Дефектообразование в напряженных структурах на кремнии при радиационно-термических обработках тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.10, кандидат физико-математических наук Ефремов, Михаил Дмитриевич

• Ефремов, Михаил Дмитриевич
• кандидат физико-математических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Ефремов, Михаил Дмитриевич

СОДЕРЖАНИЕ

Содержание

Введение

Научная новизна работы

Практическая значимость работы

Положения и основные результаты, выносимые на защиту

Содержание диссертации

Глава I. формирование дефектов и деформирование кристаллической

решетки кремния,

§1.1. Точечные дефекты и примеси в кремнии, влияние механических напряжений.

Примеси в кремнии

Дефекты в кремнии

Взаимодействие дефектов

§1.2. Механические напряжения в кремнии при преципитации кислорода

§1.3. Механические напряжения вблизи границ раздела в структурах на основе

кремния

Уравнения упругости

Структурные и термоупругие напряжения в гетеросистемах 81-А120з, Зг-ЗЮг

§ 1.4. Влияние механических напряжений на спектр фононов в кристалле

Глава П. Экспериментальные методики

§2.1. Спектроскопия комбинационного рассеяния света

Законы сохранения и правша отбора

Форма линий КРС

Определение величин механических напряжений

Схема регистрации

§2.2. Метод нестационарной спектроскопии глубоких уровней для определения концентрации дефектов с "глубокими" состояниями в запрещенной зоне кремния

§2.3.. Метод инфракрасной спектроскопии

§2.4. Методики электрофизических измерений (метод Ван дер Пау, эффект Холла,

вольт фарадные измерения)

Измерение объемной концентрации основных носителей и удельного сопротивления.

Измерения вольт- фарадных характеристик

§2.5. Методика приготовления и обработок образцов

КНС структуры

Структуры 5Ю2/51

Структуры с кислородными преципитатами

Глава Ш. Модификация механических напряжений в гетерострукгурах при формировании дефектно- примесных ассоциаций на границе раздела

§3.1. Уравнения упругости в среде с дефектами

§3.2. Характеризация механических напряжений в структурах кремний на

сапфире

Анализ изменений механических напряжений при технологических обработках КНС-структурах

§3.3. Модификация механических напряжений в КНС структурах при

электронном, ионном облучении и термических обработках

Влияние электронного облучения на величины механических напряжений в КНС

структурах

Ионная имплантация и термические обработки

Имплантация ионов фосфора

Имплантация ионов бора

Имплантация ионов азота

Имплантация ионов аргона

§3.5. Взаимодействие точечных дефектов и примесей, введенных

высокотемпературной имплантацией, с дефектами границы раздела

Ионная имплантация Аг+ при 450°С

Ионная имплантация Аг+ при 65О?С

Ионная имплантация В+ при 550°С

Микроскопический анализ

§3.4. Теоретическое рассмотрение процесса перераспределения дефектов в поле

механических напряжений КНС структур

§3.6. Расчет эпюр механических напряжений в КНС-структуре с неоднородным

распределением вакансионных дефектов в пленке кремния

Глава IV. Влияние механических напряжений на дефектообразование

вблизи границы раздела 81-8102

§4.1. Генерация междоузельных атомов кремния при окислении

§4.2. Роль окислительных дефектов в радиационном дефектообразовании вблизи

границы раздела 81-8ю2

Высокотемпературное окисление

Окисление при повышенном давлении

§4.3. Влияние механических напряжений на формирование вторичных

радиационных дефектов

§4.4. МОДЕЛИРОВАНИЕ РАДИАЦИОННОГО ДЕФЕКТООБРАЗОВАНИЯ ВБЛИЗИ ГРАНИЦЫ РАЗДЕЛА 81-8Ю2

Глава V. Роль механических напряжений в процессе преципитации кислорода в кремнии

§5.1. Модификация механических напряжений в кремнии при формировании

преципитатов кислорода

§5.2. расчет эпюр механических напряжений в пластине кремния с неоднородным по глубине распределением преципитатов кислорода

Приложение. Оценка влияния поля механических напряжений на

кинетические коэффициенты комплексообразования.____________________________________186

Основные результаты и выводы

Заключение

Литература

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Дефектообразование в напряженных структурах на кремнии при радиационно-термических обработках»

ВВЕДЕНИЕ.

В связи с развитием современной микроэлектроники, сопровождающемся повышением степени интеграции, уменьшением размеров полупроводниковых элементов, повышением мощности силовых полупроводниковых приборов, возрастают требования к чистоте используемых материалов и точности контроля над составом примесей и дефектов в кремнии. Примеси и дефекты в значительной степени определяют свойства кремния и параметры полупроводниковых приборов на его основе. Это обуславливает высокий интерес к научным основам управления примесно- дефектным составом приповерхностных областей кремния, атомарным процессам формирования комплексов дефектов, механизмам взаимодействия дефектов и примесей. Развитие исследований в этой области привело к широкому применению радиационных технологий [1] в современной микроэлектронике. Особый интерес вызывает исследование роли механических деформаций кристаллической решетки в процессах дефектообразования в кремнии [2,3]. Наличие дефекта в кристалле означает искажение кристаллической решетки, что определяет роль деформационного взаимодействия в качестве фундаментального взаимодействия, присущего всем дефектам. Несмотря на фундаментальный характер данной проблемы, к настоящему времени не сложилось полной картины, позволяющей количественно описать вклад деформаций в процессы образования дефектов. В первую очередь это касается точечных дефектов и примесей в силу трудности теоретического описания и экспериментального обнаружения смещений атомов в непосредственной близости от дефекта. Особое значение в данной ситуации приобретает получение экспериментальных свидетельств влияния деформаций на образование точечных и протяженных дефектов в кремнии и развитие модельных представлений, позволяющих описать наблюдаемые явления в рамках единого подхода.

Прямым доказательством взаимодействия дефектов с полем механических напряжений может являться обнаружение средних механических напряжений в кристалле, коррелированно с концентрацией дефектов и примесей. Появление механических напряжений при образовании дефектов служит основой для проведения исследования возможности управления величинами механических напряжений в гетероструктурах при введении дефектов. Поскольку процесс комплексообразования неразрывно связан с миграционной способностью подвижных точечных дефектов, то наличие неоднородного поля деформаций может приводить к необходимости учета дрейфа дефектов в поле механических напряжений, а также избирательности встраивания точечных дефектов вблизи напряженных границ раздела за счет различия деформационной энергии дефектов междоузельной и вакансионной природы. Дрейфовая компонента может играть существенную роль в процессах захвата подвижных дефектов, и, следовательно, существенным образом определять кинетические коэффициенты квазихимических реакций дефектов и примесей. Существенность вклада локальных деформаций вокруг дефектов в сечение их захвата определяет возможность зависимости сечений захвата дефектов от величины поля интегральных механических напряжений в структуре. Во внешнем поле механических напряжений может происходить изменение локальных деформаций кристалла вокруг дефекта, а значит, изменится и величина деформационной энергии взаимодействия дефектов и, как следствие, сечение захвата. Таким образом, исследование аспектов деформационного взаимодействия дефектов и примесей является необходимой и важной составляющей для целостного понимания процессов дефектообразования в кремнии, что обуславливает актуальность рассматриваемой проблемы. Построение модельных представлений и получение экспериментальных свидетельств деформационного взаимодействия дефектов на примере практически важных структур на основе кремния имеет,

тем самым научную ценность для получения новых данных о процессах комплексообразования дефектов и примесей.

Целью работы являлось исследование роли механических напряжений в процессах дефектообразования при радиационно- термических обработках гетероструктур на кремнии, для чего решались следующие задачи:

1. Исследование модификации механических напряжений в пленках кремния на сапфире при генерации точечных дефектов, вводимых ионной имплантацией.

2. Исследование взаимодействия подвижных радиационных дефектов в поле механических напряжений вблизи границы раздела 81-8102.

3. Исследование механических напряжений при формировании преципитатов кислорода в процессе термических обработок кремния.

4. Развитие количественной модели описания деформационного взаимодействия дефектов и примесей в напряженных гетероструктурах на кремнии.

Научная новизна работы.

1. На основе измерений комбинационного рассеяния света в структурах 8ьА120з обнаружено снижение механических напряжений при ионной имплантации и последующих термообработках с 8.3-108Н/м2 до 2.5-108НУм2.

2. Достигнуто термостабильное до 1000°С снижение механических напряжений в структурах 81-А120з при ионной имплантации Аг+, обусловленное изменением дислокационных структур на границе раздела.

3. Установлено, что уменьшение сжимающих механических напряжений при радиационно термических обработках структур кремний на сапфире, определяется тем, что границей раздела 8ьА120з избирательно геттерируются подвижные дефекты вакансионного типа, эмитированные из областей разупорядочения.

4. Определено, что относительное уменьшение концентрации радиационных дефектов (дивакансия, вакансия -кислород) в кремнии пропорционально величине растягивающих механических напряжений, наблюдаемым вблизи границы раздела 81-8102, с коэффициентом пропорциональности 0.55-10"8 м2/Н.

5. Показано, что формирование кислородных преципитатов приводит к возникновению в кремнии средних механических напряжений до 0.6-108НУм2, определяемых локальной концентрацией преципитатов в области измерения.

6. Разработана модель, включающая представление о локальном тензоре, определяющем деформации вокруг взаимодействующих дефектов. На ее основе проведено количественное описание обнаруженных эффектов: появление средних механических напряжений, релаксация и компенсация механических напряжений в напряженных гетероструктурах, вклад деформаций в кинетические коэффициенты взаимодействия точечных дефектов, дрейф дефектов в поле механических напряжений.

7. Получено аналитическое решение задачи о распределении механических напряжений в гетероструктурах с неоднородным распределением дефектов на основе приближения "тонкой пластинки".

Практическая значимость работы.

1 .Развит метод комбинационного рассеяния света применительно к регистрации распределения механических напряжений по глубине в неоднородных структурах, содержащих дефекты.

2.На основе полученных результатов разработана методика снижения механических напряжений в гетероструктурах, заключающаяся в их компенсации радиационными дефектами.

3.Полученные данные по зависимости дефектообразования от механических напряжений являются необходимыми при прогнозировании изменений свойств гетероструктур при радиационно-термических процессах.

Положения и основные результаты, выносимые на защиту.

1.Уменьшение механических напряжений в структурах 8ьА1203 при радиационно термических обработках обусловлено селективным геттерированием вакансионных дефектов границей раздела.

2.Формирование кислородных преципитатов обуславливает появление в кремнии растягивающих механических напряжений, определяемых локальной концентрацией преципитатов. При увеличении размера кислородных преципитатов релаксационные процессы, связанные с генерацией междоузельных атомов кремния и образованием дислокационных структур, приводят к снижению средних механических напряжений.

3.При радиационных воздействиях растягивающие механические напряжения снижают эффективность образования вакансионных комплексов вблизи границы раздела 8Ю2-81, что обусловлено увеличением вероятности аннигиляции пар Френкеля в области неустойчивости.

4. Представление о локальном тензоре напряжений вокруг дефектов позволяет описать дрейф дефектов в поле механических напряжений, рассчитать распределение механических напряжений в зависимости от распределения дефектов, оценить вклад деформационного взаимодействия дефектов в константы реакций между ними, объяснить зависимость эффективности введения дефектов от знака и величины механических напряжений.

Содержание диссертации

Диссертационная работа состоит из введения, 5-ти глав, приложения, выводов, заключения и библиографического списка из 131 наименования. Содержит 192 страницы текста, 41 рисунок на 41 странице, 15 таблиц.

ГЛАВА I. ФОРМИРОВАНИЕ ДЕФЕКТОВ И ДЕФОРМИРОВАНИЕ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ КРЕМНИЯ.

§1.1. Точечные дефекты н примесн в кремнии, влияние механических

напряжений.

К настоящему времени получено большое количество экспериментальных и теоретических данных о свойствах точечных дефектов в кремнии [3,4,5]. Вопросы радиационного образования дефектов освещены в ряде монографий [6,7]. В результате проведенных исследований определены параметры основных дефектов в кремнии, и на основе полученных экспериментальных данных и теоретических расчетов определена структура точечных дефектов в кремнии. Основные дефекты в кремнии идентифицированы по данным различных методик: электронного парамагнитного резонанса (ЭПР), инфракрасной (ИК) спектроскопии, фотолюминесценции (ФЛ), нестационарной спектроскопии глубоких уровней (БЬТ8), Холловских измерений, спектроскопии комбинационного рассеяния света и других методов. На основе экспериментальных данных определены такие параметры дефектов как: энергетический спектр электронных состояний, времена захвата и эмиссии носителей, рекомбинационная активность, коэффициенты диффузии, энергии активации миграции для различных механизмов диффузии, время жизни подвижных точечных дефектов. Полученные данные формируют достаточно полное представление о точечных дефектах в кремнии и их свойствах, что позволяет к настоящему времени проводить достаточно полноценный анализ процессов дефектообразования, в том числе, с использованием компьютерного моделирования, несмотря на то, что для некоторых дефектов их параметры определены не достаточно полно. Так, для междоузельного атома кремния - одного из важнейших дефектов в кремнии - не определена окончательно структура электронных уровней, что затрудняет анализ процессов, связанных с изменением зарядового состояния

дефектов. Образование и поведение дефектов в кремнии тесно связано с примесным составом кремния, поскольку дефекты активно взаимодействуют с примесями. При этом одной из важнейших характеристик примесей в кремнии является способность примесных атомов участвовать в квазихимических реакциях, что в свою очередь определяется химической активностью примеси и ее миграционной способностью. Примесный состав кремния определяет набор возможных квазихимических реакций и, следовательно, скорость дефектообразования и состав дефектов в кремнии. Набор и концентрация дефектов определяет плотность состояний в запрещенной зоне, что существенным образом сказывается на электрофизических свойствах материала и возможности его применения в прикладных целях. Примесный состав может определять кинетику фазового перехода кристалла в другое агрегатное состояние [8,9]. В работе [9] в качестве движущей силы такого влияния рассмотрены структурные напряжения в кристалле кремния, содержащего высокую концентрацию примеси. Расчет деформации, среднего давления осуществлен, исходя из различного объема, занимаемого примесью и кремнием, что создает необходимую основу для анализа локальных деформаций вокруг дефектов и примесей. Различные аспекты деформационного дефектно- примесного взаимодействия были рассмотрены при формировании разупорядоченных областей [10,11], в твердых растворах Si-Ge [12], с точки зрения расчета деформационных зарядов дефектов [13].

