundformad vid en APR på 0,1. Denna "korsning" tillskrivs närvaron av {113} fasetter nära SEG-toppen: {113} fasetter avviker mer från [001] -riktningen än rundformade ytor.

Figur 3e och figur 3f visar koalescenserad Ge vid ett bländarförhållande på 0,1, förutsatt att Ge inte är kärnbildad på SiO 2 utan visar vätning med SiO2-masken, allmänt rapporterad i tidigare rapporterad Ge-koalescens13,15,22,28,29,30,31. Som visas i figur 3e och figur 3f finns det inget halvcylindriskt tomrum mellan två SEG och därför är ingen TD fångad vid ytan.

Figur 4 visar beräknade TDD i koalescenserad Ge. I figur 4 visar den röda linjen beräknade TDD i koalescenserad Ge med ursprung i den rundformade SEG Ge, och den blå linjen visar beräknade TDD i koalescenserad Ge med ursprung i den {113} fasetterade SEG Ge. Eftersom TD i Ge on Si härrör från gittermatchningen mellan Ge och Si, antas det att TD-generering endast sker vid gränssnitt mellan Ge och Si. Med andra ord bör TDD minskas med APR.

När APR är större än 0,11 är den rundformade SEG Ge effektivare än den {113}-facetterade (figur 3a och figur 3b). När APR är mindre än 0,11 blir å andra sidan den {113}-facetterade SEG Ge effektivare än den rundformade (figur 3c och figur 3d). Som i figur 3 tillskrivs sådan korsning närvaron av {113} fasetter nära SEG-toppen (x 0≈ 0). Observera att figur 3e och figur 3f motsvarar den svarta linjen i figur 4, som visar minskningen av TDD från minskningen av APR, men inte till koalescensen (dvs. SEG Ge-vätning med SiO2 har en negativ effekt mot TDD-reduktionen).

Experimentell verifiering

Figur 5 visar typiska bilder av svepelektronmikroskopi (SEM) (figur 5b–5d, 5f) och fördelningskartorna (figur 5a, 5e) som visar om koalescens förekommer eller inte. Figur 5b–5d, 5f visar SEM-bilder med tvärsnitt av icke-sammansatta SEG Ge-lager (figur 5b, odlade vid 700 °C; Figur 5f, odlad vid 650 °C), sammanslagna SEG Ge-lager med en icke-plan ovansida (figur 5c, odlad vid 700 °C) och koalescenserade SEG Ge-lager med en plan ovansida (figur 5d; odlad vid 700 °C). SEM-bilder som visas i figur 5b och figur 5d poleras av en fokuserad jonstråle efter deponering av Pt-skyddsskikt. Koalescensen uppstår närW-fönstret ochW-masken är mindre än 1 μm för nuvarande tillväxtförhållanden. SEG-maskerna medW-mask på 1 μm eller större förhindrar koalescens av Ge på grund av den lilla mängden Ge-tillväxt i sidled26. SEG-maskerna med ettW-fönster på 2 μm eller mer förhindrar också koalescensen av Ge, även om koalescensen ägde rum närW-fönstret är mindre än 1 μm. Detta beror på att den laterala tillväxthastigheten för Ge över SiO2 beror påW-fönstret30. Beroendet mellan mask och fönstermönster sammanfattas i figur 7a (700 °C) och figur 7e (650 °C).

En jämförelse av de icke-sammansatta SEG Ge-lagren (figur 4b och figur 4f) visar tydligt att SEG Ge-skiktet som odlas vid 700 °C har ett rundformat tvärsnitt medan SEG Ge-skiktet som odlas vid 650 °C har ett {113}-fasetterat tvärsnitt. Liksom i figur 5b visar tillväxten vid 700 °C en rundformad SEG Ge utan Ge-tillväxt på SiO 2 (dvs. ingen vätning med SiO2-masken). Därför fortsätter tillväxten som figur 3a och figur 3c. Å andra sidan, som i figur 5f, visas en {113}-fasetterad SEG Ge vid 650 °C. Det tyder starkt på att Ge skulle visa vätning med SiO 2-masken. Däremot är kanten rundformad (dvs inte vätning). Därför ligger tillväxten vid 650 °C mellan figur 3b (ingen vätning) och figur 3f (perfekt vätning). Detta indikerar att TDD-minskningen bör ligga mellan figur 3b och figur 3f. Med tanke på de teoretiska resultaten som visas i figur 6 bör dessa skillnader i SEG Ge-tvärsnitten starkt påverka TDD i de koalescenserade Ge-lagren.

Skillnaden i vätningstillväxt på SiO2 kan förstås enligt följande. Kontaktvinkeln mellan Ge och SiO2 (θ) bestäms av Youngs ekvation:

 Equation 12

Här är γ SiO2, γ Ge och γ int SiO 2 ytfri energi, Ge ytfri energi respektive Ge/SiO2 gränsskiktsfri energi. Vinkeln på SEG Ge-sidoväggen blir större när Ge-tillväxten fortsätter. När SEG Ge-sidoväggens vinkel når kontaktvinkeln θ måste SEG Ge växa i vertikal ([001]) eller lateral ([Equation]) riktning. När det gäller 650 °C tillväxt begränsas den vertikala tillväxten kraftigt av de {113} fasetterna, och därför föredrar SEG Ge att växa i sidled (dvs. vätande tillväxt). Även om vätningen kan generera dislokationer vid Ge och SiO2-gränssnittet, ska den slutligen avslutas vid den halvcylindriska hålrumsytan. Vid 700 °C tillväxt kan Ge växa vertikalt och kontaktvinkeln är större än vid 650 °C på grund av större γint. Detta skulle vara anledningen till att 650 °C odlad Ge visar vätning över SiO2 medan 700 °C odlad Ge inte gör det.

