CC BY
44
УДК 539.216.2
А.П. Алехин1, И.П. Грпгал1, С.А. Гудкова1, Ю.Ю. Лебединский?, А.М. Маркеев1,
А.А. Чуприк1
1 Московский физико-технический институт (государственный университет)
2 Национальный исследовательский ядерный университет «МИФИ»
Атомно-слоевое осаждение трехкомпонентных диэлектриков HfxAl1-xOy c высокой диэлектрической проницаемостью
Разработан процесс атомно-слоевого осаждения тонких (~ 4 нм) пленок трехкомпонентного диэлектрика HfxAli-xOy с использованием жидкофазного металлоорганического гафниевого прекурсора — Hf[N(CH3)(C2H5)]4. Разработанный процесс АСО позволяет получать тонкие пленки HfxAli-xOy в широком диапазоне концентраций Al: 24-85 атомных процентов со структурой аморфного твердого раствора. Электрофизические исследования позволили выявить оптимальный состав — Hf0,76Al0,24Oy, при котором диэлектрик характеризуется достаточно высокой диэлектрической проницаемостью khigh-k = 10,5 и низкими плотностями токов утечек 1,8 • 10-5А/см2 при напряженности электрического поля Е = 5 МВ/см. Термический отжиг Hfo,76Alo,24Oy диэлектрика приводит к увеличению толщины переходного слоя SiOx на границе раздела с кремнием и, как следствие этого, к снижению приблизительно на порядок величины токов утечек и снижению (на ~ 30 %) эффективной диэлектрической проницаемости keff в структурах Hf0,76Al0 24Oy/Si.
Ключевые слова: атомно-слоевое осаждение, тонкие диэлектрические пленки,
HfO2, Al2 O3, HfAlO, структурные и химические свойства, токи утечки, электрофизические свойства.
I. Введение
В настоящее время необычайно быстрое уменьшение линейных размеров полевых транзисторов, изготавливаемых по КМОП (комплементарные устройства на структурах ме-талл-оксид-полупроводник) технологии, приводит к уменьшению толщины оксида кремния (диэлектрическая проницаемость k = 3,9), традиционно используемого в качестве подзатворного диэлектрика и обладающего комплексом уникальных свойств, до 1-1,2 нм. В результате оксид кремния становится туннельно-прозрачным с неприемлемо большими токами утечек, что и стимулировало в последние годы поиск новых диэлектриков с высокой диэлектрической проницаемостью (high-k диэлектриков), позволяющих получать требуемую емкость при большей толщине диэлектрика и при этом избежать проблем с туннельными токами утечки.
Так, такие бинарные оксиды, как НЮ2, ZrO2, ТЮ2, AI2O3, обладающие как индивидуальными достоинствами, так и недостатками с точки зрения применимости в качестве high-k диэлектриков для замены SiO2, в последние годы привлекли большое внимание исследователей [1-6]. При этом подход, позволяющий объединить положительные свойства отдельных оксидов в сочетании с подавлением недостатков индивидуального материала путем создания диэлектриков на основе тройных или четверных систем, например, таких как Ti-Al-O [7, 8], Hf-Si-O [5], Hf-Ti-O [9], рассматривается как один из наиболее перспективных [5].