Примеси в кремнии

К настоящему времени хорошо известно, что промышленный полупроводниковый кремний содержит достаточно высокие концентрации таких примесей как углерод и кислород. Типичные концентрации кислорода

1*7 1 О Л 1 ^ 1 "З

лежат в пределах 10 -2-10 см для Чохральского кремния и 3-10 -5-10 см для кремния, полученного методом бестигельной зонной плавки. Концентрация

углерода в кремнии зависит от чистоты технологического окружения при росте кремния и может достигать значений 2-1018см"3.

Кислород в кремнии.

Известно, что кислород в кремнии занимает в основном междоузельное положение [14], и в этом состоянии концентрация кислорода может быть определена по данным ИК спектроскопии. Было показано, что линии поглощения 1205, 1106, 515 см*1 связаны с колебательными модами междоузельного атома кислорода в кремнии [15,16]. Концентрация кислорода N0* может быть определена из величины коэффициента поглощения линии

1 ЛП "X

1106см при температуре 293К N01=2.45-10 см -Да, где Да- амплитуда поглощения в линии [17]. Коэффициент диффузии кислорода Бек определяется выражением БорОЛ Зсм2/с-ехр(-2.53эВ/кТ) ф01 =0.07см2/с-ехр(-2.44эВ/кТ)) [4,18,19]. В диапазоне температур 450°С - 700°С наблюдалась ускоренная диффузия кислорода в условиях большой концентрации дефектов, что объяснялось взаимодействием кислорода с дефектами в кремнии [4]. Растворимость кислорода в решетке кремния описывается выражением:

ЛЛ О ______1 Л Л

8о1=9-10 см" -ехр(-1.52эВ/кТ). Концентрация -2-10 см" соответствует предельной растворимости кислорода в кремнии, но поскольку при понижении температуры растворимость падает экспоненциально, то в нормальных условиях раствор кислорода находится в пересыщении. Это приводит к кластеризации кислорода при охлаждении и в процессе термообработок, на эффективность которой влияет величина коэффициента диффузии при данной температуре. Известны термодоноры, включающие несколько атомов кислорода [20,21,22], и преципитаты кислорода, представляющие собой включения фазы ЭЮх [23,24]. В исходном промышленном кремнии при комнатных температурах 95% кислорода находится в междоузельном положении.

Углерод в кремнии.

Углерод является примесью замещения в кремнии, и его концентрация может быть определена по коэффициенту поглощения Да при 606см"1: Мс=0.83-1017см"3-Ла. Коэффициент диффузии углерода определяется выражением Вс=1.9см2/с-ехр(-3.1эВ/кТ) [25] для температурного интервала 1050-1400°С. Также как и в случае кислорода, наличие большой концентрации углерода приводит к состоянию пересыщения. Растворимость углерода в кремнии составляет 3.5-1017см"3 в точке плавления и 5-1016см'3 при 1200°С. Экспериментально предел растворимости углерода в кремнии был исследован Бином и Ньюманом в 1971г., когда было получено выражение 8с=4-1024см"3-ехр(-2.3эВ/кТ) [25]. Предэкспонентциальный фактор в полученном эмпирическом выражении оказался большим, что послужило основой дополнительного рассмотрения с помощью методов статистической механики. Предэкспонентциальный множитель был оценен, как 5-1022см"3, а энергия активации - 1.6эВ [4]. Известно, что атомы углерода активно взаимодействуют с различными примесями и дефектами в кремнии. Междоузельные атомы кремния вытесняют углерод из узлового состояния по реакции Уоткинса [26,]. Считается, что междоузельный атом углерода имеет донорный и акцепторный уровень в зоне кремния при Еу+0.27эВ и Ес-0.12эВ соответственно [27]. Кроме того, ему соответствует оптическое поглощение при 921/93Осм"1 и центр ЭПР -8Ю12. Замещающий углерод электрически неактивен, но участвует в квазихимических реакциях по образованию точечных электрически активных дефектов, которые имеют глубокие уровни в запрещенной зоне. В настоящее время известен ряд глубоких центров, в состав которых входит углерод. Это метастабильный комплекс двух атомов углерода, имеющий две конфигурации: замещающего и междоузельного углерода С;С3 или двух замещающих атомов углерода, связанных с междоузельным атомом кремния С3„81гС3. Этот центр имеет уровни - Ес-0.17эВ, Ес-0.10эВ, Еу+0.09эВ, Еу+0.05эВ [28,29,30]. Структура данного центра широко дискутировалась в связи с тем, что данные ЭПР

показали неэквивалентность состояний атомов углерода, тогда как данные оптического магнитного резонанса хорошо описывались моделью, в которой оба атома углерода находились в узловом состоянии (С8-81гС8). В работе [27] предложено считать, что реализуются обе конфигурации центра, причем конфигурации С5-8и-С8 соответствует уровень Ес-0.10эВ, а конфигурации С;С8 -уровень Ес-0.17эВ. Этот центр является доминирующим в кремнии с высоким содержанием углерода и проявляет себя в спектрах люминесценции, где ему соответствует линия при 969мэВ. Центр стабилен в области температур от 180К до ЗООК. Другим углерод содержащим центром является К-центр, имеющим уровень Еу+0.36эВ. Структура этого центра широко дискутировалась, и первоначально он был идентифицирован, как комплекс С-О-У, затем некоторое время этот уровень приписывался центру С;С3, а в настоящее время предложено, что К-центр имеет структуру комплекса междоузельных атомов углерода и кислорода - СА [27].

Длительный отжиг при 1000-1250°С приводит к образованию преципитатов углерода, которые представляют собой фазу 8Ю. Образование фазы 8Ю сопровождается появлением оптического поглощения на длине волны 833см"1. Образование преципитатов углерода сопровождается появлением механических напряжений в связи с тем, что ковалентный радиус атома углерода меньше, чем у кремния. Это предполагает взаимодействие атомов углерода с междоузельными атомами кремния, что, в свою очередь, приводит к активному участию углерода в дефектообразовании. Так углерод существенно ускоряет процесс преципитации кислорода в кремнии. Механизм ускорения обусловлен тем, что преципитаты углерода адсорбируют междоузельные атомы, эмитированные при образовании кислородных преципитатов и декорирующих преципитаты 8Юх. Данные ТЕМ демонстрируют сосуществование преципитатов кислорода и углерода, при котором оболочка 81С окружает включение 8Ю2 [31]. Было показано, что преципитаты углерода являются

геттерами для примесей золота и меди, что обуславливается большим ковалентным радиусом этих примесей.

Азот.

Даже сверхчистый кремний может содержать значительные концентрации

1 Г Л

азота порядка 10 см" . Предел растворимости азота в кремнии составляет

IX Л

10 см' и наблюдается конгломерация азота в комплексы. Эксперименты показали наличие мелких донорных центров с энергией ионизации 17мэВ, которые связаны с азотом. Прямое измерение состояния азота в кремнии с использованием ядерных реакций и каналирования легких ионов показало, что менее 5% внедренных атомов азота находятся в замещающем положении, поэтому донорная активность была связана с состоянием азота в замещающем положении [4]. Азот имеет коэффициент диффузии Ом=0.87см2/с-ехр(-3.29эВ/кТ) [4]. Концентрация азота может быть определена по коэффициентам поглощения света в линиях 963см"1 и 764см"1, интенсивность которых возрастает с увеличением концентрации азота в кремнии. Положение линий достаточно хорошо соответствует энергиям локальных колебаний связи в комплексе Совместное использование

нейтронного активационного анализа и ИК спектроскопии позволило произвести калибровку данных ИК спектроскопии и связать коэффициент поглощения при 963см"1 с концентрацией азота: NN =(5.05-1016см"3)-Дос. Известно, что при большой концентрации азота происходит формирование включений фазы 81ЫХ, по стехиометрическому составу близких к нитриду кремния.

Остаточные примеси в кремнии.

Кроме кислорода и углерода, попадающих в материал в процессе вытягивания слитка, электронный кремний содержит достаточно высокие концентрации таких примесей, как: В, Аи, Си, Бе, Р, Сг, Со, Мп, ЭЬ, №, Аб, Ьа, Мо, N3 в атомарных концентрациях 10"9ч-6-10"6. Поскольку коэффициенты

сегрегации большинства примесей меньше единицы, то промышленный кремний удается получить с меньшими концентрациями остаточных примесей. Так для кремния, получаемого методом зонной плавки, удается снизить содержание электрически активных остаточных примесей до 1012-1013 см"3 : Ма-1013см"3, Со-4-109см"3, Аз-З-К^см"3, гг-МО12 см'3, Мо-5-10исм"3, 0-3-Ю15см"3, 1М-1-1015см"3, Р-2-1012см"3, В-1-1012см"3 [32]. Широко используется кремний, легированный мелкими примесями В,Р,Аз,8Ь,Оа и др. с тем, чтобы получить необходимое удельное сопротивление. Примесный состав кремния ключевым образом сказывается на процессах дефектообразования и, учитывая многообразие примесей, становится ясным, что разработка общих представлений и выявление механизмов взаимодействия примесей и дефектов является необходимой и актуальной проблемой.

Дефекты в кремнии

В результате проведенных исследований дефектообразования в кремнии была проведена идентификация широкого класса дефектов, как точечных, так и протяженных. Первичными собственными дефектами в кремнии являются вакансия и междоузельный атом кремния, играющих важнейшую роль в процессах формирования вторичных дефектов.

Вакансия.

В результате проведенных исследований методом ЭПР, стало известно, что вакансия может иметь пять зарядовых состояний V44" , V" , V0 , V" , V" [4,28]. Причем состояния Vй4" , V4" , V0 образует систему Андерсона с отрицательной корреляционной энергией, вследствие того, что энергия Ян-Теллеровского искажения превосходит энергию кулоновского отталкивания электронов в зарядовом состоянии У++. Уровень Еу(+/++)=Еу+0.13эВ находится глубже в запрещенной зоне, чем Е(0/+)=Еу+0.05эВ. Состояние V1" становится, таким образом, нестабильным в равновесных условиях и наблюдалось в экспериментах в условиях подсветки. Вследствие метастабильности этого

состояния в равновесных условиях проявляется средний уровень заполнения с энергией Е(0/++)=Еу+0.08эВ. Для уровня (--/-) приводятся значения энергии в диапазоне Ес-(0.09ч-0.12)эВ. Для уровня (о/-) приводится ряд значений энергии уровня в диапазоне Ес-(0.27-гО.57)эВ. Тот факт, что этот уровень наблюдался в материале р-типа в условиях отсутствия инжекции неосновных носителей, говорит о том, что этот уровень находится в середине запрещенной зоны кремния [33,28]. Таким образом, более предпочтительным является выбор значений для данного уровня вблизи значений Ес-(0.55ч-0.57)эВ [34,35] . Зависимость коэффициента диффузии вакансии от температуры может быть определена в соответствии с активационным законом миграции Ву=Вуо-ехр(-Еу/кТ), где составляет величину 9-10"5 [36] или 2.2-10"4см2/с [37], а Еу является энергией активации миграции, которая зависит от зарядового состояния вакансии. Впервые энергии миграции вакансии были определены методом ЭПР [38] (Еу : для V - 0.18эВ, V0 - 0.45эВ, V"" - О.ЗЗэВ). Для состояния V" энергия активации миграции Еу.=0.25эВ была определена в работах [36,39], в которых были получены другие значения Еу для состояний V0 , У^ (0.33 и 0.48эВ соответственно).

Междоузельный атом.