För Ge efter koalescens påverkas inte tvärsnittsstrukturen av tillväxttemperaturen: koalescenserade Ge-lager odlade vid 650 °C och de som odlades vid 700 °C kunde inte särskiljas genom tvärsnittsobservationer av SEM.

Observera att för de tillverkade mönstren varW-fönstervärdena större och W-maskvärdena var mindre än de designade eftersom en isotrop våtetsningsprocess användes för att tillverkamasken . De faktiska värdena förW-fönster ochW-mask erhölls genom tvärsnitts-SEM-observationer efter Ge-tillväxt.

Utöver detta var tjockleken på maskens SiO2-skikt 30 nm enligt tvärsnitts-SEM-observationerna och spektroskopiska ellipsometrimätningar. Sådana tunna SiO2-skikt användes för att undersöka TDD-reduktionen som förklaras i figur 3 och figur 4, vilket avlägsnade effekten av epitaxiell halsning på ART. I det aktuella arbetet är bildförhållandena lägre än 0,05, vilket är tillräckligt litet för att ignorera effekten av epitaxiell halsning på ART.

Figur 6a visar ett tvärsnitt av HAADF STEM för en SEG med Si 0,3 Ge 0,7 avgränsningsskikt, och en schematisk illustration av figur 6a visas i figur 6b (Wfönster = 0,66 μm, Wmask = 0,84μm). Avgränsningsskikten Si0,3 Ge 0,7visar tydligt ytformerna under tillväxten vid 700 °C. STEM-bilden visar Ge-ytorna för varje tillväxtsteg från rundformad SEG till ett platt epitaxiellt skikt som bildas efter koalescensen. Tillväxttakten strax efter koalescensen förstärks kraftigt i de sammanslagna områdena. Denna snabba tillväxt induceras troligen av Ge-epilagret, vilket minimerar dess yta för att stabiliseras energiskt.

I motsats till den rena Ge SEG visar den presenterade Ge SEG med Si 0,3 Ge0,7avgränsningsskikt vätning med SiO2-maskerna (figur 8a). Skillnaden i vätning beror kanske på införandet av Si0,3Ge0,7 avgränsningsskikt, vars kärnbildning förbättras på SiO2-lager osannolikt att Ge.

Flat-top koalescens Ge (blåcirkelområden i figur 5a och figur 5e) används för EPD-mätningar. Ge-lagren etsades i genomsnitt med 200 nm. Typiska AFM-bilder efter etsning visas i figur 7a och figur 7b, tagna för 1,15 μm tjock koalescens Ge odlad vid 700 °C (W-fönster = 0,66 μm och W-mask = 0,44 μm) och 2,67 μm tjock koalescenserad Ge odlad vid 650 °C (W-fönster = 0,66 μm och W-mask = 0,34 μm). Som referens visas bilden av den 1,89 μm tjocka filten Ge som odlas vid 700 °C i figur 7c. De mörka prickarna i AFM-bilderna är etsade gropar som indikerar närvaron av TD. EPD-värdena från figur 7a-7c erhölls till 7,0 x 10 7/cm 2, 7,9 x 10 7/cm 2 respektive 8,7 x 107/cm 2. Våra tidigare rapporter visade att de erhållna EPD: erna i detta etsningsförhållande är lika med TDD: er bestämda av plan-view transmission electron microscopy (TEM) 4,32,33,34. Den uppmätta EPD:n för filt Ge-skiktet (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) överensstämmer väl med TDD som erhållits från TEM-observation med planvy med en relativt stor yta på 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2), vilket indikerar att EPD är lika med TDD.

För att jämföra de experimentellt erhållna TDD: erna med beräkningar, ta hänsyn till effekten av tjocklek på TDD. Det finns en trend att TDD minskar när Ge-tjockleken ökar på grund av ökade chanser för parets förintelse av TD. Därför bör minskningen av TDD som observerats för den koalescenserade Ge, tunnare än filt Ge, tillskrivas mekanismen som beskrivs i figur 3 och figur 4 (dvs. vi måste beräkna den normaliserade TDD för att jämföra de experimentellt erhållna TDD: erna med de beräknade i figur 4). Före normaliseringen utfördes en korrigering av TDD för filt Ge (ρ-filt), med hänsyn till tjockleken och tillväxttemperaturen på TDD. I likhet med de tidigare rapporterna35,36 uttrycksρ-filt [/cm 2] ungefär som2,52 x 1013 x [d (nm)]-1,57 för Ge-skikten som odlas i temperaturområdet 530-650 °C med användning av en UHV-CVD. Här är d tjockleken på filten Ge-skiktet. ρfilt [/cm 2] reduceras för de Ge-skikt som odlas vid 700 °C och uttrycks ungefär som2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37.

Figur 7d visar den normaliserade TDD som en funktion av APR, W window/(Wwindow + Wmask). TDD i koalescenserad Ge odlad vid 650 °C visas som blå trianglar och de som odlas vid 700 °C som röda diamanter. Eftersom SEG Ge vid 650 °C visar viss vätning med SiO2-masken, bör tillväxtdata falla mellan de svarta och blå linjerna. SEG Ge vid 700 °C bör vara på den röda linjen. De experimentella resultaten överensstämmer väl med beräkningen baserad på tvärsnittsform och vätningsförhållanden.