HfO2 благодаря своей достаточно высокой диэлектрической проницаемости k =14-20 и большой ширине запрещенной зоны Eg ~ 5,3-5,5 эВ является одним из самых перспективных материалов для high-k диэлектриков [1, 2, 6]. Однако тонкие пленки НЮ2 не обладают достаточной термической стабильностью, проявляя тенденцию к кристаллизации при 400-450°C [6, 14]. Последнее обстоятельство ввиду наличия в стандартной КМОП-технологии высокотемпературных операций для активации поликремниевых затворов приводит к увеличению токов утечек по границам кристаллитов и ограничивает применимость НЮ2 в качестве high-k диэлектриков. Для преодоления этого недостатка НЮ2 компанией Intel был разработан процесс высокотемпературного отжига структур HfO2/Si в среде аммиака, приводящего к образованию аморфного
диэлектрика, и в результате было запущено производство логических устройств уровня 45 нм. Альтернативным подходом по преодолению тенденции НЮ2 к кристаллизации является добавление аморфизующих примесей на этапе роста пленок. Было показано, что добавление А12О3 к НЮ2, благодаря образованию сплава ШжА11_,сОу, позволяет существенно повысить температуру кристаллизации вплоть до Т ~ 1000°С [10], при этом сохраняется достаточно высокая диэлектрическая проницаемость к ~ 9-14 [11]. В работах [12-13] пленки ШжА11_жОу получали методом химического осаждения из газовой фазы, в работе [14] — методом электронно-лучевого осаждения, в работах [10, 15] — методом атомно-слоевого осаждения (АСО). Важно отметить, что метод АСО является одним из самых перспективных в современной технологии микроэлектроники, так как представляет собой последовательность чередующихся насыщаемых реакций на поверхностных активных центрах в хемисорбированных слоях. В результате метод АСО, получивший название самонасыщаемого или поверхностно-контролируемого (процесс определяется состоянием поверхности и природой реагента и слабо зависит от таких параметров, как давление и расход реагента), позволяет получать беспрецедентно однородные и конформные тонкие пленки на больших площадях с высокой воспроизводимостью [16-18]. Работы по получению методом АСО пленок Ш^АЦ^Оу выполнены в основном с использованием хлорида гафния в качестве прекурсора для НЮ2 [10, 15]. Однако известно, что использование в качестве прекурсора хлорида гафния (твердое вещество) может приводить к переносу частиц на поверхность пленки [19] и к ухудшению ее диэлектрических свойств, следовательно, становятся актуальными исследования по поиску жидкофазных прекурсоров на НЮ2 для получения методом АСО пленок ШжА11_жОу. В работе [20] показано, что для АСО тонких пленок НЮ2 в качестве гафниевого прекурсора может быть использовано жидкое металлорганическое соединение этилметиламид гафния — Ш[К(СНз)(С2Н5)]4, позволяющий получать качественные тонкие (~ 4-5 нм) пленки при низких (< 300°С) температурах [21].
Таким образом, цель данной работы заключалась в разработке метода АСО тонких трехкомпонентных пленок ШжА11_,сОу в широком интервале концентраций х с применением в качестве гафниевого прекурсора Ш[К(СНз)(С2Н5)]4, а также в исследовании структурно-химических и электрофизических характеристик получаемых пленок.
II. Экспериментальная часть
ШхА11_хОу пленки были выращены методом АСО в реакторе Бипа1е И-150 Псовип ОУ с горячими стенками при пониженном давлении (5 мбар). В качестве подложек были использованы (100) пластины с проводимостью р-типа и удельным сопротивлением р =12 Ом ■ см. С целью удаления естественного оксида ЯЮ2 кремниевые подложки непосредственно перед загрузкой в камеру АСО реактора погружались на 30 с в 1-процентный водный раствор плавиковой кислоты НЕ.
В качестве газа носителя и для продувки камеры использовался азот особой чистоты (99.999%). Пленки ШжА11_,сОу осаждались при температуре подложки 240°С повторением реакционных серий из п циклов А1(СН3)3-Н2О и т циклов Ш[К(СН3)(С2Н5)]4-Н2О. С целью получения ШжА11_,сОу пленок заданной тощины общее число реакционных циклов п + т составляло величину 36. Путем варьирования отношения п : т (1:5, 1:2, 1:1, 2:1) были выращены ШжА11_,сОу пленки 4-х составов. С целью получения пленок ШЖА11_ЖОу гомогенного состава величины т и п выбирались так, чтобы за т или п реакционных циклов вырастало не более одного монослоя вещества. Принимая во внимание то, что граница раздела А12О3 — Б1, получаемая методом АСО, характеризуется крайне малой величиной переходного слоя [5], с целью обогащения границы раздела алюминием на начальном этапе роста ШжА11_,сОу пленок всех 4-х составов проводилось по 2 цикла А1(СН3)3-Н2О. Длительность импульсов подачи реагентов А1(СН3)3, Ш[К(СН3)(С2Н5)]4 и Н2О составляла 0,1 с, 0,5 с и 0,1 с соответственно. После каждого импульса камера реактора продувалась азотом в течение 6 с. Для обеспечения необходимого давления насыщенных паров температура Ш[К(СН3)(С2Н5)]4 составляла 100°С. Температура А1(СН3)3 и Н2О составляла 22°С. Для сравнительного анализа были также выращены тонкие пленки бинарных оксидов НЮ2 и А12О3 с
использованием только циклов Hf[N(CH3)(C2H5)]4-H2O и Al(CH3)3-H2O соответственно. Число реакционных циклов было равно 50 как для HfO2, так и для AI2O3.