Состояния собственного междоузельного атома (810 в кремнии изучены существенно хуже, несмотря на активные исследования этого вопроса. Прямые достоверные экспериментальные данные, позволяющие идентифицировать состояние собственного междоузельного атома, практически отсутствуют. Возможны две причины, объясняющие данную ситуацию: первая определяется трудностью прямого наблюдения изолированного состояния междоузельного атома вследствие его высокой подвижности при очень низких температурах ~4К [40,41] и большой активностью в реакциях с примесями и дефектами; вторая может быть следствием отсутствия уровней в запрещенной зоне кремния. Основные экспериментальные результаты, касающиеся состояния собственного

междоузельного атома в кремнии были получены с помощью ЭПР [4]. Было обнаружено, что при температурах -140К отжигается около 80% непереориентируемых дивакансий, что связывалось с взаимодействием с междоузельными атомами кремния. То обстоятельство, что центр ЭПР 81-025 отжигается при тех же температурах ~150ч-200К, и то, что это сопровождалось увеличением концентрации междоузельного углерода, позволило предположить соответствие данного центра междоузельному атому кремния. Однако, позднее был обнаружен новый центр 81-Ы, отжигающийся в этом же диапазоне температур -150К, и было установлено, что данные центры имеют более сложную структуру. Использование подсветки позволило определить наличие уровня Ес-0.35эВ для центра 81-025. Были обнаружены вторичные радиационные дефекты, включающие междоузельный атом кремния: 81-Р6 и 81-ВЗ. Центр 81-Р6 наблюдался в высокоомном кремнии, облученном нейтронами. Этот центр является собственным дефектом, поскольку его поведение не зависит от примесного состава кремния. Предположительно центр 81-Р6 имеет уровень Еу+0.4эВ. Спектр ЭПР центра 81-ВЗ появляется при отжиге облученных образцов при 175°С и исчезает при температуре 500°С. Таким образом, по данным ЭПР наблюдается ряд центров, связанных с собственным междоузельным атомом в кремнии, но к настоящему времени ясно, что ни один из этих центров не является изолированным междоузельным атомом. Вследствие этого особую важность приобретают теоретические расчеты структуры и состояния 8^ в кремнии. Первоначально теоретически была предсказана амфотерность 8^, т.е. междоузельные атомы должны быть акцепторами в кремнии п-типа, и донорами в кремнии р-типа. В соответствии с этими представлениями 8^ имеет два уровня в запрещенной зоне: Еу+0.4эВ и Ес-0.4эВ [1]. Расчеты, выполненные методом Хюккеля, показали, что наименьшую энергию имеет междоузельный атом, находящийся в состоянии, расщепленном в направлении <100>, и его энергия постепенно возрастает при переходе к другим состояниям: на связи, гексагональном,

тетраэдрическом [5]. Самосогласованные расчеты методом функций Грина показывают, что наиболее энергетически выгодным является тетраэдрическое положение междоузельного атома кремния. В этом состоянии в соответствии с данными расчетами не имеет уровней в запрещенной зоне. Уровни находятся при энергиях Еу-0.8эВ и Ес+2.0эВ. В кремнии р-типа следует ожидать зарядовое состояние Бц4", а в кремнии п-типа возможно нейтральное или однократно положительное состояние междоузельного атома. Тем самым, теоретические результаты являются противоречивыми и к настоящему времени нельзя однозначно определить зарядовое состояние и структуру междоузельного атома кремния. Однако, хорошо известно, что междоузельные атомы подвижны при низких температурах вплоть до 4К, что позволило предположить атермический механизм диффузии для связанный с изменением зарядового состояния. Междоузельные атомы активно взаимодействуют с другими примесями. Наиболее широко известна реакция Уоткинса ^аЙктБ), при которой междоузельный атом кремния вытесняет замещающую примесь в межузлие и занимает ее положение [26]. Междоузельные атомы активно взаимодействуют друг с другом, образуя скопления междоузельных атомов в форме стержнеобразных дефектов [42], развитие которых может приводить к формированию дислокационных петель [43]. Превышение концентрации междоузельных атомов над равновесной концентрацией может приводить к формированию структурных дефектов типа стержневидных дефектов, дислокационных петель, дефектов упаковки в процессах высокоинтенсивного облучения или твердофазных реакций при окислении и других технологических процессах [44].

Дивакансия.

Наличие подвижных первичных дефектов - вакансии, междоузельного атома кремния, и подвижных атомов примеси приводит к образованию вторичных дефектных комплексов в результате взаимодействия дефектов и

примесей. Взаимодействие вакансий в отличие от междоузельных атомов кремния приводит к формированию комплексов, имеющих уровни в запрещенной зоне кремния. Так комплекс, состоящий из двух вакансий -дивакансия - имеет четыре зарядовых состояния У2" , Уг , V2° , Уг+ и три уровня в запрещенной зоне кремния Е(--/-)=Ес-0.25эВ, Е(-/0)=Ес-0.4эВ, Е(о/+)=Еу+0.25эВ [28]. Парамагнитную активность проявляют дивакансии в отрицательном и положительном зарядовых состояниях, для которых были идентифицированы спектры ЭПР 8ЙЗТ и 81-06 соответственно. В нейтронно облученном кремнии п-типа идентифицированы спектры ЭПР Н8 и Н9, предположительно связанные с искажением структуры дивакансии в связи с захватом междоузельного атома кремния и соответственно с непереориентируемостью дивакансий в сильных деформационных полях вблизи областей разупорядочения [45,46]. Дивакансии наблюдаются в спектрах инфракрасного поглощения, где идентифицированы полосы 1.8, 3.3, 3.9мкм, связанные с дивакансиями. Тот факт, что при увеличении энергии электронов с 1.5 до 4.5Мэв приводит к увеличению скорости введения вакансий в 1,5 раза для вакансий и в 7 раз для дивакансий, позволил установить, что значительная доля дивакансий образуется в первичном акте дефектообразования. При увеличении интенсивности облучения в условиях высокой концентрации вакансий, могут образовываться комплексы из трех, четырех и более вакансий.

Вакансионные дефекты.

Обнаружено достаточно большое количество электрически активных центров, включающих в себя атом примеси и вакансию. Информация об этих центрах представлена в таблице 2. Вакансия в кремнии образует комплексы с такими примесями, как О, Р, Аб, 8Ь, В1, Ое, 8п, А1, В, Оа. Комплексы примесей с междоузельными атомами практически неизвестны.

Комплекс вакансии с кислородом (А-центр) является доминирующим

17 10

центров в кремнии с концентрацией кислорода 10 -И0 см . Слабая

зависимость скорости введения А-центров от концентрации кислорода при его больших концентрациях свидетельствует о том, что кислород является доминирующим стоком для вакансий, участвующих во вторичном дефектообразовании, т.е. вакансий, не аннигилировавших с междоузельными атомами в зоне неустойчивости и не образовавших дивакансию в процессе первичного акта образования. Установлено, что А-центр имеет уровень Е(0/-)=Ес-0.18эв в запрещенной зоне кремния. Структура А-центра достаточно хорошо изучена. Атом кислорода в комплексе смещен относительно узла и имеет три возможных положения между четырьмя окружающими вакансию атомами кремния. А-центр имеет шесть возможных конфигураций, некоторые из которых становятся более выгодными при приложении одноосных деформаций к кристаллу. Переориентация дефекта может происходить при термическом воздействии, и энергия активации переориентации составляет 0.38эВ[4]. Комплекс вакансия-кислород проявляет себя в спектрах инфракрасной спектроскопии, где наблюдается линии 830 и 1106 см"1. Отжиг А-центров происходит при 300°С и может иметь двухстадийный характер. Быстрая компонента отжига становится существенной при высоком содержании углерода в кремнии. В безуглеродном кремнии процесс протекает медленнее с образованием комплексов У20 , имеющих линию в ИК спектрах при 889см"1. Отжиг комплекса У20 происходит при 450°С с энергией активации 2.6эВ с образованием комплекса УзО. До 90% комплексов У20 участвуют в образовании комплексов УзО. Комплексы УзО отжигаются в результате длительных прогревов до 100 часов при 450°С с энергией активации отжига 2.7эВ. Появление новых полос ИК поглощения свидетельствует об образовании новых комплексов с участием атомов кислорода У40 .

Комплекс вакансия - фосфор (Е-центр) является доминирующим в легированном фосфором кремнии с низким содержанием кислорода. Фосфор имеет большее эффективное сечение захвата вакансии в сравнении с атомом кислорода. Отношение эффективных сечений захвата вакансии кислородом в

сравнении с фосфором равно 0.07 [47]. Такое различие в сечениях объясняется кулоновским взаимодействием вакансии и фосфора. Комплекс вакансия-фосфор имеет один уровень в запрещенной зоне кремния Е(0/-)=Ес-0.45эВ, энергетическое положение которого характерно для комплексов вакансия-примесь V группы. Так энергии уровней для комплексов У-8Ь и У-Аб составляют Ес-0.39эВ и Ес-0.42эВ [28] соответственно, причем обнаружено, что положение уровня хорошо коррелирует с ковалентным радиусом примеси V группы. При увеличении ковалентного радиуса примеси уровень центра приближается к дну зоны проводимости. Кроме того, энергия активации отжига комплексов вакансия- атом донорной примеси также зависит от ковалентного радиуса примеси V группы. Определено эмпирическое соотношение между значением энергии активации отжига и ковалентным радиусом в случае нейтрального состояния комплекса Еа[эВ]=(3.6-г[А]-3.0) [4]. Отжиг Е-центров происходит при 400°С и является зарядово-зависимым. Энергия активации отжига и частотный фактор равны Еа(-)=1.25±0.05эВ, у(-)=4-Ю10с"1 для отрицательного зарядового состояния Е-центра и Еа(0)=0.95±0.03эВ,

о 1

у(0)=7-10 с" для нейтрального состояния [4]. Обсуждается два механизма отжига Е-центров - диссоциация центра и диффузия как целого с последующими реакциями с другими дефектами.

Примеси III группы (В, А1, Оа) также образуют комплекс с вакансией с энергетическим положением уровней вблизи Е(-/0)=Еу+0.5эВ [4,28]. Комплексы вакансия - акцепторная примесь отжигаются в диапазоне температур 300-500°С. Энергии активации отжига составляют 0.42эВ для бора, О.ббэВ для галлия и 0.77эВ для алюминия. Кроме того, вакансия образует комплексы с примесями IV группы (Ое,8п), параметры этих центров приведены в таблице 2.

Примесные дефекты.

В результате взаимодействия примесей происходит формирование дефектных центров. Одним из важнейших примесных центров является К-центр

- QOi с энергетическим положением уровня Еу+0.36эВ и температурой диссоциации 400°С .В фосфорсодержащем кремнии происходит формирование комплекса QPS, имеющего четыре метастабильные конфигурации с энергиями Ес-0.21эВ, Ес-0.23эВ, Ес-0.29эВ, Ес-0.30эВ и температурой диссоциации 125°С. В борсодержащем кремнии образуются комплексы BiBs , BjCs , BjOi , B2i , параметры которых приведены в таблице (Таблица 3). Известны комплексы с бором таких примесей как: Mn, Fe, Со, Ni, Cu, Zn, Al, Ga, In с положением энергетических уровней вблизи Еу+0.1эВ. Наблюдались комплексы золота с примесями Ti, V, Cr, Mn, Fe, Со с уровнями вблизи Еу+0.4эВ. Атомы железа взаимодействуют с атомами алюминия с образованием комплекса Fe-Al с положением энергетического уровня Е(0/+)=Еу+0.2эВ.

Таким образом, можно сказать, что к настоящему времени сложилась достаточно полная картина каналов дефектообразования для точечных дефектов в кремнии, что позволяет провести анализ содержания дефектов в материале. Однако, даже краткий обзор возможных реакций между дефектами и примесями, а также необходимость знания параметров дефектных центров, их миграционной и химической активности делают задачу точного расчета дефектообразования достаточно неопределенной. Обширность информации о дефектах, а в некоторых случаях и ее противоречивость, делают актуальной проблему обобщения полученных экспериментальных данных в рамках концепции взаимодействия примесей и дефектов в кремнии. В последние годы именно на элементарные акты взаимодействия примесей и дефектов, образования дефектов и включений фаз, на процессы атомарного переноса обращалось пристальное внимание.

Взаимодействие дефектов.

Непосредственно акт образования комплекса точечных дефектов происходит на расстояниях порядка радиуса первой координационной сферы, поскольку только в этом случае становится возможной переориентация связей в

кристалле и образование новой дефектной конфигурации. Тем самым радиус захвата подвижного точечного центра на другой дефект можно оценить как радиус первой координационной сферы или как размер дефекта. Радиус захвата может рассматриваться в качестве исходного радиуса взаимодействия дефектов в модели, аналогичной модели взаимодействия твердых шаров для частиц газа. Кроме того дефекты и примеси могут иметь дальнодействующий потенциал взаимодействия. Для заряженных частиц в первую очередь необходимо учитывать кулоновский потенциал взаимодействия, который определит дрейф заряженных подвижных дефектов в поле друг друга. Наличие кулоновского взаимодействия изменяет вероятности образования комплексов дефектов и константы квазихимических реакций в кинетике дефектообразования, равно как и в случае другого вида взаимодействия. Изменение в константах реакций может быть описано введением эффективного радиуса захвата для взаимодействующих дефектов, но, по-видимому, более корректным является непосредственный расчет изменения кинетических коэффициентов со строгим учетом зарядового состояния примесей и дефектов, которые достаточно хорошо изучены к настоящему времени. Учет влияния кулоновского потенциала взаимодействия может быть сделан точно при рассмотрении задачи взаимной диффузии заряженных дефектов.

Другим важнейшим взаимодействием дефектов является деформационное взаимодействие, которое является следствием искажения решетки кристалла вокруг дефекта. Это взаимодействие существенно менее изучено в сравнении с кулоновским взаимодействием. Одна из причин - трудность расчета искажения решетки как вокруг точечного, так и вокруг протяженного дефекта. Ключевым вопросом в анализе вклада деформации решетки во взаимодействие дефектов и примесей является проблема определения тензора деформаций в кристалле от точечного дефекта. Как правило, для решения этой проблемы используется приближение линейной теории упругости, что, по-видимому, дает лишь качественное представление о характере деформационного взаимодействия.

Дефект моделируется при этом неоднородным включением в упругой среде, и это включение изменяется в объеме. Считается также, что включение имеет другие значения упругих констант, что также приводит к изменению упругих свойств материала (модульный эффект). Задача о сферически симметричном включении в неограниченной среде легко решается в приближении сплошной среды и можно получить выражение для вектора смещения вокруг включения, называемого центром дилатации.