Som beskrivits ovan dras slutsatsen att TD: s beteende förklaras väl av modellen baserat på bildkraften hos tillväxtytor på TD. För att förstå interaktionen mellan TD och ytan har vi observerat TD med ett ljusfält tvärsnitt STEM. En defekt observeras böjas och avslutas på en yta av ett halvcylindriskt tomrum i figur 8a. Detta beteende hos TD är ganska likt beräknade banor för TD som visas i figur 3. Den observerade banan för TD reproducerar emellertid inte exakt den som vi förutspådde i figur 3. Skillnaden skulle förklaras som resultatet av en TD-omvandling för att minimera dess energi under eller efter tillväxten (t.ex. temperaturminskning från tillväxttemperatur till rumstemperatur). Figur 8b visar en simulering av töjning i det koalescenserade Ge-epilagret på Si. Dragspänning induceras i Ge-skiktet på Si på grund av obalansen i termisk expansionskoefficient mellan Ge och Si. Simuleringen indikerar att töjningsackumulering sker på toppen av de halvcylindriska hålrummen och töjningsrelaxation vid det underjordiska skiktet i de halvcylindriska hålrummen, vilket skulle motivera TD att transformeras.

Å andra sidan visar figur 8c defektgenerering högst upp i ett tomrum, även om generationspunkten skulle avlägsnas under beredningen av TEM-provet. Defekten i figur 8c är nära en rak linje, men vinkeln mellan defekten och (001) planet (≈78,3°) överensstämmer inte med den för det {111} planet (54,7°).

Elektrondiffraktionsmönstret som visas i figur 8d erhölls nära defekten i figur 8c. Frånvaron av streckljus indikerar att det inte ska finnas en 2D-struktur (dvs defekten är en dislokation). I tidigare rapporter bildades 28,29,30,31,37, 2D-defekter som visar tydligt ett streckljus i elektrondiffraktionsmönster, vilket är mot det som observerats i detta arbete. Observationsresultaten (frånvaron av 2D-defekter) stöder förutsägelsen att hålrummen och deras fria ytor bidrar till att frigöra belastning i Ge på Si, eller på annat sätt orsakar kristallfelorienteringar mellan intilliggande SEG Ge-lager. Detta överensstämmer med en tidigare rapport som kortfattat föreslår att bildandet av 2D-defekter förhindras i koalescenserade SEG Ge-lager med tomrum på SiO2-maskerna 38.

Det finns två kandidater för TD-generationen som visas i figur 10c: töjningsfördelningen och felorienteringen mellan SEG Ge-lager. I epitaxiell Ge på Si induceras dragspänningen i Ge på grund av obalansen mellan termisk expansionskoefficient mellan Ge och Si39. Simuleringsresultatet som visas i figur 8b indikerar ackumulering av dragspänning (~ 0,5%) på toppen av tomrummet som nämnts ovan. Sådan töjningsackumulering vid tomrummets topp kan resultera i TD-generering som visas i figur 8c. En annan kandidat, felorienteringen mellan SEG Ge-lager, har antagits generera 2D-defekter som observerats i tidigare rapporter som visar koalescens av SEG Ge-lager 28,29,30,31,37. I det aktuella arbetet skulle emellertid genereringen av 2D-defekter undertryckas på grund av förekomsten av tomrum som kort nämnts i en tidigare rapport38, men resultera i TD-generationen på grund av ofullständig undertryckning. Mer detaljerad diskussion för den desorienteringsinducerade dislokationen kommer att beskrivas i en senare del med schematiska illustrationer (figur 12).

Figur 9a och figur 9b visar ljusfältsplanvy TEM-bilder av ett koalescerat Ge-lager (W-fönster = 0,82 μm, W-mask = 0,68 μm) respektive ett filt Ge-skikt som odlas på samma substrat. För TEM-observationerna i planvy bildades TEM-provexemplaren med hjälp av de översta 200 nm-områdena i Ge-lagren enligt beskrivningen i steg 2.4.3 och indikeras med röda streckade rutor i de schematiska tvärsnitten överst i figur 9. SiO 2-maskränderna är inriktade mot [110] -riktningen för den koalescenserade Ge i figur 9a. Den TEM-bild som visas i figur 9a togs för ett område på 6 μm x 8 μm. Även om det finns fem par SiO 2-masker och Si-fönsterområden i den här TEM-bilden, kan områdena ovanför SiO 2-maskerna och Si-fönstren inte urskiljas i TEM-bilden. Detta beror på att det observerade området (topp 200 nm) ligger långt över där halvcylindriska hålrum är belägna (botten 150 nm).

Det konstateras att TDD erhållna från figur 9a och figur 9b är 4,8 x 10 7 / cm 2 respektive 8,8 x 107 / cm 2. Som visas i figur 7d visar EPD-mätningar att TDD i det koalescenserade Ge-skiktet (W-fönster = 0,82 μm ochW-mask = 0,68 μm) är 4 x 107 cm−2. TDD i figur 9a visar således en god överensstämmelse med EPD som visas i figur 7. Det är också anmärkningsvärt att varken EPD-mätningar eller TEM-observationer visar TDD-reökning, vilket ofta visas när SEG Ge-lager sammanfaller (dvs. TDD-reökningen på grund av generering av TD (figur 8b) undertrycks i en sådan utsträckning att TDD-reökningen är okunnig i det nuvarande TDD-intervallet (i storleksordningen 107/cm2)).

Det bör noteras att en TD-fri yta så stor som 4 μm x 4 μm realiseras i den koalescenserade Ge, som i figur 9a. Även om filten Ge i figur 9b visar TD med en relativt jämn fördelning, har den sammanslagna Ge höga och låga TDD-områden. Sådana skillnader i TD-fördelningen tyder på att ytterligare TDD-minskning skulle kunna uppnås i den sammanslagna Ge. 1 TD i ett område på 4 μm x 4 μm, som observeras i figur 9a, motsvarar TDD på 6,25 x 106/cm2.