Для изучения влияния отжига на химический состав, структурные и электрофизические свойства пленок HfxAli-xOy, часть выращенных пленок подвергалась быстрому термическому отжигу в атмосфере N2/O2 (0,2%) при температуре 700°C в течение 60 с.
Толщина и коэффициент преломления пленок определялись методом лазерной эллипсометрии на эллипсометре Sentech SE500adv.
Элементный состав пленок контролировался методом рентгено-флюоресцентного анализа (РФА) на приборе Advanti’x Thermo Fisher Scientific c использованием программного обеспечения OptiQuant™ для безэталонного анализа, с погрешностью измерений ~ 5 %.
Анализ структурных свойств пленок методами рентгеновской дифрактометрии (РД) и рентгеновской рефлектометрии (РР) был выполнен на дифрактометре ARL X’TRA (Thermo Fisher Scientific), оснащенном Cu рентгеновской трубкой. Измерения методом рентгеновской дифрактометрии и методом рентгеновской рефлектометрии — в геометрии Брэгга-Брентано.
Исследование химического состояния пленок HfxAli-xOy осуществлялось методом ex situ рентгенофотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) на спектрометре XSAM-800 с использованием MgKag излучения (1253.6 eV) с энергетическим разрешением 0,9 эВ на линии Au4f в вакууме •10-9 мбар. C целью удаления поверхностных углеродсодержащих загрязнений образцы непосредственно в камере спектрометра подвергались низкотемпературному вакуумному отжигу при Т = 200°C. Калибровка энергий связи проводилась по пику Si 2p3/2 (99.3eV).
Метод спектроскопии характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ) использовался для определения ширины запрещенной зоны Eg в формируемых пленках. Энергия электронов в зондирующем пучке составляла величину 500 эВ, а полная ширина на полувысоте пика упругого рассеяния — 0,6 эВ.
Исследование морфологии поверхности пленок и измерение шероховатости осуществлялись полуконтактным методом с помощью атомно-силового микроскопа (АСМ) NT-MDT Solver Pro-M.
Электрофизические свойства исходных и отожженных пленок исследовались методами I-V и C-V-спектроскопии. Площадь металлических электродов МДП структур Si/HfxAli-xOy/Ti составляла от 1960 мкм2 до 0,44 мм2. Вольт-амперные и вольт-фарадные характеристики были измерены в комнатных условиях с помощью LCR-метра Agilent E4980A и зондовой станции Ecorpia EPS1000 при частоте измерительного сигнала 10 кГц-1 МГц. Нижний предел измерения плотности тока составил ~ 5 • 10-7 А/см2.
III. Результаты и обсуждения
РФА-исследования элементного состава HfxAli-xOy пленок показали, что при варьировании отношения числа реакционных циклов на Al2O3 к числу реакционных циклов на HfO2 n : m в диапазоне от 0,2 до 2 метод АСО позволяет в широком интервале концентраций изменять содержание Al в пленках HfxAli-xOy. Так, на рис. 1 представлена полученная по данным РФА зависимость атомного отношения Al/Hf в выращенных пленках от отношения числа реакционных циклов n : m. Видно, что атомное отношение Al/Hf варьируется в широком диапазоне 0,3-5,7 и в пределах погрешности измерений имеет близкую к линейной зависимость от величины n : m. Расчет атомных концентраций в полученных HfxAli-xOy пленках показал, что содержание Al можно варьировать в интервале 24-85 ат. % (нормировка на общее содержание Al и Hf) путем варьирования отношения числа реакционных циклов n : m в пределах 0,2-2. В табл. 1 приведены данные о составе полученных пленок, а также данные эллипсометрии по толшине и показателю преломления.
