Распределение в твердом теле внедренных ионов, локализация атомов примеси и электрические свойства легированных слоев

где Ф – доза внедренных ионов, <R_p> - средний проецированный пробег, ΔR_p – дисперсия проецированных пробегов, erf(…) – функция ошибок, х – координата в направлении первоначального движения ионного пучка (начало отсчета – на поверхности мишени).

Для практических целей, особенно в тех случаях, когда <R_p> составляет несколько десятых долей микрометра или меньше, чаще пользуются более простым распределением Гаусса:

На рис.8 представлен качественный вид распределений Гаусса и Пирсона. Можно заметить, что вблизи максимума распределения обе кривые совпадают, существенные отличия проявляются на крыльях.

Количественные значения <R_p> и ΔR_p для наиболее важных практических случаев можно найти в книге. Наиболее полная информация приводится в справочнике. Параметры распределений можно оценить и по приближенным формулам:

 

здесь <R> - полный средний пробег

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 8. Качественный вид распределений Гаусса (сплошная кривая) и Пирсона (штрихи). <R_p> - средний проецированный пробег, соответствующий координате

 

 

Строго говоря, все приведенное выше справедливо для аморфных материалов, поскольку не учитывалась конкретная кристаллическая структура мишени. В кристаллах наблюдается эффект каналирования: движение внедряемых ионов в межатомном пространстве вдоль кристаллографического направления с низкими индексами. В этом случае ионы почти не испытывают ядерного торможения, преобладают электронные потери, и внедряемая примесь проникает на значительные глубины. Профиль распределения при этом растягивается в глубину образца и существенно отличается в «хвостовой» части от того. В промышленной технологии каналирование обычно является нежелательным эффектом. Для его подавления используют разные способы: ориентация кристаллических пластин вдоль направлений с большими индексами, предварительная аморфизация поверхности, имплантация через тонкие аморфные пленки и т.д. Однако для легких ионов полностью исключить этот эффект не удается. Считается, что из-за каналирования, например, профиль бора в кремнии сильно «размыт».

 

 

 

3. Радиационные дефекты

 

При облучении твердых тел ионами, так же как и быстрыми частицами (нейтронами, протонами, электронами), образуются радиационные дефекты. Это могут быть либо точечные дефекты (вакансии и атомы в межузлиях, комплексы), либо их скопления, либо линейные и плоскостные дефекты типа дислокаций и дефектов упаковки. Интересным специфическим явлениям при облучении ионами является аморфизация полупроводника, т.е. полное разупорядочение структуры. От наличия дефектов и их концентрации зависят многие свойства полупроводника. Поэтому изучения закономерностей образования дефектов и их отжига важно для понимания процесса имплантации, а также для правильного использования этого метода в практике.

Рассмотрим механизм образования  дефектов при бомбардировке ионами. Сталкиваясь с атомами мишени, ион передает им кинетическую энергию. Если передаваемая энергия превышает некоторую пороговую энергию Еd, атом мишени выбивается из узла решетки и двигается через кристалл. Сталкиваясь с другими атомами, он может при подходящей энергии в свою очередь смещать их со своих мест и т.д. таким образом, первичный ион вызывает каскад атомных столкновений, в результате которого возникают разнообразные дефекты. Их полное число и взаимное расположение зависят от характера распространения каскада по кристаллу. На распространение каскада влияет структура кристалла. Часть движущихся атомов попадает в каналы решетки, по которым их движение облегчено. В атомных рядах энергия может передаваться от атома к атому путем последовательных столкновений (фокусировки). Вдоль пути движущегося иона образуется сильно разупорядоченная область(рисунок 4). Размеры и форма этой области зависят от массы, энергии бомбардирующего иона, массы атомов мишени, её температуры структуры кристалла. При достаточно высокой температуре первичные дефекты, мигрируя по кристаллу, могут частично аннигилировать путем рекомбинации или выхода на поверхность, а частично объединяться между собой или с уже имевшимися дефектами и примесями в более устойчивые вторичные дефекты. Окончательный состав дефектов, их концентрация и распределение по глубине мишени зависят от числа и распределения первоначально смещенных атомов.

Существующие теории позволяют  производить оценки числа смещенных  атомов на 1 см2. при не слишком больших  дозах это число равно ФNd, где  Ф – доза (число ионов на см2), Nd – среднее число смещенных атомов на один ион.