Om man jämför koalescenserad Ge (figur 9a) och filt Ge (figur 9b) är det tydligt att längden på defektlinjerna i koalescenserad Ge är längre än i filt Ge. I koalescenserad G finns det vanligtvis 1 μm långa defektlinjer, och de är inriktade mot [110] -riktningen. Observera att [110] -riktningen är längdriktningen för SiO2-ränderna. Det finns två möjliga förklaringar till sådana långa defektlinjer: (i) 2D-defekter observeras och (ii) förskjutningar lutar i [110] riktning. 2D-defekter förnekas emellertid omedelbart på grund av bredden på de observerade långa defekterna (dvs. 2D-defekter på {111} plan bör visa bredare defektlinjer). Geometriskt bör 2D-defekter på de {111} planen uppvisa 140 nm breda defektlinjer, med hänsyn till tjockleken på TEM-provet (200 nm) och vinkeln på {111} med (001) plan (54,7°). Ritningsvyn TEM-bilden visar att defektlinjerna är 10-20 nm breda, vilket är mycket smalare än 140 nm. De defekter som visas som långa linjer bör därför tillskrivas ii) förskjutningar som lutar i riktning [110]. En enkel geometrisk beräkning ger vinkeln mellan de lutande dislokationerna och (001) plan: tan−1(200 nm/1 μm) = 11,3°. Observera att, som visas i figur 8b, TD i filt Ge tenderar att riktas nästan vertikalt mot substratet om ingen glödgning efter tillväxt utförs, vilket visar små svarta prickar i TEM-bilder med planvy.

För mer detaljerad analys av de lutande TD: erna observeras ett litet område med hög TDD godtyckligt som i figur 10. TEM-provet bereddes från de översta 200 nm av det koalescenserade Ge-lagret, samma som planvy-TEM-observationerna ovan.

Figur 10a och figur 10b visar mörkfältsbilder (g = [220] för figur 12a och [Equation] för figur 12b) med planvy i tvärgående elektromagnetiska förhållanden tagna i samma område. I figur 12 observerades fyra lutande dislokationer i ett område på 4 μm x 4 μm. Figur 10b visar att en lutande dislokation (den rödcirkel) försvinner när diffraktionsvektorn g = [], vilket indikerar att Burgers-vektorn bestäms vara [110] eller [EquationEquation] för den rödcirkelade dislokationen. Eftersom defektlinjen är i riktning [110] visar sig dislokationen vara en skruvförskjutning. De andra tre lutande dislokationerna (gröncirkelade) tillskrivs de blandade dislokationerna eftersom de inte försvann oavsett vilken diffraktionsvektor g som valdes.

Det finns två möjliga förklaringar till lutningen av TD i sammanslagna Ge-lager: (i) Ge-tillväxt i [110] riktning och (ii) defektgenerering när SEG Ge-lager sammanfaller.

Ge tillväxt i [110] riktning

Figur 11 visar en SEM-bild med planvy och tillväxtprocessen för att bilda ett plant epitaxiellt skikt från en icke-plan SEG-yta som en schematisk film. Återspeglar kantvågningen av SiO 2-randmönstren som bildas av EB-litografin och våtkemisk etsning, koalescensen börjar företrädesvis vid vissa punkter och fortsätter sedan i riktningarna [110] och [Equation] ovanför SiO2-maskerna. Figur 11b och figur 11c visar schematiskt fågelperspektivet och (Equation) tvärsnittsvyn när SEG Ge-skikt delvis sammanfaller. En TD som genereras vid ett tillväxtfönster visas ovanför tomrummet som visas i figur 3, och sedan börjar TD: erna sprida sig i riktningen [110] eller [Equation] på grund av bildkraften. Detta leder till TD som lutar i [110] riktning (som i figur 9a). Den röda heldragna linjen i figur 11c visar en TD böjd i [110] riktning enligt modellen ovan, vilket förklarar förekomsten av de lutande TD som observerats i figur 9a och figur 10 på kvalitativ basis.

Mekanismen kan förklara både kant- och skruv-TD:er, med hänsyn till Burgers-vektorerna för TD:er genererade vid Ge/Si-gränssnitt40. När Ge odlas på ett Si-substrat bildas kantpassningsdislokationer (MD) för att frigöra töjning och MD justeras i riktning [110] eller [Equation]. MD: erna bildar gängsegment (dvs. TD), och Burgers-vektorerna för TD: erna härstammar från MD: er inriktade i [110] riktningen (MD110) är a / 2 [] eller a / 2 [EquationEquation] (a: gitterkonstanten). Å andra sidan är Burgers-vektorerna a/2[110] eller a/2[] för TD: erna som härrör från MD: er inriktade i [EquationEquation] riktning (Equation 21). Om TD från MD 110 lutar åt [110] riktningen visar TEM-observationer i planvy TD som kantförskjutningar. På samma sätt, när TD: erna från Equation 21 lutar mot [110] riktningen, observeras de som skruvförskjutningar.

Defektgenerering när SEG Ge-lager sammanfaller

Figur 12 visar scheman som förklarar generering av defekter när SEG Ge-lager sammanfaller med liten rotation (dvs. felorientering). Som schematiskt illustreras i figur 12 bör felorienteringen generera kant-/skruv-/blandade dislokationer vid koalescensgränssnittet. I figur 12 sönderdelas felorientering mellan två SEG Ge-lager i [110] -riktningen i tre typer av rotationer. Figur 12a–12c visar rotationen runt [110]-axeln, [001]-axeln respektive [Equation]-axeln.