,где 8У - изменение объема включения. Тензора деформации и напряжения определяются выражениями:

,где (1-коэффициент Ламэ [48,49,50]

Следует обратить внимание на две особенности выражений для тензора напряжений, осложняющих анализ деформационного взаимодействия в этом приближении. Первое - это равенство нулю среднего давления, превносимого дефектом, во всем пространстве. Второе - это то, что асимптотики выражений являются дальнодействующими и при определенной концентрации дефектов в среде значения компонент тензора напряжений расходятся при увеличении объема среды. При ограничении среды сферической поверхностью среднее давление становится отличным от нуля и определяется изменением объема включения и размером области. В рамках линейной теории упругости Эшелби получил выражение для потенциальной энергии взаимодействия дефектов в анизотропном случае[48].

Пи = \UadV = /Шуи ¿V = $йе® = ЪУ\

ия(П =

4я(1 + 4уи/за)2

,где Сц,С12,С44 - упругие константы, К-модуль объемного расширения, а Г- ориентационный фактор, зависящий от направления радиус вектора между дефектами

Г = е*,+е;+е!-У5;

Для описания деформаций вокруг дефектов был разработан метод описания точечных дефектов с помощью силовых мультиполей с применением тензорных функций Грина [49]. В рамках этого метода в приближении сплошной среды было получено выражение для деформационного потенциала взаимодействия дефектов с симметрией Оь в изотропной среде:

,где параметр Р определяется дипольными и октупольными силовыми моментами взаимодействующих дефектов [49]. Полученное выражение определяет асимптотику потенциала взаимодействия в изотропной среде, как г"5, что согласуется с выражением Эшелби, в котором для изотропной среды параметр анизотропии равен нулю. Из результатов, полученных в рамках теории решетки, следует, что в анизотропном случае потенциальная энергия должна спадать пропорционально г'5, а не г"3, что вытекает из выражения Эшелби. В работе [49] это противоречие обсуждается, и предлагаются границы применения формулы Эшелби. Как следует из полученных выражений, потенциал взаимодействия зависит от направления и имеет знакопеременный характер. Усреднение по телесному углу приводит к равенству нулю ориентационного фактора. Учет модульного эффекта приводит к появлению в выражении для потенциальной энергии изотропного вклада, пропорционального г"6 [48].

Приведенные выражения не учитывают появления электростатических поправок в энергию взаимодействия, за счет наведенных деформацией мультипольных моментов электрического поля. В силу того, что

пьезоэлектрический эффект в кристаллах с центром инверсии отсутствует, для кремния необходимо учитывать флексографический эффект, обсуждавшийся в работе [51]. В работе [52] расчитывался потенциал взаимодействия пар Френкеля с учетом флексографического эффекта и было получено, что деформационный энергия взаимодействия превосходит кТ при комнатной температуре при расстояниях между парами Френкеля до 50А, а величина локальных напряжений может составлять более 104 бар. что говорит о существенности деформационного вклада во взаимодействие дефектов. Было показано также, что деформационное взаимодействие зависит от зарядового состояния дефектов и, что среднее давление может достигать 104 бар при учете флексографического эффекта. Квантовомеханические расчеты для точечных дефектов, как правило, посвящены изучению их электронных свойств и не позволяют в настоящее время сделать вывод о тензоре деформаций вокруг дефекта и энергии взаимодействия дефектов. Таким образом, несмотря на сравнительно долгую историю изучения вопроса, проблема определения деформационного взаимодействия дефектов и примесей остается не решенной с теоретической точки зрения. Экспериментальных результатов достаточно много, хотя во многих случаях механические напряжения привлекаются только в интерпретации результатов и отсутствуют прямые измерения величин механических напряжений.

§1.2. Механические напряжения в кремнии при преципитации кислорода.

Вследствие огромной важности кремния для современной микроэлектроники, свойства получаемых в технологии кристаллов кремния активно изучаются в течение десятилетий. Особое внимание уделяется изучению взаимодействия примесей и дефектов. Технология получения кремния обуславливает высокое содержание в нем таких примесей, как кислород и углерод. Высокое содержание этих примесей (до 1018 см"3 для Чохральского кремния) во многом определяет процессы формирования дефектов в кремнии. К настоящему времени, на основании исследований,

ведущихся с 50-х годов, сложилось представление об исключительной роли примесей кислорода и углерода в процессах дефектообразования при термических обработках кремния [23,53]. При термообработках около 450°С происходит образование комплексов дефектов, связанных с кислородом, так называемых термодоноров. Название явилось следствием того, что эти комплексы являются электрически активными донорами и их образование обнаруживается электрофизическими методами. Существует множество различных модификаций моделей термодоноров. Их можно разделить на две группы. Первая - модели конгломерации кислородных атомов. Вторая - модели, базирующиеся на конгломерации междоузельных атомов. В первой группе можно назвать модели, связанные с молекулярным кислородом, когда диффундирующие молекулы кислорода образуют комплекс О4; модели, предполагающие положение кислороде в узле; и модели, основанные на образовании комплексов 8104 в кремнии. Среди последних можно выделить модели, предложенные Ставолой, Шнайдером [54] и Ормаздом, Шретером, Боуретом [55], в которых электрическая активность термодоноров объясняется взаимодействием междоузельного атома с несколькими атомами кислорода [56], и которые получили наибольшее признание в настоящее время. Большинство моделей, основанных на агломерации междоузельных атомов кремния, также включают в себя атомы кислорода за исключением модели Ньюмана, который предположил, что термодонорные состояния появляются в результате агломерации только междоузельных атомов кремния [57]. Основным отличием от первой группы моделей является то, что различные модификации термодоноров происходят за счет встраивания междоузельных атомов кремния, а не кислорода. Можно сказать, что, несмотря на длительность периода изучения термодоноров, в настоящее время окончательно не закрыт вопрос о структуре термодоноров и эта тема представляет предмет для дискуссий. При температурах выше 550°С электрически активные центры, связанные с термодонорами, отжигаются. Однако, в процессе термообработок при 650°С

образуются так называемые "новые" термодоноры (НТД), которые термостабильны до 1000°С. Впервые их образование наблюдали А.Канамори и М.Канамори [58]. Структура НТД комплексов не определена, но известно, что термообработка при 450°С с образованием термодоноров ускоряет кинетику образования НТД [59], что говорит о связи этих комплексов с термодонорами. При термических обработках в температурном интервале 650°С-1150°С происходит формирование протяженных дефектов, формирование которых связано с кислородом. Систематическое исследование кремния методами электронной микроскопии и высокоразрешающей электронной микроскопии (ВЭМ) позволило определить основные виды протяженных дефектов в кремнии. Среди них можно назвать стержнеобразные дефекты, аморфные преципитаты, шестидесяти и девяностоградусные дислокационные диполи, октаэдрические преципитаты, дислокационные петли, дефекты упаковки. Образование этих дефектов происходит в тесной связи с формированием кислородных преципитатов. Так наблюдалось, что образование дислокационных петель и дефектов упаковки определяется содержанием кислорода в кремнии и связано с его преципитацией [60,61]. Образование стержнеобразных междоузельных дефектов также связано с кислородными преципитатами, что подтверждается данными ВЭМ о формировании стержнеобразных {113} дефектов вблизи от кислородных преципитатов. Механизм корреляции образования дефектов междоузельного типа и процесса преципитации кислорода окончательно не установлен, однако литературные данные позволяют сформулировать его физические принципы. В процессе преципитации, при образовании фазы БЮг, происходит увеличение на 31% удельного объема приходящегося на один атом кремния [61]. Если 1.25 атомов кремния будут эмитироваться из преципитата на каждую пару встраивающихся атомов кислорода, то механические напряжения в кристалле не будут появляться [61,61]. Необходимо учитывать, что каждый атом кислорода, встраиваясь на границе преципитата, должен разорвать связи Si-Si, что может

приводить к эмиссии междоузельиых атомов кремния в процессе образования кислородного преципитата [61]. В пользу утверждения о том, что эмитируется атомов кремния больше, чем 1.25 на два атома кислорода, говорит экспериментальный факт наблюдения растягивающих механических напряжений в образцах с преципитатами коррелированно с их концентрацией [62]. Из этого можно сделать важный вывод о существовании растягивающих механических напряжений вблизи кислородного преципитата, что предопределяет его активное взаимодействие с дефектами междоузельного типа и примесями. То обстоятельство, что кислородные преципитаты имеют вокруг себя механические напряжения и являются эмиттерами междоузельных атомов, становится определяющим в процессе формирования междоузельных дефектов на периферии преципитата, где энергетически выгодно встраиваться междоузельному атому кремния. Вблизи кислородного преципитата происходит стимуляция образования междоузельных дефектов, таких как стержнеобразные {113} дефекты, затем дислокационные петли и дефекты упаковки [63]. Форма кислородных преципитатов зависит от температуры отжига, стадии роста и примесного состава кремния. На начальных стадиях роста при низких температурах кислородные преципитаты имеют октаэдрическую форму, ограниченную плоскостями {111} [23], затем рост идет в направлениях лежащих в плоскости (100) и кислородный преципитат приобретает форму круга [23]. По мере увеличения размера, вклад поверхностной энергии становится все более существенным, и кислородный преципитат приобретает сферическую форму, минимизируя площадь поверхности [53]. В случае большого содержания углерода, кислородные преципитаты могут декорироваться включениями фазы SiC [53]. При дальнейшем увеличении размера преципитата, вокруг него происходит формирование дефектов междоузельного типа, что приводит к декорированию преципитата дислокационными петлями с компенсацией механических напряжений. Вопросам взаимодействия кислородных преципитатов с примесями посвящено

большое количество работ вследствие их принципиальной важности для выяснения геттерирующей способности преципитатов. Существует два взаимосвязанных аспекта этой проблемы - это влияние примесного состава кремния на процесс преципитации кислорода и геттерирование примесей кислородными преципитатами - внутренними геттерами. Влияние примесного состава на скорость преципитации отмечено в значительном количестве работ. Механизм такого влияния обсуждается в работе [53] и содержит в себе учет деформационного потенциала примесей. Примеси с ковалентным радиусом больше, чем у кремния приводят к сжатию решетки кремния, уменьшая эмиссию междоузельных атомов из преципитата, что замедляет преципитацию кислорода. Так содержание сурьмы в кремнии уменьшает скорость преципитации [23,53]. Для примесей с ковалентным радиусом меньшим, чем у кремния отмечается ускорение преципитации, что наблюдалось в случае высоких концентраций бора [64] и углерода. Конечно, необходимо учитывать и влияние встраивания примеси на периферии преципитата, что может влиять на скорость преципитации. Однако при анализе этого фактора нужно учитывать, что накладывается дополнительное условие на величину коэффициента диффузии примеси и не очевиден механизм замедления или ускорения преципитации в зависимости от типа примеси. Можно считать, что в настоящее время процесс влияния примесного состава на скорость преципитации кислорода описывается в рамках деформационного механизма.

Роль кислородных преципитатов в формировании эффективных внутренних геттеров для примесей активно исследуется на протяжении многих лет. Интерес обусловлен возможностью создания чистых от загрязняющих примесей приповерхностных слоев, создав неоднородное распределение концентрации внутренних геттеров, спадающего к поверхности. Неоднородное распределение концентрации внутренних геттеров обусловлено спадающим к поверхности распределением кислорода, которое формируется при высокотемпературных (Т=1100, 1250°С) обработках за счет испарения

кислорода с поверхности. В объеме идет образование крупных преципитатов кислорода и, как следствие, дислокационных петель, которые и являются активными геттерами металлических примесей. Особенности взаимодействия примесей с кислородными преципитатами трудно выявить в экспериментах, касающихся геттерирования, поскольку всегда присутствует вклад дислокаций, окружающих крупные кислородные преципитаты.

Моделирование процессов преципитации кислорода проводилось, как правило, в рамках расчета кинетики образования преципитатов в процессе распада пересыщенного раствора кислорода, с учетом влияния собственных междоузельных [65] атомов и вакансий, а также и примесей. В моделировании использовались элементы теории фазовых переходов для оценок размера критических зародышей фазы 8Юг. Было получено выражение для кинетического коэффициента преципитации кислорода:

где ТУр - концентрация преципитатов, Ср - концентрация кислорода в фазе 810г (Ср=4.2*1022см"3) и СрГес - концентрация преципитированного кислорода в кремнии, Бен - коэффициент диффузии кислорода. Также были получены выражения для скорости зародышеобразования и радиуса критического зародыша [66]

где - рс поверхностная энергия преципитата, кТ - тепловая энергия, 01 ,Сэг концентрации междоузельного кислорода и междоузельных атомов кремния (звездочками отмечены предельные растворимости). Можно привести численные значения параметров, используемых в литературе для моделирования.

01*=2-Ю21см"3-ехр(-1.03эВ/кТ); С&*=2.4-1019см"3-ехр(-0.7эВ/кТ) [67]; ра=0.45 Н/м [65]

Особый интерес вызывает проблема существования механических напряжений вокруг кислородных преципитатов. Для анализа вклада механических напряжений в процесс взаимодействия преципитатов с примесями и дефектами необходимы представления о величинах и распределении механических напряжений вокруг них. Можно оценить напряжения вокруг преципитатов, как от центра дилатации конечных размеров в приближении упругой среды. Для включения сферической формы известно точное решение такой задачи [49]. Однако, применимость таких расчетов к кислородным преципитатам вызывает сомнения в случае включений 8ЮХ малых размеров.

Точные квантовомеханические расчеты напряжений в данном случае в литературе отсутствуют, что вызывает необходимость введения модельного деформационного потенциала вокруг преципитатов с определением его параметров из экспериментов по прямому измерению механических напряжений в кремнии с кислородными преципитатами.

§1.3. Механические напряжения вблизи границ раздела в структурах на

основе кремния.