Исследования методом РД показали, что полученные АСО HfxAli-xOy пленки всех четырех составов обладали аморфной структурой. Аморфная структура пленок, по-видимому, обуславливает их низкую шероховатость. Так, исследования методом АСМ показали, что среднеквадратическая шероховатость HfxAli-xOy пленок находится на уровне 0,1 нм для кадра сканирования со стороной 5 мкм, что практически совпадает c шероховатостью исходной поверхности кремния.
Т а б л и ц а 1
Состав и характеристики полученных методом АСО пленок HfxAl1-x Oy
Номер образца Отношение n циклов Al2 O3/m циклов HfO2 Состав Толщина, нм Показатель преломления
1 0:1 HfO2 3.9 2.1
2 1:5 Hf0,76 Al0,24 Oy 3.5 2.1
3 1:2 Hfo,46 Alo,54 Oy 3.8 2.05
4 1:1 Hf0,29 Al0,71 Oy 3.8 2.0
5 2:1 Hf ,of 1 СЛ Al ii"1 8 СЛ O y 3.9 2.0
6 1:0 Al2 O3 4.2 1.65
Рис. 1. Зависимость атомного отношения Al/Hf в Рис- 2 Зависим°етъ эффективнсш диатега-рите-выращенных HfxAli_xOy пленках от отношения ской проницаемости и плотностей токов утечек числа реакционных циклов на Al2 O3 к числу ре- при напряженности электрическ°г° поля 5 МВ/см акционных циклов на HfO2 пдагок ffi*AU_*° от содержания в них Al
Исследования методами I-V и C-V-спектроскопии, а также методом СХПЭЭ показали, что варьирование содержания Al в HfxAli-xOy пленках позволяет существенно изменять их электрофизические свойства. Так, на рис. 2 приведены значения эффективной диэлектрической проницаемости (величина kejj учитывает, как high — k HfxAli-xOy слой, так и переходный слой на
границе раздела HfxAli-xOy/Si) и плотностей токов утечек пленок HfxAli-x O y от содержания в них Al. Видно, что kejj = 10,8 для пленки HfO2, а для HfxAli-xOy kejj снижается от 8,5 до 7 с ростом содержания Al в пленке от 24 ат. % до 71 ат. % соответственно. Отметим, что плотность токов утечек при напряженности электрического поля Е = 1 МВ/см составляют величину менее 5 • 10-7 А/см2 для всех полученных пленок. Плотность токов утечек при Е = 5 МВ/см для пленки HfO2 составляет величину I = 3,6 • 10-5 А/см2, пленка Hfo,76A1q,24Oy характеризовалась несколько меньшим значением плотности тока утечки I = 1,8 • 10-5 А/см2, а для более богатой содержанием Al пленки Hf0 ,46 Al0, 54Oy наблюдается резкое увеличение плотности тока утечки до величины I = 7 • 10-3 А/см2. Таким образом, пленка Hfo,76Alo,24Oy представляется оптимальной по составу с точки зрения получения достаточно высокой диэлектрической проницаемости и обеспечения минимальных плотностей токов утечек.
На рис. 3 представлены результаты исследований пленки Hfo,76Alo,24Oy, а также бинарного оксида Al2O3 методом СХПЭЭ. Пленка Hfo ,76 Alo, 24Oy характеризуется большей шириной запрещенной зоны Eg = 5,8 эВ по сравнению Eg « 5,3 эВ пленки HfO2 [13, 22], что, видимо, и объясняет несколько меньшие плотности токов утечек пленок Hfo,76 A1o,24Oy по сравнению с пленками HfO2.