Koalescensen i figur 12 antas inträffa mellan ett strikt epitaxiellt Ge-lager (Ge (001)) och ett intilliggande SEG Ge-lager med en felorientering (m-Ge). Rotationen runt [110]-axeln (figur 12a) resulterar i generering av kantförskjutningar parallellt med [110]-riktningen vid gränsen som anges som en streckad linje. På samma sätt, som i figur 12b, genereras kantförskjutningarna parallellt med [001]-riktningen som ett resultat av rotationen runt [001]-axeln. Å andra sidan genererar rotationen runt [] -axeln, som visas i figur 12c, ett skruvförskjutningsnätverk, som består av dislokationer av b = [110] och b = [Equation001], vilket liknar fallet för direkt bindning av Si-ytor (001) som visar skruvförskjutningsnätverk41. Skruven TD som observerats i figur 10 kan hänföras till koalescensen med felorientering av en rotation runt [Equation] -axeln. Kombinationen av rotationer runt [110]-axeln (figur 12a) och runt [Equation]-axeln (figur 12c) kan förklara de blandade TD-axeln som visas i figur 12. Den blandade förskjutning som visas i figur 9b förklaras också av kombinationen av rotationen runt [001]-axeln (figur 12b) och rotationen på [Equation]-axeln (figur 12c).

Om man antar att dislokationerna som härrör från felorienteringen genereras med en densitet av 1 x 107/cm2, uppskattas den genomsnittliga rotationsvinkeln runt [Equation] -axeln vara 0,034 ° 42. Jämfört med uppskattningen har vi redan rapporterat att det finns fluktuationer i orientering i ett linjeformat SEG Ge-lager för 100 bågsekunder (= 0,028 °), med hjälp av mikrostråle röntgendiffraktionsobservationer43. De rapporterade fluktuationerna i orientering och uppskattad rotationsvinkel visar god överensstämmelse, vilket stöder TD-genereringsmekanismen baserat på felorienteringar.

Figure 1
Figur 1: Schematiska illustrationer av linje- och rymdformade och 4 mm fyrkantiga SEG-masker på ett Si(001)-substrat. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 2
Figur 2: Bilder för delar av en UHV-CVD-maskin; gasskåp, processkammare, lastlåskammare och manöverdator. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 3
Figur 3: Beräknade banor för 4 TD i (a) rundformat SEG-ursprung, bländarförhållande = 0,8, (b) rundformat SEG-ursprung, bländarförhållande = 0,1, (c) {113}-fasetterat SEG-ursprung, bländarförhållande = 0,8 och (d) {113}-fasetterat SEG-ursprung, bländarförhållande = 0,1. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 4
Figur 4: Beräknade TDD i sammanslagen Ge härstammar från {113}-fasetterad SEG Ge (blå linje) och rundformad SEG Ge (röd linje). Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 5
Figur 5: Utbredningskartor och SEM-bilder av sammanslagna/icke-sammanslagna Ge-lager. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 6
Figur 6: a) En tvärsnittsbild av HAADF STEM av koalescenserad Ge (W-fönster = 0,66 μm, W-mask = 0,84 μm) odlad vid 700 °C med 10 nm tjocka Si0,3Ge0,7 avgränsningsskikt, och b) en schematisk illustration som motsvarar de förhållanden som visas i a. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 7
Figur 7: Typiska AFM-bilder för att mäta EPD:er för a) 1,15 μm tjock koalescens Ge odlad vid 700 °C (W-fönster = 0,66 μm och W-mask = 0,44 μm), b) 2,67 μm tjock koalescenserad Ge odlad vid 650 °C (W-fönster = 0,86 μm och W-mask = 0,34 μm) och c) 1,89 μm tjock filt Ge odlad vid 700 ° C, och sammanfattning av EPD-mätresultaten i (d). Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 8
Figur 8:(110) tvärsnitt (a) STEM- och (b) TEM-bilder av koalescenserade Ge-lager (W-fönster = 0,66 μm och W-mask = 0,44 μm), (c) elektrondiffraktionsmönster erhållet nära defekten som visas i (b) och (d) simuleringsresultat för finita elementmetoden av en töjningsfördelning i den koalescenserade Ge. Figurerna 9 a, c och d har ändrats från 20. Klicka här för att se en större version av denna figur. 

Figure 9
Figur 9:Ljusfältsplanvy TEM-bilder av a) ett sammanslaget Ge-skikt (W-fönster = 0,82 μm, W-mask = 0,68 μm) och b) ett täckande Ge-lager. Klicka här för att se en större version av denna figur.  

Figure 10
Figur 10: Planvisa TEM-bilder av ett litet område med hög TDD med g-vektorer på (a) [220] och (b) [Equation]. Denna siffra har ändrats från 20. Klicka här för att se en större version av denna figur.

Figure 11
Figur 11: (a) En SEM-bild i planvy, (b) en schematisk bild från fågelperspektiv och (c) en (Equation) tvärsnittsschematisk bild av en delvis sammanslagen SEG Ge. Denna siffra har ändrats från 20. Klicka här för att ladda ner den här videon.

Figure 12
Figur 12: Scheman för defektgenerering när SEG Ge-lager sammanfaller med kristallrotation runt (a) [110], (b) [001] och (c) [Equation] orientering. Denna siffra har ändrats från 20. Klicka här för att se en större version av denna figur. 