Наиболее простой формулой, по которой  легко оценить Nd, является формула  Кинчина – Пиза

E >> Ed, (2.3)

где Е – энергия иона; Еd –  пороговая энергия смещения атома  мишени из узла кристаллической решетки.

Простейшими дефектами являются дефекты Френкеля, т.е. выбитые из узлов в межузлия атомы мишени и образовавшиеся при этом пустые узлы. Вакансии при своем движении по кристаллу могут объединяться, образуя крупные скопления или вакансионные кластеры, причем для отжига последних требуется более высокие температуры. Вакансии могут объединяться в пары – дивакансии, или более сложные комплексы тривакансии, тетравакансии и даже гексавакансии. Эти дефекты устойчивы при комнатной температуре. Например дивакансии отжигаются приблизительно при 550 К.

При бомбардировке ионами и последующем  отжиге в результате объединения  простых дефектов либо под действием  механических напряжений, возникающих  вокруг радиационных нарушений, часто  образуются линейные дефекты – дислокации или дислокационные петли. Линейные дефекты в процессе отжига могут изменять свою длину, форму и местоположение в кристалле.

Вакансии и межузельные атомы  могут группироваться в так называемые плоскостные и линейные включения (в виде дисков или стержней). Эти  включения способны адсорбировать атомы примесей, отличающихся по размерам от атомов основного вещества, поскольку в этом случае поля механических напряжений вокруг включений понижаются. Отжиг при температурах 500 – 6000 С приводит к переходу плоскостных включений в дислокационные петли. Характер линейных и плоских дефектов зависит от типа ионов, дозы и температуры отжига.

При некоторых критических концентрациях  радиационных дефектов кристаллическое  состояние становится неустойчивым и происходит переход в аморфное состояние. Аморфизация имеет место не для всех полупроводников, но чем более выражен ковалентный характер связи, тем больше, вообще говоря, склонность вещества к такому переходу. Si и Ge являются примерами типичных ковалентных полупроводников, для которых данное явление изучено наиболее полно.

 

4. Локализация  примесных атомов (на примере  кремния, имплантированном ионами C⁺, B⁺ и совместно C⁺ и B⁺)

 

В слоях кремния накопленные в процессе ионной имплантации радиационные дефекты при последующей термообработке перестраиваются в остаточные протяженные нарушения типа стержнеобразных дефектов, дефектов упаковки, дислокационных петель. Эти нарушения имеют междоузельную природу. Они вносят глубокие уровни в запрещенную зону кремния, в значительной степени влияя на генерационно-рекомбинационные процессы в ионно-легированных структурах, и тем самым существенно ухудшают параметры полупроводниковых приборов и интегральных схем, а также процент выхода годных изделий микроэлектроники. Управление процессом кластеризации точечных дефектов важно как с точки зрения подавления образования нежелательных протяженных нарушений, так и целенаправленного формирования определенных структур, например, комплексов из трех междоузельных атомов Si с высоким квантовым выходом люминесценции и возможностью создания на кремнии оптоэлектронных устройств. Интерес представляет влияние кластеризации собственных точечных дефектов на преципитацию примесей при высоком уровне легирования тонких слоев кремния.

Одним из способов подавления образования остаточных нарушений в имплантированных слоях кремния является дополнительная имплантация в них углерода. В этих работах установлено, что для того, чтобы атомы C являлись ловушками для избыточных междоузельных атомов Si, их необходимо перевести в узлы решетки кремния. Для этого предлагается слои с внедренным углеродом дополнительно имплантировать более тяжелыми ионами (например, Si) для их аморфизации. Затем необходимо провести быструю рекристаллизацию слоя, в ходе которой атомы углерода располагаются в узлах решетки в концентрациях, превышающих предел растворимости. После этого в слои кремния имплантируется электрически активная примесь (B или P). Такое количество дополнительных операций делает этот метод затруднительным для практического использования. Данные по локализации в решетке кремния внедряемых примесей непосредственно при имплантации существенно различаются, и причина различий остается невыясненной.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 9. Микрофотографии кремния, имплантированного иона-ми C⁺

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 10. Микрофотографии кремния, имплантированного иона-ми: B⁺ и C⁺ , B⁺,

 

