изика и техника полупроводников, 2002, том 36, вып. 11


Образование преципитатов р-FeSi₂ в микрокристаллическом Si

© Е.И. Теруков, О.И. Коньков, В.Х. Кудоярова ^ О.Б. Гусев, В.Ю. Давыдов, Г.Н. Мосина

Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе Российской академии наук,

194021 Санкт-Петербург, Россия

(Получена 2 апреля 2002 г. Принята к печати 11 апреля 2002 г.)

Впервые наблюдалось образование преципитатов e-FeSi₂ в пленках микрокристаллического кремния. Пленки аморфного кремния, легированные железом (a-Si(Fe}), были получены методом магнетронного распыления. Последующий кратковременный термический отжиг приводил к переходу аморфного кремния в микрокристаллический и образованию преципитатов в-FeSi₂. Показано, что синтезированные образцы излучали на длине волны X га 1.54мкм при 100 K.

1. 
   Введение
   

Одним из направлений кремниевой оптоэлектроники является создание тонкопленочных структур, излучаю­щих в области 1.5 мкм — „окне“ прозрачности кремния и двуокиси кремния. Новый подход к решению проблемы связан с синтезом ряда соединений и их кластеров в Si. К таким соединениям следует отнести полупровод­никовый дисилицид железа в-FeSi₂. Дисилицид железа обладает рядом привлекательных оптических свойств, такими как прямая зона с шириной оптической щели около 0.85 эВ (1.46 мкм), соответствующей длине волны, близкой к 1.5 мкм, и большим коэффициентом опти­ческого поглощения вплоть до 10⁵см^-1. Эти свойства делают его перспективным для изготовления новых оптоэлектронных приборов, чувствительных в ближней инфракрасной области и интегрированных в кремниевую микроэлектронную технологию [1].

Работы по синтезу таких пленок Si интенсивно ве­дутся последние годы. Основными методами создания включений e-FeSi₂ в Si являются высокодозная имплан­тация ионов Fe+ (D > 1 • 10¹⁷ см^-2) и молекулярно­лучевая эпитаксия с использованием высокотемператур­ных (до 900°C) и продолжительных (до 20 ч) термооб­работок [2,3]. Такие термические воздействия нежела­тельны в микроэлектронике при создании интегральных микросхем, поскольку они приводят к существенной диффузии атомов железа в глубь базового Si из-за большого коэффициента диффузии железа при высоких температурах (D « 5 • 10^-6 см²/с при T « 1000°C), что ведет к деградации основных параметров кремниевых приборов [4]. Преодолеть указанные ограничения можно путем использования импульсных лучевых (лазерных, ионных, электронных) обработок, которые воздействуют только на приповерхностные слои материала (

1 мкм) в течение короткого времени (< 1 мкс), что исключает нежелательную диффузию примеси железа в базовый материал [5,6]. Известно, что метод магнетронного рас­пыления позволяет получать пленки аморфного крем­ния, легированные различными металлами. При этом, как и в случае использования имплантации, концентра­ция легирующей примеси может превосходить предел растворимости. В частности, предел растворимости Fe в

^ E-mail: kudoyarova@mail.ioffe.ru


кристаллическом кремнии составляет 10¹³—5 • 10¹⁶ см^-3 (при 900—1300°C) [7], Поэтому цель данной работы заключалась в разработке технологии светоизлучающих структур на основе в-FeSi₂ в Si без привлечения до­рогостоящей имплантации и продолжительных термо­обработок.

В данной работе впервые наблюдалось образование преципитатов e-FeSi₂ в пленках микрокристаллического кремния, полученного методом магнетронного сораспы- ления мишеней Si и Fe в атмосфере Ar. Показано, что синтезированные образцы были способны излучать на длине волны X « 1.54 мкм при 100 K

2. 
   Технология изготовления и методы исследования
   

Пленки аморфного кремния, легированные железом (a-Si(Fe)), были приготовлены методом магнетронно- го распыления мишеней из Fe и Si в атмосфере Ar. Последующий термический отжиг в атмосфере Ar при T = 800° C в течение 30 мин переводил пленки из аморфного состояния (a-Si(Fe)) в микрокристалличе­ское (pc-Si(Fe)). В этих пленках мы наблюдали обра­зование дисилицида железа в-FeSi₂.

Исследование распределения атомов железа по глу­бине, определение состава пленок и их толщины прово­дилось методом резерфордовского обратного рассеяния (Reserford backskattering, RBS). Облучение проводилось пучком дейтронов (²D+) с энергией 0.9МэВ при угле рассеяния 135°. Концентрация введенного Fe изменялась от 1.5 • 10²⁰см^-3 до 2.4 • 10²¹ см^-3. Толщина пленок составляла 0.4—0.5мкм.

Структура образцов исследовалась методом рамановской спектроскопии. Рамановские спектры были получе­ны с использованием автоматической установки на базе спектрометра DFS-24. Все спектры были записаны при 300K в области 0—600см^-1 с разрешением 3 см^-1. В ка­честве источника возбуждения использовался аргоновый лазер (X = 514.5нм).