Полученные данные по зависимости плотности токов утечек пленок HfxAli-xOy от содержания Al находятся в соответствии с работой [13], в которой пленки HfxAli-xOy были получены химическим осаждением из газовой фазы и было показано, что наименьшие токи утечек демонстрируют пленки, содержащие ^ 22 ат. % Al, а пленки, содержащие ^ 32 ат. % Al, проявляли существенное увеличение токов утечек. Согласно работе [10] увеличение токов утечек в пленках HfxAli-xOy с относительно большим содержанием Al, может быть объяснено нарастающим с
ростом отношения А1/Ш дефицитом кислорода в пленках, который, несмотря на рост ширины запрещенной зоны, начинает оказывать определяющее влияние на токоперенос в ШжА11_жОу.
-20.0 -17.5 -15.0 -12.5 -10.0 -7.5 -5.0 -2.5
Кинетическая энергия, эВ
Рис. 3. Спектр характеристических потерь энергии электронов и ширина запрещенной зоны Eg в пленках Hfn,76Aln,240v, и А1203
Энергия связи, эВ
Рис. 4. РФЭС O1s спектры, полученные от пленок AI2O3, Hfo,76Alo,24Oy и HfO2
В работах [5, 18, 22] было показано, что high-k диэлектрики, получаемые методом АСО, демонстрируют двухслойную структуру: собственно high-k слой и переходный слой на границе раздела с Si. Поэтому для объяснения электрофизических свойств полученных АСО Hfo,76Alo,24Oy диэлектриков, в частности для расчета диэлектрической проницаемости high-k слоя khigh-fc, с использованием методов РФЭС и РР были проведены исследования по определению химического состояния и толщины как переходного, так и high-k слоёв.
РФЭС- анализ пленки Hfo,76Alo,24Oy показал, что энергии связей (Ев) электронов Ш4/7/2 (17.8eV) и Al2p (74.6 eV) уровней соответствуют степеням окисления Hf4^ и Al3+ соответственно. При этом O1s пик расположен на Ев = 531,4 эВ, то есть в промежуточном положении между Ев = 531,7 эВ для бинарного оксида Al2O3 и Ев = 531 эВ для бинарного оксида HfO2 (рис. 4). Отметим, что O1s пик пленки Hfo,76Alo,24Oy не может быть разложен на два подспек-тра, соответствующих бинарным фазам Al2O3 и HfO2, так как полная ширина на полувысоте FWHM = 1,75 эВ O1s пика пленки Hfo,76Alo,24Oy меньше FWHM = 2,1 эВ O1s пика пленки Al2O3. Таким образом, как положение, так и форма O1s пика пленки Hfo,76Alo,24Oy указывают на то, что данная пленка по фазовому состоянию скорее представляет собой твердый раствор, чем смесь бинарных фаз Al2O3 и HfO2.
Принимая во внимание большую важность информации о химическом состоянии границы раздела Si/high — k слой, методом РФЭС были также измерены Si 2p спектры для пленки Hfo,76Alo,24Oy (рис. 5, кривая 1). Видно, что на Si 2p спектре кроме пика Ев = 99.3 eV, соответствующего Si° состоянию от объемного кремния подложки, присутствует пик с максимумом в области Ев ~ 102,5 эВ, соответствующее Si+ состоянию. Отметим, что Ев = 102,5 эВ существенно ниже значения Ев = 103,45 эВ, характерного для степени окисления Si4+ стехиометричного SiO2. Данное расхождение обычно объясняется образованием силикатных связей в переходном слое, но также может быть связано с образованием электрических диполей на границе раздела Si/SiO2, которые могут приводить к изменению положения SiOx пика на РФЭС спектрах [18].