Metod Uppnådd TDD (cm-2) Temperatur (°C) Tjocklek på buffertskiktet
Termisk glödgning 2e7 ≈900 °C ≈100 nm
(buffert vid låg temperatur)
SiGe graderad buffert 1e6 tillväxttemperatur (600–700 °C) 2–3 μm
KONST 1e6 tillväxttemperatur (600–700 °C) 500–1000 nm
Si pelare frön 1e5 ≈800 °C ≈5 μm
Detta arbete 4e7 tillväxttemperatur
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabell 1: En sammanfattning av uppnådd TDD och nackdelar med tanke på fotonisk enhetsapplikation för konventionella/presenterade TDD-reduktionsmetoder.

Kompletterande figur 1: Fyra typiska metoder som ofta används för att minska TDD i epitaxiell Ge på Si: (a) termisk glödgning, (b) SiGe-graderad buffert, (c) Aspect ratio trapping (ART) och (d) Si-pelarfrön. Klicka här för att ladda ner den här siffran.

Kompletterande video 1: Schematiska illustrationer av en TD böjd på grund av bildkraft i en rundformad SEG Ge.  Klicka här för att ladda ner den här videon.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

I föreliggande arbete visades TDD på 4 x 107/cm2 experimentellt. För ytterligare TDD-minskning finns det huvudsakligen 2 kritiska steg inom protokollet: SEG-maskberedning och epitaxiell Ge-tillväxt.

Vår modell som visas i figur 4 indikerar att TDD kan reduceras lägre än 107/cm2 i koalescenserad Ge när APR, Wfönster/(Wfönster + Wmask), är så liten som 0,1. Mot ytterligare TDD-minskning bör SEG-masker med mindre APR förberedas. Som nämnts i steg 2.1.2 var minimivärdena för W-fönstret ochW-masken 0,5 μm respektive 0,3 μm, begränsat av upplösningen i det användaEB-litografisystemet. En enkel metod för att minska APR är att modifiera litografi- och etsningsprocesser (t.ex. att använda en annan fotoresist, att använda bättre litografisystem, att använda tunnare SiO2-lager med grundare BHF-etsning, etc.). Mogen litografi och etsningsprocess möjliggör SEG-masker smalare än 100 nm. I föreliggande arbete erhölls koalescenserad Ge med en plan toppyta när Wmask≤1 μm. Således kommerW-fönster på 100 nm ochW-mask på 900 nm (APR = 0,1) att ge oss koalescenserad Ge med plan toppyta under nuvarande tillväxtförhållanden.

Utöver detta bör modifieringen av SEG-maskberedning ge mindre kantvågning av SEG-masker, vilket resulterar i undertryckande av felorientering mellan Ge SEG-lager. TD-genereringen när SEG Ge-lager samlas (figur 11) kommer att undertryckas som ett resultat av modifieringen av SEG-maskberedningen.

Som framgår av beräkningsresultaten (figur 3) krävs undertryckande av Ge-tillväxt på SiO2 för att minska TDD. Undertryckandet av Ge-tillväxt på SiO2 bringas genom modifiering av Ge-tillväxtsteget (dvs. höjning av tillväxttemperatur, rotation av SEG-mask, införande avH2-gas och minskning av trycket av GeH4-gas44,45).

Den TDD-reduktionsmetod som föreslås/verifieras i detta arbete är överlägsen befintliga metoder när det gäller tillämpning för Ge-fotoniska anordningar (dvs. TDD reduceras utan värmeglödgning eller tjocka buffertskikt). Den maximala processtemperaturen var 700 °C, vilket är tillväxttemperaturen, och hålrummets höjd var ≈150 nm. Jämfört med befintliga metoder är den maximala temperaturen lägre än glödgningstemperaturen (vanligtvis 900 °C)7, och hålrummets höjd är grundare än SiGe-graderade buffertskikt (vanligtvis flera μm)10, SiO2-diken för ART (vanligtvis 0,5-1 μm)13 och buffertskikt för Ge-tillväxt på Si-pelare (vanligtvis ≈5 μm)18. Jämförelsen av konventionella/presenterade metoder sammanfattas i tabell 1.

Med tanke på fotavtrycket för en typisk Ge-fotonisk enhet (≈100 μm 2) kommer TDD lägre än 106 / cm2 och ett antal TD < 1 / enhet att vara det slutliga målet. Eftersom den teoretiska gränsen för TDD för denna metod är 0 är TDD lägre än 106/cm2 potentiellt uppnåelig. Mot målet kommer mer optimerad litografi och etsning att undersökas.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Disclosures

Författarna har inget att avslöja.

Acknowledgments

Detta arbete stöddes ekonomiskt av Japan Society for the Promotion of Science (JSPS) KAKENHI (17J10044) från ministeriet för utbildning, kultur, sport, vetenskap och teknik (MEXT), Japan. Tillverkningsprocesserna stöddes av "Nanotechnology Platform" (projekt nr 12024046), MEXT, Japan. Författarna vill tacka K. Yamashita och Ms. S. Hirata, University of Tokyo, för deras hjälp med TEM-observationer.