Более тонкая структура пленок pc-Si(Fe) была ис­следована на электронном просвечивающем микроскопе. Для определения микроструктуры слоев использовал­ся метод просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) в режиме светлого поля и метод электронной





Рис. 1. Типичные RBS спектры пленок a-Si(Fe}, полученные методом резерфордовского обратного рассеяния: 1 — до отжига, 2 — после отжига (800°C, 30мин). Концентрация железа NFe = 10²¹ см^_3.





100 200 300 400 500


Рис. 2. Рамановские спектры пленок с разной концентрацией железа N_Fe, см^_3: 1 — 1.1 • 10²¹, 2 — 2.1 • 10²¹, 3 — 2.4 • 10²¹.


микродифракции. Для исследования были приготовлены планарные образцы диаметром 3 мм. Возбуждение сиг­нала фотолюминесценции (ФЛ) осуществлялось гелий- неоновым лазером (X = 630 нм) при мощности 50 мВт, а регистрация ФЛ проводилась с использованием охла­ждаемого германиевого детектора (North Coast).

3. 
   Результаты исследований
   

На рис. 1 приведен RBS-спектр для образцов a-Si(Fe) до (1) и после (2) термического отжига (T = 800° C, 30 мин). Как видно из рис. 1, кроме Fe, в пленках присутствует Ar (4ат%о) и кислород (5ат%). Присут­






Рис. 3. Электронно-микроскопический снимок пленки (a), сделанный в режиме светлого поля, NFe = 2.4 • 10²¹ см ³; b — соот­ветствующая микродифракционная картина.


ствие Ar в пленках связано с процессом магнетронного сораспыления мишиней в атмосфере Ar. Появление кис­лорода в пленках, по-видимому, связано с присутствием кислорода в мишени c-Si. Данные по RBS позволяют сде­лать два очень важных вывода: во-первых, Fe находится только в пленке и распределено равномерно; во-вторых, короткий по времени термический отжиг не приводит к перераспределению железа в c -Si.

Рамановские спектры образцов после термическо­го отжига (T = 800°C, 30 мин) приведены на рис. 2. В спектрах мы наблюдали 4 сильнью линии, которые расположены при 195, 247 и 480—520 см^-1. Линии 480—520 см^-1 принадлежат аморфной и микрокристал­лической фазе кремния и соответствуют TO-фонон- ной моде. Из рис. 2 видно, что спектр в области 400—600 см^-1 состоит из двух линий с существенно разной шириной. Широкая линия с центром око­ло 480 см^-1 принадлежит аморфной фазе (аморфная связующая ткань, сетка и (или) аморфная поверхность между микрокристаллическими зернами). Узкая линия с центром при 520 см

---

^-1 свидетельствует о наличии микрокристаллической фазы кремния.

Что касается линий, расположенных при 196 и 247 см^-1, то они обусловлены присутствием в-FeSi₂. в -Фаза дисилицида железа кристаллизуется в ортором- бическую пространственную группу DЦ. Для раманов- ской спектроскопии факторный групповой анализ пред­сказывает 12 активных внутренних мод, которые, вероят­но, дают большинство из 14 рамановских линий [8]. Кро­ме того, рамановская восприимчивость трех мод A_g не должна изменяться, когда поляризация возбуждающего поля вращается относительно поляризации рассеянного света. Это имеет место в случае трех наиболее интенсив­ных линий поперечно-поляризованного спектра при 197,


253 и 346 см^-1, которые наблюдались в пленке в-FeSi₂ с толщиной 1 мкм, находящейся на подложке FeSi. Линии при 178, 201 и 252 см^-1 измерялись для объемного поли- кристаллического в -FeSi₂. В случае пленки в-FeSi₂ с тол­щиной 200 нм, которая была выращена на Si-подложке, авторы работ [8,9] наблюдали основные линии при 176, 195/200 и 247 см^-1. Необходимо заметить, что во всех случаях пик, расположенный при 247 см^-1 (A_g мода), был наиболее интенсивным, и по этой причине многие авторы концентрируют свое внимание только на этом пике. Как видно из рис. 2, интенсивность пика при 247 см^-1 возрастает с увеличением концентрации Fe, что может быть объяснено увеличением количества синтезируемой фазы в -FeSi₂. Следует также отметить, что увеличение концентрации Fe приводит к умень­шению интенсивности широкой линии около 480 см^-1, приписываемой TO-фононной моде аморфного кремния.