Гетероструктуры, используемые в современной микроэлектронике, как правило, характеризуются наличием механических напряжений, которые играют существенную роль, как в процессах получения гетероструктур, так и в значительной степени определяют их электронные свойства. Напряжения на границе раздела при эпитаксиальном росте пленок приводят к появлению дефектов структуры пленки, процессам двойникования, ухудшению структурных параметров пленок. В качестве примера влияния механических напряжений на электрофизические параметры пленок можно указать на изменение подвижности носителей в напряженных пленках кремния, возникающее из-за эффекта расщепления долин, индуцированного аксиальным полем механических напряжений. Как следствие расщепления, происходит перераспределение электронов по долинам, что изменяет их эффективную

массу в планарном направлении. Наличие больших механических напряжений приводит к повышению дефектности слоев или даже к нарушению их планарности, короблению, отслаиванию. Эти аспекты появления механических напряжений определяют повышенный интерес к анализу величин и эпюр механических напряжений в структурах на основе кремния. Природа появления механических напряжений в гетероструктурах объясняется разностью в параметрах решетки и коэффициентов термического расширения (КТР) материалов [61,68]. Кроме того, значительная концентрация дефектов также может давать вклад в величину механических напряжений в структурах. Вклад, связанный с несогласованием параметров решетки, проявляется в процессе изготовления структур. Вклад из-за разности КТР появляется только при охлаждении или нагревании структур. Как правило, он проявляется при охлаждении структур от температур их создания до рабочих температур. Величина и тип механических напряжений определяются тензором второго порядка, для которого может быть записано уравнение равновесия в рамках линейной теории упругости

Уравнения упругости.

Основными уравнениями теории упругости являются уравнение равновесия и закон Гука [69].

дх^

(1)

,где Щ - тензоры напряжений и деформации соответственно, Сщщ -тензор упругих констант, £ - вектор массовых сил, определяемый, например, силой тяжести. Решение уравнений линейной теории упругости обуславливается также граничными условиями, которые записываются в виде условий на компоненты тензора напряжений или вектора смещений.

,где Б, - вектор внешних сил, действующих на поверхность тела, П{ -вектор нормали поверхности, а и; - вектор смещения граничных точек. Компоненты тензора деформации определяются через поле вектора смещений следующим образом:

и,к=\

^ ди! ^ ди^ ^ Кдхк дх1,

(3)

с дополнительным условием, накладываемым на компоненты тензора деформаций и напряжений.

дх^дх^ дх^дх1 дх^дх/

В случае изотропной среды

д2

(1 + у)АаЛ+—^- = 0;

дх^ох^

Тензор упругих констант С^кп имеет три независимые компоненты для кубической решетки и две компоненты для изотропной среды: Е- модуль Юнга, v- коэффициент Пуассона.

Е ( V ^

СгЫт = 7~ ЪпЧт + "—

1 + \\ 1-2У

Для полноты можно привести выражения коэффициента объемного сжатия К и коэффициентов Ламе

V Е ■ Е ■ \

к = „л г, v р = -v ^ =

3(1 -2у)' ^ 2(1 +у)' (1-2УХ1 + У)'

Расчет упругих напряжений в структурах, появляющихся из-за несоответствия параметров решетки, определяется смешанными граничными условиями на гетерограницах. Тогда как вклад разности КТР определяется термоупругой частью уравнений равновесия.

Как правило, уравнения упругости решаются аналитически только при существенных упрощениях. Для численных решений уравнений упругости предложены ряд методов [70,71]. Рассмотрим двухслойную структуру, каждый из слоев которой имеет свои упругие константы. Даже в случае аксиальной симметрии и большого радиуса пластины по сравнению с ее толщиной точное решение уравнений упругости затруднено. Для бесконечного радиуса пластины можно получить общее решение системы уравнений ахх=(Ууу =Аг +В, <7^=0, стху=0. Граничные условия на границе раздела слоев определит соотношение между константами решения в первом и втором слое. Однако, неопределенность граничных условий на краях пластины в этом случае не позволяет точно доопределить константы, хотя общее решение и дает представление о эпюре механических напряжений в структуре. Достаточно много работ посвящено анализу механических напряжений в гетероструктурах [72,73,74,75]. Так широко используется формула Стоуни, определяющая связь механических напряжений в пленке с^ с радиусом изгиба пластины 11с [74].

а = ^ 1

где Е8, - модуль Юнга и коэффициент Пуассона подложки, а сЦ и с^ -толщина подложки и пленки соответственно.

Структурные и термоупругие напряжения в гетеросистемах 81-А120з, 57В работе [15] анализируется вид эпюр механических напряжений в двухслойной структуре и получены выражения для величин тензора механических напряжений и их распределений в структуре. Величина термоупругих напряжений, появляющихся в пленке из-за разности КТР может быть описана выражением

о(г)-о(Г0) =(ая-а)(г " То\

,где Т, Т0 - температуры измерения и создания структуры; а$,а& - КТР подложки и пленки соответственно; Е^ - модуль Юнга и коэффициент Пуассона пленки. Исходя из значений КТР, для структур 8102/81 и 81/А120з можно получить, что кремний под окислом кремния будет растянут, а кремниевая пленка на сапфире сжата при комнатной температуре. Высокие величины механических напряжений, а также дефектность исходных КНС-структур обуславливают достаточно низкую электронную подвижность в получаемых пленках кремния на сапфире от 60 до 100 см2/В-с. Основной причиной возникновения механических напряжений в КНС структурах считается разность коэффициентов термического расширения кремния (3.34-10"6 "С'1 +0.284-10"9*Т (°С)) и сапфира (9.2-10"6 "С-1) и разностью параметров решетки 5.43А и 4.76А соответственно для указанной ориентации подложки. На начальных стадиях осаждения подложки сапфира формируются островки кремния преимущественно с ориентацией (100), механические напряжения в которых достигают величин до 10пН/м2 (ЮООкбар) вследствие разности постоянных решетки. При формировании сплошного слоя величины

о Л

механических напряжений падают до величин 10 Н/м (1кбар) за счет формирования переходного дефектного слоя, содержащего около 5% включений кремния с ориентацией (110) и обогащенного атомами алюминия. При охлаждении КНС структур до рабочих температур механические напряжения возрастают до величин «109Н/м2 (Юкбар) за счет разности коэффициентов термического расширения, то есть результирующая величина механических напряжений определяется в основном разностью коэффициентов термического расширения.

В случае структур 8Юг/81 анализ механических напряжений в структуре осложняется высокой пластичностью окисла кремния. Расчет механических напряжений в структуре 8Юг/81 с учетом пластичности 8Юг был проведен в ряде работ [76,77,78]. Расчеты были проведены в рамках теории пластичности, связывающей скорость релаксации механических напряжений с их величиной и

вязкостью среды. В приближении независимой релаксации тонких слоев 8Ю2 были получены распределения механических напряжений в пленке 8Ю2 [76,78]. При этом величина результирующих напряжений в структуре зависит не только от температуры получения структур, но и от скорости охлаждения. Этим обстоятельством определяется тот факт, что для различных технологий получения окисла могут наблюдаться различные напряжения в структуре 81/8102- Дополнительным существенным фактором, определяющим механические напряжения в структуре 81/8Ю2, является эмиссия междоузельных атомов кремния в объем кремния с границы раздела в процессе окисления. Эмиссию междоузельных атомов в процессе окисления рассматривали многие авторы [78,79,80]. Основой анализа служил учет расширения объема при окислении и возникающих при этом механических напряжений. Эмиссия междоузельных атомов кремния уменьшает структурные механические напряжения, причем в оптимальных условиях они могут быть равны нулю. Кроме того, пересыщение междоузельными атомами приповерхностных областей кремния является существенным фактором, влияющим на напряжения, появляющимся из-за разности КТР. При этом изменяется состав и структура дефектов в приповерхностной области кремния и условия формирования радиационных дефектов в ней.

Можно сказать, что различные гетероструктуры с точки зрения механических напряжений имеют свои особенности, но обладают и общими свойствами, определяющимися физическими процессами, связанными с механическими напряжениями. В силу значимости механических напряжений в определении свойств гетероструктур поиск методов управления величинами механических напряжений является актуальной задачей в настоящее время. Известен ряд способов уменьшения механических напряжений в тонких пленках. Для тонких пленок кремния использовался импульсный лазерный отжиг [81]. Так в применении к КНС структурам наблюдалось даже изменение знака механических напряжений на поверхности пленки. К сожалению, в

настоящее время не приведена даже интерпретация этого эффекта. Для снижения механических напряжений в КНС структурах использовалась ионная имплантация кремния [82]. После имплантации кремния в пленку 81 на А120з и последующих отжигов наблюдалось уменьшение механических напряжений в структуре. При отжиге свыше 600°С напряжения восстанавливались до исходных значений [82]. Интерпретация этих результатов также не приведена. В сверхрешетках Ое81, характеризующихся большими механическими напряжениями, определяющими дефектность этих структур, тщательный контроль и управление концентрацией дислокаций в растущем слое позволяет определять необходимый уровень напряжений, что в свою очередь приводит к высокому качеству получаемых гетероструктур [83]. В работах [84,85] для снижения механических напряжений использовались методы инженерии дефектов. Для создания дефектной структуры использовалась ионная имплантация аргона, бора и азота при различных температурах с последующим термическим отжигом. Показано, что уменьшение механических напряжений с 8 до 2 кбар происходит вследствие формирования дефектной структуры на границе раздела.

§1.4. Влияние механических напряжений на спектр фононов в кристалле

Проблема контроля механических напряжений в кристаллах может быть решена с применением различных методов. Однако, во многих методиках измерения встает вопрос о том, насколько прямым или косвенным является метод измерения. Так при обширном наборе методик измерения механических напряжений в структурах по изгибу, искривлению пластин необходим дополнительный анализ, насколько соотносятся измеренные средние величины с локальными напряжениями. К числу наиболее прямых методов следует отнести рентгеноструктурные методы и методы непосредственного контроля положения атомов (РЖЕМ, туннельная электронная микроскопия). Метод измерения механических напряжений по характерным фононным частотам кристалла относится к группе наиболее прямых и локальных методов,

поскольку именно фононы описывают атомарные смещения в кристалле. Поведение дисперсии фононов в решетке кристалла в поле механических напряжений определяется теорией зависимости частот фононов от тензора механических деформаций кристалла. Спектр частот фононов определяется собственными числами динамической матрицы кристалла, получаемых из равенства нулю определителя.

а|3

= 0:

,где 6) = X I ^ —^аВ ^ 'ехР&(ап' ~апЪ> динамическая матрица п' л/^А'

кристалла, элементы которой соответствуют Фурье компонентам матрицы вторых производных полной энергии кристалла по смещениям атомов.

И

тп'в'

д2Ф

а(3

-Л № Д иУ

диа Шр

и=0

Индексы п (п'), б (б') соответствуют нумерации элементарных ячеек кристалла и атомов в элементарной ячейке соответственно, индексы а,(3 соответствуют нумерации пространственных компонент векторов, Ф - полная энергия кристалла, q - волновой вектор фонона, и«П8. а компонента смещения атома, определяемого парой индексов (п,8), ш8 - масса б"10 атома в элементарной ячейке [86]. Рассмотрим далее простую кубическую решетку с одним атомом в элементарной ячейке. При этом в выражениях можно формально заменить пару индексов (б,а) одним индексом а. С тем, чтобы рассмотреть влияние механических напряжений на элементы динамической матрицы, произведем преобразование координат, диагонализующее силовую матрицу.

= 0;

При возникновении механических деформаций в кристалле, атомы смещаются из положения равновесия, что должно приводить к модификации силовой матрицы кристалла. В линейном приближении по компонентам тензора

деформаций Пж можно записать, что модифицированная силовая матрица будет определяться выражением [87,88]

Ахр = Ахс/. ' бар +

dD,

ар

dUik

•Uik= Daa ' 8ар + Da$ilc ' Ufa;

Uik= 0

Определитель, определяющий характеристическое уравнение, примет следующий вид:

Ю^ХхР - Аш5ар - DapikUik = 0;

Так как компоненты Daa равны квадратам частот со02 сс'ои ветви фононных колебаний в кристалле без механических деформаций, то можно записать:

©28ар - АхаЗар = (ю2 - ю2Кр = я • 5ар и соответственно Х8ар - в1фк и1к = 0;

Тензор четвертого порядка D1^ в кристалле с кубической решеткой имеет три независимых компоненты [24,30]

Р : Dxxxx = Dyyyy — Dzzzz, Ц = &ххуу : DyyZZ = Dzzxx, г = DXyXy = DyZyZ = Dzxzx,

с учетом симметрии тензора по отношению к перестановке индексов в первой и второй паре индексов. Учитывая данное обстоятельство, можно получить следующее выражение для определителя[87,88,89]

pUxx + q(Uyy+Uzz)-A.

уу 2 rU

2 rU

ху

^ ху

ри

XX ZZ

2rU

XZ

2 rU

2 rU

XZ

2 rU

yz

yz

pUxx + q(Uyy+Uzz)-X

= 0:

,которое определяет секулярное уравнение для X, записанное в кристаллографических координатах, соответствующих базису нормальных колебаний кристалла, для кубического кристалла: х=[100], у=[010], г=[001].

Рассмотрим случай аксиально-симметричного поля механических напряжений, который описывает распределение поля механических напряжений в структурах пленка- подложка. Вследствие граничных условий на поверхности тонких планарных структур можно считать, что компоненты тензора напряжений, определяющие силы, действующие по нормали к поверхности, равны нулю: стХ2=ау2=а22=0. Линейная зависимость компонент

^•н*....... ..