Исследования методом рентгеновской рефлектометрии показали, что экспериментальный спектр от пленки Hfo,76Alo,24Oy может быть смоделирован на основе двухслойной модели, включающей слой состава Hfo,76Alo,24Oy толщиной ~ 3 нм и переходный слой SiOx, содержащий неболь-
т”—т------1---1--1----i---[-------[——1——
536 535 534 533 532 531 530 529 528 527
шое количество А1 10 %), толщиной ^ 0,5 нм (рис. 6). Моделирование проводилось в программе ХОР 1МБ [23].
107.5 105.0 102.5 100.0 97.5 95.0 Рис. 6. Рентгеновская рефлектограмма структу-
ЭнергИЯ СВЯЗИ, ЭВ ры 81/Шо,76А1о,24Оу (точки — результаты измере-
Рис. 5. РФЭС 2р спектры, полученные от струк- ний, линия — результат моделирования) тур 81/Шо,76А1о,24Оу: до отжига (кривая 1) после термического отжига при 700° С (кривая 2)
На основе РФЭС- и РР-данных о химическом состоянии и толщинах переходного и high-k слоев в структуре 81/Ш0,7бА1о,24Оу с использованием модели двух конденсаторов и измеренного значения keff = 8,5 можно определить диэлектрическую проницаемость Но,76А1о,24Оу слоя, которая составила величину к^ь-к = 10,5, характерную для ШжА11-хОу диэлектриков приблизительно такого же состава [14].
Исследования методом РД показали, что пленка Шо,76А1о,24Оу сохраняла аморфную структуру и после термического отжига. Однако по данным РФЭС термический отжиг приводит к росту толщины переходного слоя на границе раздела 81/Шо,76А1о,24Оу. На рис. 5 (кривая 2) приведен Si 2р РФЭС-спектр, измеренный от стуктуры 81/Шо,76А1о,24Оу. Видно, что термический отжиг привел к возрастанию интенсивности Si+ по сравнению с не отожженным образцом. При этом Si+ пик в РФЭС спектре отожженного образца находится в положении Еь = 103,4 эВ, что близко к значению, характерному для стехиометричного SiO2. Используя подход [24], основанный на определении отношения интенсивностей Si+пиков, была рассчитана толщина переходного слоя SiO2, которая составила величину « 2 нм.
Исследования методами С-У и I-V-метрии показали, что термический отжиг пленок Шо,76А1о,24 Оу привел к снижению эффективной диэлектрической проницаемости до величины keff ~ 6 и к существенному (приблизительно на порядок величины) снижению плотностей токов утечек при Е = 5 МВ/см до величины 1,2 • 10-6 А/см2 в этих пленках. Вероятно, наблюдаемое после термического отжига уменьшение плотности токов утечек в Шо,76А1о,24 Оу связано с наблюдаемым по данным РФЭС ростом переходного слоя SiO2, который обеспечивает дополнительный потенциальный барьер с широкой запрещенной зоной и большим смещением относительно дна зоны проводимости Si [25]. С увеличением толщины переходного слоя SiO2, обладающим низкой диэлектрической проницаемостью, связано и наблюдаемое в результате термического отжига некоторое снижение keff. Согласно работе [26] формирование на исходной кремниевой подложке тонкого (^ 1 нм) слоя SiNх, обладающего высокими барьерными свойствами по отношению к диффузии О2, должен приводить к подавлению роста переходного слоя в процессе отжига, и, следовательно, может позволить избежать снижения эффективной диэлектрической проницаемости.
Заключение. Разработана методика АСО тонких (^ 4 нм) пленок трехкомпонентного диэлектрика ШжА11-х Оу с использованием жидкофазного металлоорганического гафниевого прекурсора — Ш^(СН3)(С2Н5)]4. Разработанный процесс АСО позволяет получать тонкие пленки ШжА11-хОу в широком диапазоне концентраций А1: 24-85 ат. % со структурой аморфного
твердого раствора. Электрофизические исследования позволили выявить оптимальный состав — Hfo,76Alo,24Oy, при котором диэлектрик характеризуется достаточно высокой диэлектрической проницаемостью fchigh-fc = 10,5 и низкими плотностями токов утечек 1,8 ■ 10-5 А/см2 при напряженности электрического поля E = 5МВ/см.