Исследования структуры, проведенные на электрон­ном просвечивающем микроскопе, показали (рис. 3, a, b), что пленки ^

---

c -Si(Fe) состоят из шаров нанометриче- ского размера (2—4нм), которые частично коагулируют, образуя пластины размером до 25 нм (рис. 3, а). Шары встроены в матрицу аморфного кремния. Диффракци- онная картина, полученная с участка слоя на рис. 3, a, приведена на рис. 3, b. На ней присутствуют 3 дис­персных кольца, расшифровка которых показала, что слой состоит из частиц кристаллической фазы. Значения межплоскостных расстояний для пленки, рассчитанные по наблюдаемой микродифракционной картине, в срав­нении с соответствующими табличными значениями для в-FeSi₂ и для c -Si [10] приведены в таблице. Про­веденное сравнение позволило сделать заключение о том, что микрокристаллические включения представ­

Экспериментальные значения	Табличные значения для /3-FeSi2		Табличные значения для c-Si
d, А	d, А	hkl	d, А	hkl
3.157			3.13	111
3.08	3.07	202
2.826	2.851	221
2.476	2.412	222
1.988	1.98	313
1.94	1.95	040	1.92	220
1.83	1.822	204
1.87	1.867	114
1.73	1.746	042
1.629	1.65	224	1.63	311
1.521	1.53	440
1.358			1.357	400

---

На рис. 4 приведены спектры фотолюминесценции (ФЛ), наблюдаемые при T = 100 K, в образцах с разной концентрацией железа. Наблюдаются два пика ФЛ, соответствующих ФЛ от подложки Si (E & 1.1 эВ, X & 1.12 мкм) и от в-FeSi₂ (E & 0.805 эВ, X & 1.54 мкм). Очевидно, что первый пик (E & 1.1эВ, X & 1.12 мкм) связан с непрямыми переходами в запрещенной зоне Si. Второй пик (E & 0.805 эВ, X & 1.54 мкм) обусловлен прямыми межзонными переходами в пределах зонной щели в-FeSi₂.

Одной из проблем, связанных с эмиссией в обла­сти X & 1.54 мкм в кристаллическом кремнии (c-Si), является происхождение сигнала ФЛ. Известно, что дислокации, имеющиеся в кристалле, способны люми- несцировать на длине волны X & 1.5мкм [11]. В таким случае появляется необходимость отделения вклада в световую эмиссию от дислокаций и от силицида. По­этому для c-Si(Fe) необходимо иметь доказательства того, что происхождение сигнала ФЛ на X & 1 . 54 мкм не связано с эмиссией, обусловленной дислокациями, а возникает благодаря прямым межзонным переходам в оптической щели в-FeSi₂. Обычно таким доказатель­ством является отличие полученного значения энергии термического гашения сигнала ФЛ от данных по тер­мическому гашению для дислокационного центра D1 (E_a = 7—12мэВ), энергетическое положение которого (E & 0.81 эВ) [11] наиболее близко к положению мак­симума ФЛ (E & 0.805 эВ).



В данной работе в-FeSi₂ был получен в пленках ми­крокристаллического кремния. Микрокристаллический кремний не содержит дислокаций, и в этом случае мы можем не учитывать вклада дислокаций в ФЛ и связать наблюдаемую ФЛ в области

---

X & 1.54 мкм с в-FeSi₂. Пик ФЛ от в-FeS^ (E & 0.805 эВ, X & 1.54 мкм) представляет собой широкую линию. Размытие линии ФЛ может быть связано с разбросом в размерах пре­ципитатов в-FeSi₂. Кроме того, было установлено, что интенсивность ФЛ зависит от концентрации Fe. Ис­следования микроструктуры показали, что образование фазы в-FeS^ наблюдается при концентрациях Fe от 1.5 • 10²⁰ до 2.5 • 10²¹ см^-3. Увеличение концентра­ции Fe приводит к незначительному изменению мак­симального размера преципитатов от 20 до 25 мкм. Более значительное изменение наблюдалось в плотно­сти (количестве) фазы в-FeSi^ Однако максимальная интенсивность ФЛ при X & 1.54 мкм наблюдается при концентрации Fe & 1.1 • 10²¹ см^-3. При концентраци­ях Fe & 2.4 • 10²¹ см^-3 сигнал ФЛ практически исчезает. При этих концентрациях Fe в рамановских спектрах не наблюдается линии при 480 см^-1, приписываемой TO-фононной моде аморфного кремния. По-видимому, интенсивность ФЛ при X & 1.54 мкм зависит как от размера преципитатов в-FeSi₂, так и от соотношений объемов, занимаемых фазой в-FeSi₂ и аморфной фа­зой Si.

Следует отметить, что в этом сообщении мы приво­дим результаты, полученные впервые. Для того чтобы сделать более определенное заключение о механизме ФЛ при X & 1.54 мкм в микрокристаллическом кремнии, необходимо проведение дополнительных исследований.

4. 
   Заключение
   

В представленной работе впервые наблюдалось об­разование дисилицида железа в-FeSi₂ в пленках ми­крокристаллического кремния, легированного железом. Пленки аморфного кремния, легированного железом, были получены методом магнетронного распыления ми­шеней кремния и железа в атмосфере аргона. После­дующий термический отжиг при T = 800° C в течение 20 мин приводил к образованию микрокристалличе­ского кремния и дисилицида железа в

---

Смотрите также файлы

• Памятка по оформлению пояснительной записки кр название файлов для сдачи (пример) Фамилияио 19зкбпр1 090304. docx.docx

• Россия в первой четверти xviii в.docx

• Контрольная работа по дисциплине оп. 14Информационные технологии в профессиональной деятельности по теме Информационное общество и информатизация.docx

• Направления развития платежной системы мир.docx

• Основы экономического анализа и планирования деятельности предприятий и организаций (зачет).docx