Materials

Name Company Catalog Number Comments
AFM SII NanoTechnology SPI-3800N
BHF DAIKIN BHF-63U
CAD design AUTODESK AutoCAD 2013 Software
CH3COOH Kanto-Kagaku Acetic Acid for Electronics
CVD Canon ANELVA I-2100 SRE
Developer ZEON ZED
Developer rinse ZEON ZMD
EB writer ADVANTEST F5112+VD01
Furnace Koyo Thermo System KTF-050N-PA
HF, 0.5 % Kanto-Kagaku 0.5 % HF
HF, 50 % Kanto-Kagaku 50 % HF
HNO3, 61 % Kanto-Kagaku HNO3 1.38 for Electronics
I2 Kanto-Kagaku Iodine 100g
Photoresist ZEON ZEP520A
Photoresist remover Tokyo Ohka Hakuri-104
Surfactant Tokyo Ohka OAP
TEM JEOL JEM-2010HC

DOWNLOAD MATERIALS LIST

References

  1. Giovane, L. M., Luan, H. C., Agarwal, A. M., Kimerling, L. C. Correlation between leakage current density and threading dislocation density in SiGe p-i-n diodes grown on relaxed graded buffer layers. Applied Physics Letters. 78 (4), 541-543 (2001).
  2. Wang, J., Lee, S. Ge-photodetectors for Si-based optoelectronic integration. Sensors. 11, 696-718 (2011).
  3. Ishikawa, Y., Saito, S. Ge-on-Si photonic devices for photonic-electronic integration on a Si platform. IEICE Electronics Express. 11 (24), 1-17 (2014).
  4. Cai, Y. Materials science and design for germanium monolithic light source on silicon, Ph.D. dissertation. , Dept. Mater. Sci. Eng., Massachusetts Inst. Technol. Cambridge, MA, USA. (2009).
  5. Wada, K., Kimerling, L. C. Photonics and Electronics with Germanium. , Wiley. Hoboken, NJ, USA. 294 (2015).
  6. Higashitarumizu, N., Ishikawa, Y. Enhanced direct-gap light emission from Si-capped n+-Ge epitaxial layers on Si after post-growth rapid cyclic annealing: Impact of non-radiative interface recombination toward Ge/Si double heterostructure lasers. Optics Express. 25 (18), 21286-21300 (2017).
  7. Luan, H. C., et al. High-quality Ge epilayers on Si with low threading-dislocation densities. Applied Physics. Letters. 75 (19), 2909-2911 (1999).
  8. Nayfeha, A., Chui, C. O., Saraswat, K. C. Effects of hydrogen annealing on heteroepitaxial-Ge layers on Si: Surface roughness and electrical quality. Applied Physics Letters. 85 (14), 2815-2817 (2004).
  9. Choi, D., Ge, Y., Harris, J. S., Cagnon, J., Stemmer, S. Low surface roughness and threading dislocation density Ge growth on Si (001). Journal of Crystal Growth. 310 (18), 4273-4279 (2008).
  10. Currie, M. T., Samavedam, S. B., Langdo, T. A., Leitz, C. W., Fitzgerald, E. A. Controlling threading dislocation densities in Ge on Si using graded SiGe layers and chemical-mechanical polishing. Applied Physics Letters. 72 (14), 1718-1720 (1998).
  11. Liu, J. L., Tong, S., Luo, Y. H., Wan, J., Wang, K. L. High-quality Ge films on Si substrates using Sb surfactant-mediated graded SiGe buffers. Applied Physics Letters. 79 (21), 3431-3433 (2001).
  12. Yoon, T. S., Liu, J., Noori, A. M., Goorsky, M. S., Xie, Y. H. Surface roughness and dislocation distribution in compositionally graded relaxed SiGe buffer layer with inserted-strained Si layers. Applied Physics Letters. 87 (1), 012014 (2005).
  13. Langdo, T. A., Leitz, C. W., Currie, M. T., Fitzgerald, E. A., Lochtefeld, A., Antoniadis, D. A. High quality Ge on Si by epitaxial necking. Applied Physics Letters. 76 (25), 3700-3702 (2000).
  14. Park, J. S., Bai, J., Curtin, M., Adekore, B., Carroll, M., Lochtefeld, A. Defect reduction of selective Ge epitaxy in trenches on Si(001) substrates using aspect ratio trapping. Applied Physics Letters. 90 (5), 052113 (2007).
  15. Fiorenza, J. G., et al. Aspect ratio trapping: A unique technology for integrating Ge and III-Vs with silicon CMOS. ECS Transactions. 33 (6), 963-976 (2010).
  16. Salvalaglio, M., et al. Engineered Coalescence by Annealing 3D Ge Microstructures into High-Quality Suspended Layers on Si. Applied Materials & Interfaces. 7 (34), 19219-19225 (2015).
  17. Bergamaschini, R., et al. Self-aligned Ge and SiGe three-dimensional epitaxy on dense Si pillar arrays. Surface Science Reports. 68 (3), 390-417 (2013).
  18. Isa, F., et al. Highly Mismatched, Dislocation-Free SiGe/Si Heterostructures. Advanced Materials. 28 (5), 884-888 (2016).
  19. Yako, M., Ishikawa, Y., Wada, K. Coalescence induced dislocation reduction in selectively grown lattice-mismatched heteroepitaxy: Theoretical prediction and experimental verification. Journal of Applied Physics. 123 (18), 185304 (2018).
  20. Yako, M., Ishikawa, Y., Abe, E., Wada, K. Defects and Their Reduction in Ge Selective Epitaxy and Coalescence Layer on Si With Semicylindrical Voids on SiO2 Masks. IEEE Journal of Selected Topics in Quantum Electronics. 24 (6), 8201007 (2018).
  21. Park, J. S., Bai, J., Curtin, M., Carroll, M., Lochtefeld, A. Facet formation and lateral overgrowth of selective Ge epitaxy on SiO2-patterned Si(001) substrates. Journal of Vacuum Science & Technology B. 26 (1), 117-121 (2008).