На рис. 9 представлены зависимости изменения пе-риода решетки в слое кремния от плотности тока ионов углерода. С ростом плотности тока от 0.05 до 1.5 µA · cm⁻² изменение периода решетки имплантированного слоя уменьшается. Наблюдаемые изменения периода решетки кремния обусловлены радиационными дефектами, которые увеличивают период решетки кремния, а также атомами углерода, которые при расположении в узлах сжимают решетку кремния. Последнее обусловлено тем, что ковалентный радиус атома С (0.07 nm) меньше радиуса атома Si (0.1175 nm). Полагая, что данная зависимость периода решетки от плотности тока ионов определяется локализацией углерода по узлам и междоузлиям, можно оценить из соотношения ковалентных радиусов атомов примеси и решетки разницу в концентрациях углерода в узлах решетки при различных плотностях тока ионов.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 3. Зависимость периода решетки кремния от плотности тока J_eff ионов C⁺.

 

 

5. Отжиг легированных структур. Активация примеси.

 

Исследование процесса отжига имплантированных структур приводит к выводу о том, что влияние отжига на аморфные слои и на точечные и линейные радиационные дефекты различно.

Одной из основных проблем технологии ионного легирования является определение  минимальных температур и времени отжига, необходимых для полной активации доноров и акцепторов при условии полного устарнения остаточных дефектов. В связи с этим возникает и другая проблема – достижение полной электрической активности легирующих примесей без значительного протекания диффузии атомов примеси.

Существуют несколько видов  отжига: изохорный, изотермический,лазерный. Изохорный отжиг проводится при постоянном времени и различных температурах. На рис. 9 приведена зависимость скорости твердофазной эпитаксиальной перекристаллизации аморфного кремния от температуры для различной кристаллической ориентации. Весь диапазон температур отжига разбит на три области. В случае ионной имплантации с малой дозой электрическая активность внедренной примеси монотонно возрастает с увеличением температуры отжига, для двух более высоких доз наблюдается так называемый отрицательный отжиг, то есть уменьшение электрической аткивности имплантированной примеси в области II при возрастании температуры отжига.

Длоя области I характерно наличие точечных радиационных дефектов, концентрация которых больше концентрации свободных носителей заряда. Установлено, что в этой области отсутствуют линейные дефекты (дислокации) Повышение температуры отжига от комнатной до 773 К приводит к ликвидациитаких точечных дефектов, как дивакансии.

Рис. 9. Зависимость отношения концентрации свободных носителей заряда к дозе имплантации (Ф) примеси от температуры отжига (Т_А) для трех значений дозы примеси, Е_импл = 150 кэВ, Т = 248 К и t = 30 мин.

 

При этом концентрация примеси в узлах кристаллической решетки также уменьшается при увеличении температуры. Однако, если концентрация примеси снижается примерно в два раза, то концентрация свободных носителей заряда увеличивается на порядок, что приводит к уничтожению дефектов-ловушек.

Для области II характерна структура, содержащая дислокации, которые образуются при температуре выше 773 К. Атомы примеси могут образовывать преципитаты или локализоваться вблизи дислокаций, так как в области II содержится меньшая концентрация атомов примеси в узлах кристаллической решетки и большую концентрацию межузельных атомов примеси с неопределенным положением в кристаллической структуры.

В области III концентрация активных атомов примеси увеличивается. Энергия активации этого процесса примерно 5 эВ. Такое значение соответствует генерации и миграции собственных вакансий кремния при повышенных температурах. После генерации вакансии двигаются к межузельным атомам примеси, что приводит к распаду последних. В случае имплантации с меньшими дозами, когда не происходит уменьшения концентрации активных атомов примеси с увеличением температуры отжига в области II, атомы примеси замещают кремний в узлах кристаллической решетки без участия термически генерированных вакансий.

Изотермический отжиг – отжиг при постоянной температуре в течение различного времени. По мере увеличения времени отжига электрическая активность легирующей примеси возрастает относительно медленно, при этом доля электрически активных атомов примеси повышается от начального и до значения, составляющего 90% от начального. Это происходит в следствие того, что прежде всего отжигаются области, соответствующие участку профиля распределения с низкой концентрацией имплантированных атомов, а затем уже область, соответствующая центральной части профиля распределения имплантированной примеси.

Рис. 10. Концентрационные профили атомов бора (сплошная линия) и соответствующие профили концентрации свободных носителей заряда (пунктир)