- 41 - *

тензора деформаций от компонент тензора напряжений выражается законом Гука и1к=8;к1т-С'1ш- Тензор имеет три независимых компоненты в

кубическом кристалле

¿11 = $ХХХХ = ^уууу ~ > ¿12 = ^ ххуу = ^ уу22 = ^ 22ХХ > ¿44 = ^ ХуХу ~ ^угуг ~ ^ 2Х2Х5

Тогда, вследствие закона Гука и аксиальности поля механических напряжений (стхх=ауу=ст), можно получить

иху = ^44 -о^; их2 = 544 -аХ2 = 0; иу2 = 644 -ау2 = 0;

^хх = ¿11'-<*хх + % • -(ауу + =(¿11 + ¿12)'-Ст'

и2г = 5ц -.ая+^г -.(а^ +а>у)=2% - .о;

Секулярное уравнение тогда позволяет определить изменение частот следующим образом:

= ри22 + 2цихх; Х2 ={р + + д1122 + 2г11ху; 13=(р + чРхх + Ф" ^иху;

Предполагая малость эффектов скручивания структуры вокруг оси Ъ, можно считать, что иху=0, и получить[90]:

\ = Ми + А+У'®; Чз = ЫЗп + ^+Жи+Щг)]-^

Х1=со2-со12=(со+Ш;)( (й-шО«2со1-Асо в силу малости изменения частот под влиянием механических напряжений, что соответствует малости ангармонических поправок. Используя полученные выражения, можно количественно связать наблюдаемые в эксперименте изменения частот фононов с величинами механических напряжений в структурах. В кремнии оптические фононы трехкратно вырождены при малых волновых векторах зоны Бриллюэна. Под действием аксиального поля механических напряжений оптические моды расщепляются на синглет и дублет. Анализ собственных векторов нормальных колебаний показывает, что в случае пленок кремния с ориентацией (100) синглет соответствует продольному фонону, а дублет - двум модам поперечных фононов. В силу правил отбора по поляризации падающего и рассеянного света по отношению к кристаллографическим координатам, определяемых тензором КРС кремния, комбинационное рассеяние света на

поперечных фононах от поверхности (100) является запрещенным и в спектрах проявляется только пик, связанный с продольными фононами. Таким образом, оптическая область спектра кремния с ориентацией (100) определяется рассеянием света на продольных оптических фононах, тем самым зависимость положения наблюдаемой линии КРС определяется выражением для Зависимость энергетического спектра фононов от механических деформаций в различных материалах исследовалась экспериментально с использованием специальной аппаратуры по созданию гидростатического давления в жидкостных оптических ячейках и одноосного давления в специализированных алмазных наковальнях [88,91,92]. Значения параметров Грюнайзена, полученные в экспериментах, с точностью порядка 20% совпадают друг с другом и сведены в таблице (таблица 1). В кристаллах со структурой цинковой обманки, где продольные и поперечные фононы не вырождены, данные приведены для поперечных фононов. Используя параметры, приведенные в таблице (таблица 1), можно получить соотношение между сдвигом линии КРС для продольных оптических фононов и величиной аксиальных механических напряжений в кремниевых пленках с ориентацией (100). с[кбар]=10"9-ст[дин/см2]=10"8-а[Н/м2] =1.3240"11-Асо[с1] =2.49-Асо[см"1] ;

Таблица 1. Параметры упругой податливости материалов и параметры Грюнайзена [88,90,92].

Материал Su Sn S44 P q r

Д0"12С1^/дш ,10V

Si 0,768 -0,214 1,260 -1,430 -1,890 -0,630

Ge 0,973 -0,267 1,490 -0,150 -0,200 -1,106

GaAs 1,175 -0,365 1,690 -0,110 -0,120 -0,013

GaSb 1,584 -0,496 2,310 -0,073 -0,088 -0,037

InAs 1,945 -0,685 2,530 -0,027 -0,059 -0,022

ZnSe 2,263 -0,847 2,270 -0,061 -0,088 -0,009

Таблица 2. Коэффициенты диффузии и температуры образования и диссоциации собственных и примесных дефектов в кремнии [4,37,39,96,93,94,95].

Дефект Do, смР/с (Ea, эВ) Комплекс Температура образования / диссопщции

V Do=0.9-r2.2-104 V-Qi 1004-120К/ 300f350°C

V^ Еа=0.48эВ v2 /300-350°С

V° Ea=0.33 эВ v3 ?150°C /350°C

V* Ea=0.25 эВ V4(U0) /170°С

V Ea=0.18 эВ v4(lll) ?170°С/ 350°C

I 3,16-10"4(300K) v5 /450°С

Oi 0,13 (2.53) V-Ps /100-150°С

Ci 0.44 (0.88) [ V-Bs /260К Еа=0.42эВ

Bi 0.04(0.58) Ci 50°С Еа=0.87 эВ

N1 0.87(3.29) CA 50°С / 400°С Еа=1.99 эВ

H 9.4-10"3(0.48) 950°C-1200°C CsSiA 50°С /270°С

4.2-10"s(0.56) 350°C BA / 150т-200°С

BiCs 150-т-200°С / 400°С

BiBs 150т-200°С / > 400°С

ВД 230К/270К

Таблица 3. Зарядовое состояние и уровни энергии дефектов и примесей

в кремнии [4,6,28,29,30,38,96].

Дефект Зарядовое состояние, Уровень, эВ Дефект Зарядовое состояние, Уровень, эВ Дефект Зарядовое сосг-е, Уровень, эВ

V (0/++) Еу+0.09 Ог Нет уровней С01 (-/0)Ес-0.535

(0/+) Еу+0.05 Ст (-/0) Ес-0.09 (0/+) Еу+0.38

(+/++)Е\'+0.13 (0/+) Еу+0.27 N4 (-/0) Еу-0.22

(-/0)Ес-0.55-Ю.57 Р8 (0/+) Ес-0.045 (0/+) Ес-0.4

(~/-)Ес-0.09 в8 (0/-) Еу+0.045 Айв (-/0) Ес-0.55

I 1) (+/0) Еу+0.4 Ав (0/+) Ес-0.0537 (0/+) Еу+0.34

(0/-) Ес-0.4 БЪ (0/+) Ес-0.0427 (-/0) Ес-0.54

2) нет уровней о„сго) (0/+) Ес-0.06 (0/+) Еу+0.29

ЛП (~/-)Ес-0.23 (+/++) Ео-0.15 Из (-/0) Ес-0.23

(-/0)Ес-0.4 N1 (0/+) Ес+? (0/+) Еу+0.32

(0/+)Еу+0.21 N3 (0/+) Ес-0.017 ра (-/0) Ес-0.22

у4(по) Ес-0.5 В! (+/-) Ес-0.29 (0/+)Еу+0.33

У4(111) Ес-0.23 (+/0) Ес-0.13 (0/+)Ес-0.3182

У-Рз (0/-)Ес-0.45 (0/-) Ес-0.45 (+/++) Ес-0.6132

У-Аз (0/-)Ес-0.42 Х-В (0/+) «Еу+0. 1 Х=Мп, Бе,Со,М,Си^А1,Са 8е (0/+)Ес-0.3015

У-вЪ (0/-)Ео0.39 (+/++) Ео-0.5932

У-СЙ (0/-)Ес-0.18 В1 (0/+) Ес-0.071 Те (0/+) Ес-0.1987

?(+/0)Еу+0.42 д (0/+) Ес-0.031 (+/++) Ес-4112

У-В1 (0/-) м® (0/+) Ес-0.108 ЕегА1л1 (0/+) Еу+0.2

У-Вз Еу+0.13 (+/++) Ес-0.256 Х-Аи «Еу+0.4 Х-ВД Сг,Мп,Ее,Со

Еу+0.31 А13 (0/-) Еу+0.057

Еу+0.37 АЬ (0/+) Ес-0.1

У-ве (0/+),(+/нн-) (+/++) Еу+0. 17

У-&п (0/+) Еу+0.07 1п (0/-) Еу+0. 16

(+/++) Еу+0.32 Ть (-/0) Ес-0.08

СА (-/0) Ес-0,17 (Ес-0.17) (0/+) Ес-0.28

(0/+)Еу+0.09(Еу+0.05) (+/++) Еу+0.25

СА (0/+) Еу+0.36 vi Ванадщ (-/0) Ес-0.16

Сз81А Еу+0.37 (0/+) Ес-0.45

ВА Ес-0.26 (+/++) Еу+0.30

ВА Еу+0.29 Сг (0/+) Ес-0.22

В^ Еу+0.30 МП! (-/0) Ес-0.11

ВА Еу+0.29 (0/+) Ес-0.42

ВА (+/++) Еу-0.25

Сй Ес-0.21 Мпэ (0/+) Еу+0.38

Ес-0.23 (-/--) Ес+-?

Ес-0.29 (0/+) Еу+0.38

Ес-0.30 Сиз (0/+) Еу+0.24

Заключение диссертации по теме «Физика полупроводников», Ефремов, Михаил Дмитриевич

Основные результаты по теме диссертации отражены в 19 публикациях:

Болотов В.В. 5 Ефремов М.Д., Карпов А.В., СтучинскийВ.А. Роль дефектов, возникающих при окислении, в формировании распределения радиационных нарушений вблизи границы раздела Si-Si02.- Поверхность. Физика. Химия. Механика. 1990, №3, с. 137-141.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Emeksuzyan V.M., Stuchinsky V.A., Schmalz К. Defect formation and impurity redistribution near interfaces in silicon.- In Proceedings of the International Conference on the Science and Technology of Defect Control in Semiconductors, Yokohama, Japan, 1989, v.l, p.399-406.

Bolotov V.Y., Efremov M.D., Karavaev V.V. Investigation of mechanical stress relaxation in ion-implanted SOS-structures by means of Raman spectroscopy.- In abstracts of International Conference "Ion Implantation Technology", Surrey, England, 1990, p.E83.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Emeksuzyan V.M., Schmalz K. Defects and impurities in multi layer structures on Si: The role of mechanical stresses in gettering of defects and impurities by intrinsic and extrinsic grain boundaries.-Solid State Phenomena, 1991, v. 19, p. 13-26.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Karavaev V.V., Volodin V.A., Golomedov А.У. Study of stress relaxation in implanted silicon on sapphire structures using Raman spectroscopy.- Thin Solid Films, 1992, v.208, N2, p.217-223.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. Investigation of mechanical stress relaxation in ion-implanted SOS-structures by means of Raman spectroscopy.- In proceedings of International Conference "Trends and new Applications in Thin Films", Strasbourg, France, 1991, p.265-271.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. Raman spectroscopy testing of mechanical stress relaxation and boron activation in ion-implanted SOS-structures. Abstracts of International Conference on Ion Beam Modification of Material, Heidelberg, Germany, 1992, p.P185.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Babanskaya I., Schmalz K. Study of the stresses influences on oxygen precipitation in silicon using Raman spectroscopy.-In Abstracts of Material Research Society Conference, San Francisco, USA,

1992, p.E6.51.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. Ion beam modification of stresses and interfacial defects in SOS structures. - In Abstracts of Material Research Society Conference, San Francisco, USA, 1992, p.K6.5.

Bolotov V.V., Efremov M.D. Raman study of stresses caused by intrinsic getters distribution in device structures. - In Abstracts of International Conference on Solid State Devices and Materials, Tokyo, Japan, 1992, p.L245.

Болотов В.В., Ефремов М.Д., Караваев В.В., Володин В.А., Голомедов А.В. Изучение радиационно- термических релаксаций механических напряжений в КНС структурах с использованием Рамановской спектроскопии.- В сборнике "Полупроводники", Новосибирск, ВО "Наука",

1993, 240с.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Babanskaya I., Schmalz K. Raman study of mechanical stresses in processes of oxygen precipitation in silicon.- Material Science & Engineering, 1993, v.B21, p.49-54.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. Defect stimulated mechanical stress relaxation in double ion implanted SOS-structures. - In abstracts of Spring Meeting of European Material Research Society, Strasbourg, France, 1993, p.G-III.9.

Bolotov V.V., Efremov M.D. Raman investigation of mechanical stresses in oxygen precipitation processes in silicon.- In Abstract of VHth International Workshop on physics of Semiconductor Devices, New Delhi, India, 1993, p.C39.

Bolotov V.Y., Efremov M.D., Volodin V.A. Mechanical stress relaxation in ion implanted SOS-structures.- Thin Solid Films, 1994, v. 248, №2, p.212-219.

Болотов В.В., Ефремов М.Д., Володин В.А. Релаксация механических напряжений в ионно - имплантированных КНС структурах.- В сборнике "Полупроводники", Новосибирск, ИФП, 1996, 240с.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. The role of stresses in interaction of defects for radiation and precipitation processes. - In abstracts of Spring Meeting of European Material Research Society, Strasbourg, France, 1995, N-V/P17, p.N-10.

Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A., Fedina. L.I. The influence of impurities and stresses on kinetics of phase transition a-Si->poly-Si and on orientation of nuclei. - In Proceedings of 6th International Conference on Gettering and Defect Engineering in Semiconductor Technology, Wulkov, Germany, 1995, pE5-9.

Efremov M.D. Deformation interaction of defects in crystal: concept of evaluation. - Solid State Phenomena 1997, v.57-58, p.319-326.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Таким образом, в работе на основе применения спектроскопии комбинационного рассеяния света для измерения величин механических напряжений в гетеросистемах (8ьА120з, 81-8102) осуществлено исследование влияния механических напряжений на образование дефектно- примесных ассоциаций. Следует отметить перспективность моделей на основе локального тензора деформаций с точки зрения адекватного описания деформационного взаимодействия дефектов и примесей в кремнии.

Работа выполнена в лаборатории радиационной стойкости полупроводников и полупроводниковых приборов Института физики полупроводников под научным руководством д.ф.-м.н. В.В.Болотова, являвшегося основным соавтором работ по теме диссертации и осуществлявшего научное руководство работой на всех этапах ее выполнения: при выборе тематики, постановке задачи, поиске путей решения, анализе полученных результатов и оформлении публикаций, за что автор ему глубоко благодарен.