Термический отжиг Hfo,76Alo,24Oy диэлектрика приводит к увеличению толщины переходного слоя SiOx на границе раздела с кремнием, и, как следствие этого, к снижению приблизительно на порядок величины токов утечек и снижению (на ~ 30 %) эффективной диэлектрической проницаемости keff в структурах Hf0,76Al0,24Oy/Si.
Благодарности. Авторы выражают благодарность Митяеву А.С. за помощь в проведении РФА-исследований.
Работа выполнена в рамках реализации ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы по контракту № П923 с использованием оборудования Центра коллективного пользования МФТИ и НОЦ «Нанотехнологии» МФТИ.
Литература
1. Gusev E.P., Cabral C., Copel M., D’Emic C., Gribelyuk M. Ultrathin HfO2 films grown on silicon by atomic layer deposition for advance gate dielectric applications // Microelectron. Eng. —
2003. — V. 69, N 2-4. — P. 145-151.
2. Frank M., Kim S., Brown S.L., Bruley J., Copel M., Hopstaken M., Chudzik M, Narayanan V. Scaling the MOSFET gate dielectric: From high-k to higher-k? (Invited Paper) // Microelectronic Eng. — 2009. — V. 86, I. 7-9. — P. 1603-1608.
3. Robertson J. Interfaces and defects of high-k oxides on silicon // Solid-State Electron. — 2005. — V. 49. — P. 283-293.
4. Engstrom O., Raeissi B., Hall S., Buiu O., Lemme M.C., Gottlob H.D.B., Hurley P.K., Cherkaoui H. Navigation aids in the search for future high k dielectrics: physical and electrical trends // Solid-State Electron. — 2007. — V. 51. — P. 622.
5. Wilk G.D., Wallace R.M., Anthony J.M. High-к gate dielectrics: Current status and materials properties considerations // J. Appl. Phys. — 2001. — V. 89 — P. 5243-5276.
6. Hall S., Buiu O., Mitrovic I.Z., Lu Y., Davey W.M. Review and perspective of high-k dielectrics on silicon // J. of Telecomunications and Information Technology. — 2007. — V. 2 — P. 33-43.
7. Auciello O., Fan W., Kabius B., Saha S., Carlisle J.A., Chang R.P.H., Lopez C., Irene E.A., Baragiola R.A. Hybrid titanium-aluminum oxide layer as alternative high-k gate dielectric for the next generation of complementary metal-oxide-semiconductor devices // Appl. Phys. Lett. — 2005. — V. 86. — P. 042904-042906.
8. Shi L., Xia Y.D., Hu B., Yin J., Liu Z. G . Thermal stability and electrical properties of titanium-aluminum oxide ultrathin films as high-k gate dielectric materials // J. Appl. Phys. — 2007. — V. 101. — P. 034102-034105.
9. Kukli K., Ritala M., Leskela M., Sundqvist J., Oberbec L., Heitmann J., Schroder U., Aarik J., Aidla A. Influence of TiO2 incorporation in HfO2 and Al2O3 based capacitor dielectrics // Thin Solid Films. — 2007. — V. 515, N 16. — P. 6447-6451.
10. Driemeier C., Bastos K.P., Miotti L., Baumvola I.J.R., Nguyen N.V., Sayan S., and Krug C. Compositional stability of hafnium aluminates thin films deposited on Si by atomic layer deposition // Appl. Phys. Lett. — 2005. — V. 86 — P. 221911-1-3.
11. Mikhelashvili V., Eisenstein G. Electrical Properties of Al2O3 — HfTiO Gate Dielectric Stacks With Less Than 0.8 nm Equivalent Oxide Thickness // Thin solid films. — 2007. — V. 515. — P. 3704--3708.
12. Potter R.J., Marshall P.A., Chalker P.R., TaylorS., Jones A.C., Noakes T.C.Q., and Bailey P. Characterization of hafnium aluminate gate dielectrics deposited by liquid injection metalorganic chemical vapor deposition // Appl. Phys. Lett. — 2004. — V. 84, N 20. — P. 4119-4121.