  22. Bai, J., et al. Study of the defect elimination mechanisms in aspect ratio t.rapping Ge growth. Applied Physics Letters. 90 (10), 101902 (2007).
  23. Montalenti, F., et al. Dislocation-Free SiGe/Si Heterostructures. Crystals. 8 (6), 257 (2018).
  24. Zhang, H. L. Calculation of shuffle 60° dislocation width and Peierls barrier and stress for semiconductors silicon and germanium. European Physical Journal B. 81 (2), 179-183 (2011).
  25. Kim, M., Olubuyide, O. O., Yoon, J. U., Hoyt, J. L. Selective Epitaxial Growth of Ge-on-Si for Photodiode Applications. ECS Transactions. 16 (10), 837-847 (2008).
  26. Yako, M., Kawai, N. J., Mizuno, Y., Wada, K. The kinetics of Ge lateral overgrowth on SiO2. Proceedings of MRS Fall Meeting. , (2015).
  27. Kamino, T., Yaguchi, T., Hashimoto, T., Ohnishi, T., Umemura, K. A FIB Micro-Sampling Technique and a Site Specific TEM Specimen Preparation Method. Introduction to Focused Ion Beams. , Springer. Boston, MA. (2005).
  28. Park, J. S., et al. Low-defect-density Ge epitaxy on Si(001) using aspect ratio trapping and epitaxial lateral overgrowth. Electrochemical and Solid-State Letters. 12 (4), H142-H144 (2009).
  29. Li, Q., Jiang, Y. B., Xu, H., Hersee, S., Han, S. M. Heteroepitaxy of high-quality Ge on Si by nanoscale Ge seeds grown through a thin layer of SiO2. Applied Physics Letters. 85 (11), 1928-1930 (2004).
  30. Halbwax, M., et al. Epitaxial growth of Ge on a thin SiO2 layer by ultrahigh vacuum chemical vapor deposition. Journal of Crystal Growth. 308 (1), 26-29 (2007).
  31. Leonhardt, D., Ghosh, S., Han, S. M. Origin and removal of stacking faults in Ge islands nucleated on Si within nanoscale openings in SiO2. Journal of Applied Physics. 10 (7), 073516 (2011).
  32. Takada, Y., Osaka, J., Ishikawa, Y., Wada, K. Effect of Mesa Shape on Threading Dislocation Density in Ge Epitaxial Layers on Si after Post-Growth Annealing. Japanese Journal of Applied Physics. 49 (4S), 04DG23 (2010).
  33. Ishikawa, Y., Wada, K. Germanium for silicon photonics. Thin Solid Films. 518 (6), S83-S87 (2010).
  34. Nagatomo, S., Ishikawa, Y., Hoshino, S. Near-infrared laser annealing of Ge layers epitaxially grown on Si for high-performance photonic devices. Journal of Vacuum Science & Technology B. 35 (5), 051206 (2017).
  35. Ayers, J. E., Schowalter, L. J., Ghandhi, S. K. Post-growth thermal annealing of GaAs on Si(001) grown by organometallic vapor phase epitaxy. Journal of Crystal Growth. 125 (1), 329-335 (1992).
  36. Wang, G., et al. A model of threading dislocation density in strain-relaxed Ge and GaAs epitaxial films on Si (100). Applied Physics Letters. 94 (10), 102115 (2009).
  37. Leonhardt, D., Ghosh, S., Han, S. M. Defects in Ge epitaxy in trench patterned SiO2 on Si and Ge substrates. Journal of Crystal Growth. 335 (1), 62-65 (2011).
  38. Sammak, A., Boer, W. B., Nanver, L. K. Ge-on-Si: Single-crystal selective epitaxial growth in a CVD reactor. ECS Transactions. 50 (9), 507-512 (2012).
  39. Ishikawa, Y., Wada, K., Cannon, D. D., Liu, J., Luan, H. C., Kimerling, L. C. Strain-induced band gap shrinkage in Ge grown on Si substrate. Applied Physics Letters. 82 (13), 2044-2046 (2003).
  40. Bolkhovityanov, Y. B., Gutakovskii, A. K., Deryabin, A. S., Sokolov, L. V. Edge Misfit Dislocations in GexSi1–x/Si(001) (x~1) Heterostructures: Role of Buffer GeySi1–y (y < x) Interlayer in Their Formation. Physics of the Solid State. 53 (9), 1791-1797 (2011).
  41. Bourret, A. How to control the self-organization of nanoparticles by bonded thin layers. Surface Science. 432 (1), 37-53 (1999).
  42. Hirth, J. P., Lothe, J. Grain boundaries. Theory of Dislocations, 2nd ed. 19, Wiley. New York, NY, USA. 697-750 (1982).
  43. Mizuno, Y., Yako, M., Luan, N. M., Wada, K. Strain tuning of Ge bandgap by selective epigrowth for electro-absorption modulators. Proceedings of SPIE Photonics West, San Francisco, CA, USA. 9367, 1-6 (2015).
  44. Nam, J. H., et al. Lateral overgrowth of germanium for monolithic integration of germanium-on-insulator on silicon. Journal of Crystal Growth. 416 (15), 21-27 (2015).
  45. Fitch, J. T. Selectivity Mechanisms in Low Pressure Selective Epitaxial Silicon Growth. Journal of The Electrochemical Society. 141 (4), 1046-1055 (1994).
  46. Ye, H., Yu, J. Germanium epitaxy on silicon. Science and Technology of Advanced Materials. 15 (2), 1-9 (2014).

Tags

Engineering Kiselfotonik germanium Ge kristalltillväxt selektiv epitaxiell tillväxt gängningsdislokationstäthet bildkraft teoretisk beräkning kemisk ångavsättning CVD transmissionselektronmikroskop TEM
Teoretisk beräkning och experimentell verifiering för dislokationsreduktion i germaniumepitaxiella skikt med semicylindriska hålrum på kisel
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