Автор признателен Вишнякову В.А., Смирновой В.В., Ивановой И.В., всем сотрудникам лаборатории №23, сотрудникам лабораторий №24, №10 за создание творческой атмосферы. Особую благодарность автор хотел бы выразить коллегам по работе:

Г.Н. Камаеву за проведение электронного облучение образцов.

В.А.Володину, принимавшему участие в измерениях величин механических напряжений в структурах кремний на сапфире, обработке результатов и подготовке публикаций в этой части.

И.Бабанской, выполнившей измерения концентраций кислородных преципитатов и дефектов упаковки на малоугловых срезах.

К.Шмальцу, предоставившему образцы с малоугловыми срезами и участвовавшему в обсуждении работы по преципиптации кислорода.

В.А.Стучинскому за совместную работу в анализе распределений радиационных дефектов вблизи границы раздела БьЗЮг.

Автор глубоко признателен профессору Л.С.Смирнову за саму возможность работать в большом коллективе научной школы по радиационной физике полупроводников, и в не меньшей степени, за проявленный интерес к работе. * *

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Ефремов, Михаил Дмитриевич, 1998 год

ЛИТЕРАТУРА.

1. Вопросы радиационной технологии полупроводников / Под ред. Л.С.Смирнова. -Новосибирск: Наука, 1980. -296с.

2. Емцев В.В., Машовец Т.В. Примеси и точечные дефекты в полупроводниках. - М.: Радио и связь, 1981. -248с.

3. Бургуэн Ж., Ланно М. Точечные дефекты в полупроводниках. Экспериментальные аспекты. - М.: Мир, 1985. - 305с.

4. В.С.Вавилов, В.Ф.Киселев, Б.Н.Мукашев. Дефекты в кремнии и на его поверхности. - М.:Наука, Физматлит, 1990,- 216с.

5. Корбетт Д., Бургуэн Ж. Точечные дефекты в полупроводниках/ Под ред. Болтакса Б.И., Машовец Т.В., Орлова А.Н.- М.Мир, 1979. - 278с.

6. В.С.Вавилов, А.Е.Кив, О.Р.Ниязова, Механизмы образования и миграции дефектов в полупроводниках, М.Наука, Физматлит, 1981, 368с.

7. Физические процессы в облученных полупроводниках / Под ред. Л.С.Смирнова. -Новосибирск: Наука, 1977. -256с.

8. Александров Л.Н. Кинетика образования и структуры твердых слоев.-Новосибирск: Наука.-с.228.

9. Aleksandrov L.N. Simulation of the influence of mechanical stresses om the kinetics of crystallization of ion- implanted silicon layers under pulse heating.-Phys.Stat.Sol.(a), 1985, v.89, p.443-449.

10. Артемьев В.А., Михнович A.A., Титаренко С.Г. Модель кинетики формирования областей разупорядочения в полупроводниках с учетом деформаций.-ФТП, 1988, т.22, №4, 750-753.

11. Михнович A.A., Титаренко С.Г. Междоузельная стадия формирования областей разупорядочения в п-кремнии.-ФТП, 1984, т.18, №9, 1668-1670.

12. Мильвидский М.Г., Л.И.Хируненко, В.И.Шаховцов. Оптические свойства и дефектно-примесное взаимодействие в твердых растворах Si-Ge. // Препринт ИФАН УССР, 1986, №29-80с.

13. Грехов A.M., Кустов В.Е., Трипачко Н.А., Шаховцов В.И., Кластерный расчет деформационных зарядов дефектов в кремнии.-ФТП, 1989, т.23, №4, с.746-748.

14. Рейви К. Дефекты и примеси в полупроводниковом кремнии. - М.: Мир, 1984. 475с.

15. Lerroy В. Silicon wafers for integrated circuit process. - Revue Phys. Appi, 1986, v21., №8, p.467-488

16. Baghbadi A., Bullis W.M., Croarkin M.C., Li Y.-z, Scace r.I., Series R.W., Stallhofer P., Watanabe M. Interlaboratory determination of the calibration factor for the measurement of the interstitial oxygen contents of silicon by infrared absorption.- J. Electrochem. Soc., 1989, v. 136, №7, p.2015-2024.

17. ГОСТ 19658-81. Кремний монокристаллический в слитках. Технические условия. - Издательство стандартов, 1990г.

18. Watkins G.D., Corbett J.W., McDonald R.S. Diffusion of oxygen in silicon.-J.Appl.Phys., 1982, v.53, N10, p.7097-7098.

19. Livingston F.M., Messoloras S., Newman R.C., Pike B.C., Stewart R.J., Binns M.J., Brown W.P., Wilkes J.G. An infrared and neutron scattering analysis of the precipitation of oxygen in dislocation free silicon.- J.Phys.C: Solid State Phys., 1984, v. 17, p.6253-6276.

20. Emtsev V.V., Daluda Y.N., Gaworzewski P., Schmalz K. Electrical properties of thermal donors formed in CZ-Si during heat treatment at 450°C.- Phys.Stat.Sol. (a), 1984, v.85, p.575-584.

21. Ткачев В.Д., Макаренко Л.Ф., Маркевич В.П., Мурин Л.И. Перестраивающиеся термодоноры в кремнии,- ФТП, 1984, т. 18, №3, с.526-531.

22. Kimerling L.C., Benton J.L. Oxygen related donor states in silicon. -Appl.Phys.Lett., 1981, v.39, N5, p.410-412.

23. Shimura F. Intrinsic/internal gettering in Czochralski silicon wafers.- Solid State Phenomena, 1991, v.19&20, p.1-12.

24. Гайдуков Г.Н., Кожевников E.A. Физическая модель процесса внутреннего геттерирования в кремниевой технологии. Электр, пром., 1995, т.4-5, с.59-61.

25. Endros A.L. Properties of hydrogen, oxygen and carbon in Si. - Solid State Phenomena, 1993., v.32-33, p.143-154

26. Watkins G.D. Defects in irradiated silicon:-EPR and ENDOR of the aluminium vacancy pair.- Phys.Rev., 1967, v. 155, p.802-805.

27. Asom M.T., Bearton J.L., Sauer R., Kimerling L.C.,- Interstitial defect reactions in silicon - Appl.Phys.Lett., 1987, v.51, N4, p.256-258.

28. F.Bridges, G.Davies, J.Robertson and A.M.Stoneham. The spectroscopy of crystal defects: a compedium of defect nomenclature.- J.Phys.: Condens.Matter, 1990, v.2, p.2875-2928.

29. C.A.Londos. Room- temperature irradiation of p-type silicon.- Phys.Stat.Sol.(a), 1985, v.92, p.609-614.

30. C.A.Londos. Annealing Studies of defects pertinent to radiation damage in Si:B.-Phys.Stat.Sol.(a), 1987, v.102, p.639-644.

31. Claeys C., Vanhellemont J. Advances in the understanding of oxygen and carbon in silicon.- Solid State Phenomena 1989, v.6&7, p.21-32.

32. Dreier P. High resistivity silicon for detector applications, Nucl.Instr.&Meth. in Phys.Research, 1990, v.A288 p.272-277.

33. Sprenger M., Muller S.H., Sieverts E.G., Ammerlaan C.A.J. Vacancy in silicon: hyperfine interaction from ENDOR measurements.- Phys.Rev., 1987, v.35, p.1566-1581.

34. Van Vechten J.A. in Handbook of semiconductors/ ed. by Moss T.S. (Horth-Holland, Amsterdam), 1980, v.3, p. 1-18.

35. Баранов А.И., Васильев A.B., Кулешов В.Ф., Вяткин А.Ф., Смирнов JI.C. Константы скорости реакции между многозарядными центрами в полупроводниках. Препринт Инст. пробл. технол. микроэл. и особочист. матер, и Инст. физ. полупр.; Черноголовка, 1985. -50с.

36. Yoshida М. Numerical solutions of phosphorus diffusion equation in silicon. -Jpn.J.Appl.Phys., 1979, v.18, p.479-489.

37. Пантелеев B.A. , Ершов C.H., Черняховский B.B., Нагорных C.H. Определение энергии миграции вакансий и собственных междоузельных атомов в кремнии в интервале температур 400-600К. - Письма ЖЭТФ, 1976, т.23, вып. 12, с.688-691.

38. Watkins G.D. EPR studies of the lattice vacancy and low temperature damage processes in silicon. - In: Lattice defects in semiconductors, 1974. - Conf. Ser. n.23, London, The Inst, of Phys., 1975, p. 1-22.

39. Ершов C.H., Пантелеев B.A., Нагорных C.H. Черняховский B.B., Энергия миграции собственных точечных дефектов в различном зарядовом состоянии в кремнии и германии - ФТТ, 1977, вып.1, стр.322-323.

40. Newman R.C., Toterdell D.H.J. An optical study of defects in silicon irradiated by fast neutrons.- J.Phys.C: Sol.St.Phys., 1975, v.8, n.12, p.3944-3954.

41. Григорьева Г.М., Колодин Л.Г., Крейнин Л.Б., Мукашев Б.Н., Нусупов К.Х., Радиационные дефекты в кремнии р-типа, облученном протонами с энергией 30 МэВ. -ФТП, 1977, т.11, №11, с.2176-2180.

42. Асеев А.Л., Болотов В.В., Смирнов Л.С., О природе и условиях образования стержневидных дефектов в кремнии,- ФТП, 1979, т.13, вып.7, с.1302-1307.

43. Takeda S., Kohyama M., Ibe К. Interstitial defects on {113} in Si and Ge define defect configuration incorporated with a self- interstitial atom chain. -Philosophical Magazine A., 1994, v.70, N2, p.287-312.

44. Асеев A.JI., Денисенко С.Г., Федина Л.И. влияние процессов аннигиляции точечных дефектов на рост скоплений междоузельных атомов при облучении кристаллов Si и Ge элктронами в высоковольтном электронном микроскопе,- ФТП, 1991, т.25, вып.4, с.582-587.

45. Watkins G.D. The interaction of irradiation- produced defects with impurities and other defects in semiconductors. EPR study in silicon.- In: Radiation effects in Semiconductor components. Toulouse, Journees D'Electronique, 1967, p. A1-A9.

46. Двуреченский A.B., Каранович A.A. Непереориентируемые дивакансии в кремнии -ФТП, 1985, т.19, №.4, с.1944-1948.

47. Su Z., Husain A., Farmer J.W. Determination of oxygen in silicon by ratio of Acenter to E-center.- J.Appl.Phys., 1990, v.67, №4, p. 1903-1907.

48. Эшелби Дж. Континуальная теория дислокаций,- M.: Изд.иностр.лит. 1963-247с.

49. Теодосиу К. Упругие модели дефектов в кристаллах,- М.:Мир, 1985- 352с.

50. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций,- М.:Атомиздат, 1972- 600с.

51. Инденбом В.Л., Логинов Е.Б., Осипов М.А., Флексографический эффект и строение кристаллов,- Кристаллография, 1981, т.26, №6, с. 1157-1161.

52. Емцев В.В., Машовец Т.В., Михнович В.В., Пары Френкеля в германии и кремнии,- ФТП, т.26, №1,1992, с.22-44.

53. Claeys С., Vanhellemont J. Advances in the understanding of oxygen and carbon in silicon.- Solid State Penomena, 1989, v.6&7, p.21-32.

54. Stawola M., Shyder L.C., in "Defects in Silicon", eds. Murray W. Bullis, Kimerling L.C., The Electrochem.Soc.Softbound Ser. Pennington, 1983, p.6.

55. Ourmazd A., Schroter W., Bourret A. Oxygen- related thermal donors in silicon: A new structural and kinetic model.- J.Appl.Phys., 1984, v.56,1670-1681.

56. Schroder D.K., Chen C.S., Kang J.S., Song X.D. Number of oxygen atoms in thermal donor in silicon.- J.Appl.Phys., 1988, v.63, N1, p. 136-141.

57. Newman R.C. Thermal donors in silicon: oxygen clusters or self-interstitial aggregates.- J.Phys. C: Solid state Phys., 1985, v. 18, p.L967-L972.

58. Kanamori A., Kanamori M. Comparison of two kinds of oxygen donors in silicon by resistivity measurements.- J.Appl.Phys., 1979, v.50, №12, p.8095-8101.

59. Kamiura Y., Hashimoto F., Yoneta M. A new family of thermal donors generated around 450°C in phosphorus doped Czochralski silicon.- J.Appl.Phys. 1989, v.65, №2, p.600-605.

60. Bolotov V.V., Efremov M.D., Emeksuzyan V.M., Schmalz K. Defect and impurities in multi layer structures on Si: the role of mechanical stresses in gettering of defects and impurities by intrinsic and extrinsic grain boundaries.-Solid.State Phenomena.-1991, v.19&20, p.13-26.

61. Leroy B. Stresses and silicon interstitials during the oxydation of a silicon substrate.- Philosophical Magazine, 1987, v.B55, N2, p.159-199.

62. Bolotov V.V., Efremov M.D., Babanskaya I., Schmalz K. Raman study of mechanical streses in processes of oxygen precipitation in silicon.- Material Science & Engineering, 1993, v.B21, p.49-54.

63. Fedina L.I., Denisenko S.G., Aseev A.L. Self- interstitial atoms and structure of intrinsic getters in silicon crystals.- Solid.State Phenomena, 1991, v.19&20, p.79-84.

64. De Kock A.J.R. Van de Wijgert W.M. The influence of thermal point defects on the precipitation of oxygen in dislocation free silicon crystals.- Appl.Phys.Lett, 1981, v.38, №11, p.888-890.