13. Buiu O., Lu Y., Hall S., Mitrovic I.Z., Potter R.J., Chalker P.R. Investigation of optical and electronic properties of hafnium aluminate films deposited by metal-organic chemical vapour deposition // Thin Solid Films — 2007. — V. 515, N 7-8. — P. 3772-3778.
14. Mikhelashvili V., Brener R., Kreinin O., Shneider J., Eisenstein G . Characteristics of metal-insulator-semiconductor capacitors based on high-k HfAlO dielectric films obtained by low-temperature electron-beam gun evaporation // Appl. Phys. Lett. — 2004. — V. 85 — P. 5950-5952.
15. Cho M., Park H.B., Park J., Hwang C. S. Thermal annealing effects on the structural and electrical properties of HfO2/Al2O3 gate dielectric stacks grown by atomic layer deposition on Si substrate // J. Appl. Phys. — 2003. — V. 94, N 4. — P. 2563-2571.
16. Puurunen R.L. Surface chemistry of atomic layer deposition: A case study for the trimethylaluminum / Water process // J. Appl. Phys. — 2005. — V. 97. — P. 121301-121362.
17. Алехин А.П., Лапушкин Г.И., Маркеев А.М., Сигарев А.А., Токнова В.Ф. Атомнослоевое осаждение тонких пленок диоксида титана из тетраэтоксититана и воды // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. — 2010. — № 5. — С. 23--27.
18. Alekhin A.P., Chouprik A.A., Gudkova S.A., Markeev A.M., Lebedinskii Y.Y., Matveyev Y.A., Zenkevich A.V. Structural and electrical properties of TixAl1-xOy thin films grown by atomic layer deposition // J. Vac. Sci. Tech. B — 2011. — V. 29. — P. 01А302-1-6.
19. Ritala M, Leskela M, Niinisto L., Prohaska T., Friedbacher G., Grasserbauer M. Development of crystallinity and morphology in hafnium dioxide thin films grown by atomic layer epitaxy // Thin solid films. — 1994. — V. 250. — P. 72.
20. Kukli K., Ritala M, Sajavaara T., Keinonen J., Leskela M. Atomic layer deposition of hafnium dioxide films from hafnium tetrakis (ethylmethylamide) and water // Chem. Vap. Dep. — 2002. — V. 8. — P. 199-204.
21. Kukli K., Ritala M., Lu J., Harsta A, Leskela M. Properties of HfO2 Thin Films Grown by ALD from Hafnium tetrakis (ethylmethylamide) and water // Journal of the Electrochemical Society. —
2004. — V. 151 — P. F189-F193.
22. Yu H.Y., Li M.F., Kwong D.L. ALD (HfO2)x(Al2O3)1-x high-k gate dielectrics for advanced MOS devices application // Thin Solid Films. — 2004. — V. 462-463. — P. 110-113.
23. Windt D.L. IMD-Software for modelling the optical properties of multilayer films // Computers in Physics. — 1998. — V. 12. — P. 360-370.
24. Hochella M.F., Carim A.H. A reassessment of electron escape depths in silicon and thermally grown silicon dioxide thin films // Surf. Sci. — 1988. — V. 197, N 3. — P. L260-L268.
25. Vogel E.M., Ahmed K.Z., Hornung B., Henson W.K., Mc Larty P.K., Lucovsky G., Hauser J.R., Wortman J.J. Modeled tunnel currents for high dielectric constant dielectrics // IEEE Trans. Electron Devices. — 1998. — V. 45 — P. 1350-1355.
26. Torii K., Mitsuhashi R., Ohji H., Kawahara T., Kitajima H. Nitrogen profile engineering in the interfacial SiON in a HfAlO/SiON gate dielectric by NO re-oxidation // IEEE Trans. Electron Dev. — 2006. — V. 53, N 2. — P. 323-328.
Поступила в редакцию 30.08.2011.