65. Macek M. An attempt to simulate oxygen precipitation in silicon.- Solid State Phenomena, 1989, v.6&7, p. 165-170.

66. Vanhellemant J., Romano-Rodrigues A. On the influence of interfaces and localised stress fields on irradiation induced point defects distributions in silicon. -Appl.Phys. 1993, v.A57, p.521-527.

67. R.A.Craven in "Semiconductor Silicon 1981", eds. H.R.Huff, R.J.Kriegler, Y.Takeighi, New York, Electrochemical Soc., p.254.

68. Cristoloveanu S. Silicon films on sapphire.- Rep.Prog.Phys., 1987, v.50, p.327"371.

69. Ландау Л.Д., Лившиц E.M. Теоретическая физика т.7. Теория упругости,-М:Наука, Гл.ред.физ.-мат.лит., 4изд., 1987, 247с.

70. Griffin D.S., Kellogg R.B., A numerical solution for axially simmetrical and plane elastisity problems.- Int.J.Solids Structures, 1967, v.3, p.781-794.

71. Зенкевич О., Морган К. Конечные элементы и аппроксимация: Пер. с англ.- М.:Мир, 1986,- 318с.

72. Тимошенко С.П., Гудьер Д. Теория упругости,- М.:Наука, 1979. - 300с.

73. Литвиненко С.А., Литовченко В.Г., Соколов В.И. Влияние механических напряжений на параметры слоистых гетероструктур ДП SÍO2-SÍ.-Оптоэлектроника и полупров. техника, 1985, вып.8, стр.40-49.

74. Физика тонких пленок / под ред. Хасс Дж., Тан Р.- М.: Мир, 1968, т.З, стр.235-274.

75. Корсаков B.C., Мишачев В.И., Седунов Б.И., Уздовский В.В. Исследование механических напряжений в многослойных металлических покрытиях на монокристаллических кремниевых подложках.- Электронная техника. Сер. Микроэлектроника, 1987, вып.2 (122), стр.88-97.

76. Fargeix A., Ghibaudo. Densification of thermal SÍO2 due to intrinsic oxidation

stressing.- J.Phys.D: Appl.phys., 1984, v.17, p.2331-2336.

77. Ghibaudo G. Modelling of silicon oxidation based on stress relaxation.-Philosophical magazine B, 1987, v.55, №2, p. 147-158.

78. Rafferty C.S., Landsberger L.M., Dutton R.W., Tiller W.A., Nonlinear viscoelastic dilatation of Si02 films.- Appl.Phys.Lett., 1989, v.54, №2, p.151-152.

79. Taylor W.J., Tan T.Y., Gosele U.M. An analysis of point defect fluxes during Si02 precipitation in silicon.- Material Science Forum, 1992, v.83-87, p.1451-1456.

80. Taylor W.J., Tan T.Y., Gosele U.M. Oxygen precipitation in silicon: The role of strain and self-interstitials.- Appl.Phys.Lett., 1991, v.59, №16, p.2007-2009.

81. Nakamura M., Kobayashi Y., Usami K. Raman studies of internal stress and crystallinity of pulse-lase-irradiated silicon on sapphire (SOS) in relation to Hall mobility.- Jpn.J.Appl.Phys, 1984, v.23, №6, p.687-694.

82. Ohmura Y., Inoue Т., Yoshii T. Ion implantation in SOS structures. J.Appl.Phys., 1983, v.54, 6779-6782.

83. Xie Y., Fitgerald E.A., Monroe D.P., Silverman P.J., Kortan A.R., Weir B.E., Thiel G.P., Watson G.P., Feldman L.C. The advance of silicon based heterostructures and very high mobility of two-dimensional carrier gases.- In Proceedings of 21 Int.Conf. on the Physics of Semicond., 1992, v.l., p.847-854.

84. Bolotov V.V., Efremov M.D., Karavaev V.A., Golomedov A.V. Study of stress relaxation in implanted silicon on sapphire structures using Raman spectroscopy. -Thin Solid Films, 1992, v.208, p.217-222.

85. Bolotov V.V., Efremov M.D., Volodin V.A. Mechanical stress relaxation in ion-implanted SOS structures.- Thin Solid Films, 1994, p.212-219.

86. Ансельм А.И. Введение в теорию полупроводников.- М.:Наука, Гл.ред.физ.-мат.лит., 1978,- 616с.

87. Anastassakis Е., Pinczuk A., Burstein Е., Pollak F.H., Cardona М. Effect of static uniaxial stress on the Raman spectrum of silicon.- Solid State Communications, 1970, v.8, p. 133-138.

88. Cerdeira F., Buchenauer C.J., Pollak F.H., Cardona M. Stress-induced shifts of first-order Raman frequencies of diamond- and zinc-blende-type semiconductors.-Phys.Rev.B, 1972, v.5, №2, p.580-593.

89. Yamazaki K., Yamada M., Yamamoto K., Abe K. Raman scattering characterization of residial stresses in silicon on sapphire.- Jpn.J.Appl.Phys., 1984, v.23, №6, p.681-686.

90. Englert Th., Abstreiter G., Pontcharra J. Determination of existing stress in silicon films on sapphire substrate using Raman spectroscopy.- Solid-State Electronics, 1980, v.23, p.31-33.

91. Weinstein B.A., Piermarini G.J. Raman scattering and phonon dispersion in Si and GaP at very high pressure.- Phys.Rev.B, 1975, v. 12, №4, p. 1172-1186.

92. Chandrasekhar M., Renucci J.B., Cardona M. Effects of interband excitations on Raman phonons in heavily doped n-Si.- Phys.Rev.B, 1978, v.17, №4, p.1623-1633.

93. Абдусаттаров А.Г., Емцев B.B., Машовец T.B. Влияние параметров импульсного электронного облучения на эффективность образования дефектов в кремнии. - ФТП, 1989, т.23, №12, с.2221-2223.

94. Ochrin S., Krafcsik I., Lindstroem J.L., Jaworowski A.E., Corbett J.W. Mechanism of the enhancement of divacancy production by oxygen during electron irradiation of silicon. II. Computer modeling.- J.Appl.Phys., 1983, v.54, №1, p.179-183.

95. Tipping A.K., Newman R.C. The diffusion coefficient of interstitial carbon in silicon.- Semicond.Science.Technol., 1987, v.2, p.315-317.

96. Стучинский B.A. "Особенности накопления радиационных дефектов в кремнии, содержащем внешние и внутренние границы раздела". - Дисс. канд.физ.-мат.наук. - Новосибирск, 1991, -207с.

97. Raman C.V., Krischnan K.S. New type of secondary irradiation.- Nature, 1928, 31 march, v.121, p.521-522.

98. Ландсберг Г.С., Мандельштам Л.И. Новое явление при рассеянии света (Предварительное сообщение).- ЖРФХО, 1928, май, т.60, с. 335-338.

99. Рассеяние света в твердых телах/ под.ред. М. Кар доны,- М.:Мир, 1979.-

392с.

100. Рассеяние света в твердых телах. Выпуск IV. Электронное рассеяние, спиновые эффекты, морфические эффекты/ Под ред. М.Кардоны и Г.Гюнтеродта. - М.: Мир, 1986,- 408с.

101. Берман Л.С., Лебедев А.А., "Емкостная спектроскопия глубоких центров в полупроводниках",-Ленинград, Наука, 1981,- 174с.

102. Lang D.V. in book "Space charge spectroscopy in semiconductors. Thermaly stimulated relaxation processes in solids"/ ed.P.Braunlich.- New-York, Springer,

1979,- 133c.

103. Мосс Т., Баррел Г., Эллис Б. Полупроводниковая оптоэлектроника.- М: Мир, 1976.- 430с.

104. Панков Ж. Оптические процессы в полупроводниках.- М:Мир,1973,- 456с.

105. Van der Pauw L.J. A method of measuring specific resistivity and Hall effect of disk of arbitrary shape. - Philips research reports, 1958, v.13, №1, p.1-9.

106. Бонч-Бруевич В.Л., Калашников С.Г. Физика полупроводников. - М.: Наука, 1977. - 672с.

107. T.Englert, G.Abstreiter, J.Pontcharra, Solid-State Electron. Determination of existing stress in silicon films on sapphire substrate using Raman spectroscopy,

1980, v.23, p.31-33.

108. K.Yamazaki, M. Yamada, K.Yamamoto, K.Abe. Raman scattering characterization of residial stresses in silicon-on-sapphire. Jpn.J.Appl.Phys., 1984, v.23, n.6, p.681-686.

109. Сейдел Т., Ионная имплантация. В кн. п.р. Зи С. Технология СБИС, 1986, Москва, Мир, 404с.

110. Liefting J.R., Custer J.S., Schreutelkamp R.J., Saris F.W., Dislocation formation in silicon implanted at different temperatures.- Materials Science and Engineering, 1992, v.B15, p. 173-186.

111. E.Bustarret, M.A.Hachicha, M.Brunei. Experimental determination of the nanocrystalline volume fraction in silicon thin films from Raman spectroscopy. Appl.Phys.Lett., 1988, v.52, n.20, p. 1675-1677.

112. Mayer J.W., Erikson L., Davis J.A., Ion implantation in semiconductors (Silicon and Germanium), 1970, Academic Press, New York, 304c.

113. Романов С.И., Смирнов JI.С. О взаимодействии точечных дефектов с границей раздела Si02-Si.- ФТП, 1976, т. 10, №5, с.876-880.

114. Болдырев С.Н., Виленкин А.Я., Мордкович В.Н., Омельяновская Н.М., Саакян А.А. Влияние силовых полей на образование радиационных дефектов в кремнии при электронном облучении структур SiOrSi.-ФТП, 1990, т.24, №2,300-304.

115. Болотов В.В., Ефремов М.Д., Карпов А.В., Стучинский. В.А. Роль дефектов, возникающих при окислении, в формировании распределения радиационных нарушений вблизи границы раздела Si-Si02 Поверхность.Физика. Химия. Механика., 1990, №3, с.137-141.

116. Bolotov V.V., Efremov M.D., Emeksuzyan V.M., Stuchinsky V.A., Schmalz К. Defect formation and impurity redistribution near interfaces in silicon,. In Proceedings of the International Conference on the Science and Technology of Defect Control in Semiconductors, Yokohama, Japan, v.1989, №1, c.399-406.

117. А.Л.Асеев, В.М.Астахов, Л.И.Федина. Изучение поведения точечных дефектов в кристаллах полупроводников и системе полупроводник-диэлектрик с помощью высоковольтной электронной микроскопии.-Изв.АН СССР, 1983, т.47, в.6, с.1156-1161.

118. Казакевич Л.А., Кузнецов В.И., Лугаков П.Ф., Филипов И.М., Цикунов А.В. Влияние деформационных напряжений границы раздела Si-Si02 на

образование и отжиг радиационных дефектов в кремнии,- ФТП, 1990, т.24, №3, с.517-520..

119. П.В.Кучинский, В.М.Ломако, А.П.Петрунин. Влияние сильного электрического поля на скорость введения и пространственное распределение радиационных дефектов в кремнии. - Письма в ЖТФ, 1985, т.11, в.5, с.309-311.

120. Г.А.Тахмазиди. Исследование глубоких центров в приповерхностных слоях n-кремния, облученного электронами. - ФТП, 1985, т.19, в.4, с.608-610.

121. Н.Н.Герасименко, В.Н.Мордкович. Радиационные эффекты в системе полупроводник-диэлектрик. - Поверхность, 1987, №6, с.5-19.

122. А.Ф.Вяткин, А.Г.Итальянцев, Ч.В.Копецкий, В.М.Мордкович, Э.М.Темпер, Поверхность, 1987, №11, с.67-73.

123. В.В.Болотов, А.В.Карпов, А.В.Стучинский. Влияние дрейфа вакансий в электрическом поле на формирование распределения радиационных дефектов вблизи границ раздела в кремнии. - ФТП, 1988, т.22, №1, с.49-55.

124. Lindstrom J.L., Oehrlein G.S., Jaworowski А.Е., Corbett J.W. The mechanism of the enhancement of divacancy production by oxygen during electron irradiation of silicon. I. Experimental.- J.Appl.Phys., 1982, v.53. N12, p.8686-8690.

125. Fargeix A., Chibaude G. Densification of thermal SiC>2 due to intrinsic oxidation stressing.- J.Phys.D.:Appl.Phys., 1984, v. 17, p.2331-2336.

126. Неймаш В.Б., Шаховцов В.И., Шиндич В.Л. Внутренние геттеры и радиационное дефектообразование в Si. Препринт №25 Института физики АН УССР, Киев, 1987, -55с.

127. Krynichi J., Bourgoin J.C., Vassal G. Energy dependence of defect energy levels production in electron- irradiated silicon. -Rev. Phys. Applique, 1979, v. 14, p.481-484.

128. Винецкий В.Л., Холодарь Г.А. О величине сечения захвата вакансии примесными атомами в кремнии. - ФТП, 1984, т.2, стр.362-365.

129. Вараксин А.Н., Колмогоров Ю.Н. О законе взаимодействия между заряженными дефектами в ионных кристаллах. - Физ.тв.тела, 1990, т.32, №6, с.1703-1707.

130. Oehrlein G.S., Krafcsik I., Lindstrom J.L., Jaworowski A.E., Corbett J.W. The mechanism of the enhancement of divacancy production by oxygen during electron irradiation of silicon. II. Computer modelling.- J.Appl.Phys., 1983, v.54, N1, p.179-183.

131. Вавилов B.C., Ухин H.А. Радиационные эффекты в полупроводниках и полупроводниковых приборах. - М.:Наука, 1981,- 368с.