CC BY
19ОПТИЧЕСКИЕ ЯВЛЕНИЯ И УСТРОЙСТВА
OPTICAL PHENOMENA AND FACILITIES
ОПТИЧЕСКИЕ ЯВЛЕНИЯ И УСТРОЙСТВА
OPTICAL PHENOMENA AND FACILITIES
Статья поступила в редакцию 26.03.15. Ред. рег. № 2207
The article has entered in publishing office 26.03.15. Ed. reg. No. 2207
УДК 620.187.832.264.82
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СУБСТРУКТУРА СИЛИЦИДОВ, СИНТЕЗИРОВАННЫХ ИМПУЛЬСНОЙ ФОТОННОЙ ОБРАБОТКОЙ НЕКОГЕРЕНТНЫМ ИЗЛУЧЕНИЕМ (Обзор)
С. Б. Кущев
Воронежский государственный технический университет 394026 Воронеж, Московский пр., д. 14 Тел.: (8473)2467633, e-mail: kushev_sb@mail.ru
Заключение совета рецензентов: 29.03.15 Заключение совета экспертов: 02.04.15 Принято к публикации: 06.04.15
Представлен обзор работ, посвященных исследованию фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок силицидов, образующихся при импульсной фотонной обработке (ИФО) некогерентным светом ксеноновых ламп пленок Pt, Pd, Ni, Ti, Mo на монокристаллическом, поликристаллическом и аморфном кремнии и при вакуумной конденсации Pt, Pd, Ni, Ti, Mo на монокристаллический кремний. Показаны общие закономерности и особенности ориентированного фазообразования и субструктуры силицидов Pt, Pd, Ni, Ti, Mo при импульсной фотонной обработке некогерентным излучением ксеноновых ламп пленок металлов на кремнии.
Ключевые слова: импульсная фотонная обработка, пленки силицидов, платина, никель, молибден, титан, фазовый состав, элементный состав, структура, ориентация, термический отжиг, межфазные границы, дислокации несоответствия, решетка совпадающих узлов.
PHASE COMPOSITION AND SUBSTRUCTURE SILICIDE SYNTHESIZED IN PULSE PHOTON TREATMENT BY THE INCOHERENT RADIATION
S.B. Kushchev
Voronezh State Technical University 14 Moscow ave., Voronezh, 394026, Russia Tel.: (8473)2467633, e-mail: kushev_sb@mail.ru
Referred: 29.03.15 Expertise: 02.04.15 Accepted: 06.04.15
The review of studies on the phase and element composition, structure and orientation of the silicide films formed during the pulse photon-assisted treatment (PPT) by the incoherent light of xenon lamps of the films Pt, Pd, Ni, Ti, Mo on monocrystalline, polycrystalline and amorphous silicon and of the monocrystalline silicon during the vacuum condensation Pt, Pd, Ni, Ti, Mo on the substrate has been presented. The general regularities and features of the oriented phase formation and substructure Pt, Pd, Ni, Ti, Mo silicides during PPT by the xenon lamp incoherent radiation of the metal films on silicon have been shown.
Keywords: pulse photon-assisted treatment, films silicides, platinum, nickel, molybdenum, titanium, phase composition, elemental composition, structure, orientation, thermal annealing, substructure, interphase boundaries, misfit dislocation, lattice matching nodes.
№ 03 (167) Международный научный журнал
Сергей Борисович
Кущев Sergey B. Kushchev
Сведения об авторе: профессор, д-р физ.-мат. наук, заведующий лабораторией электронной микроскопии и электронографии кафедры физики твердого тела ВГТУ.
Образование: Воронежский политехнический институт по специальности «физика твердого тела» (1974).
Область научных интересов: материаловедение тонких пленок и наноструктур.
Публикации: 280.
Author information: Dr. Sc. (Phys.-Math.), Professor of the Department of Physics, head of the Laboratory of electron microscopy and electronography of the Department of Solid State Physics, Voronezh State Technical University (VSTU).
Education: Voronezh Polytechnic Institute (VPI), "The Solid State Physics" in 1974.
Main research interests: materials science of thin films and nanostructures.
Publications: 280.
Введение
Актуальность проблемы синтеза и субструктуры силицидов металлов сохраняется по ряду обстоятельств. В фундаментальном плане - в связи с ограниченным объемом сведений о субструктуре этого класса сравнительно сложных систем, о закономерностях сопряжения кристаллических решеток в гете-роструктурах кремний - силицид металла, об атомной структуре и дислокационной субструктуре границ зерен (ГЗ) в силицидах, межфазных границ (МГ). Для нанокристаллических материалов (а последующие исследования показали, что силициды большинства тугоплавких металлов имеют именно такую субструктуру) объемная доля внутренних поверхностей может быть велика. Проблему строения внутренних поверхностей раздела можно считать в основном решенной только в части ГЗ в металлах, кремнии, германии, представляющих частные случаи межкристаллитных границ. Что касается МГ, то на момент постановки настоящей работы (начало 80-х годов) была хорошо изучена дислокационная структура в эпитаксиальных гетероструктурах при параллельном сопряжении кристаллических решеток родственных материалов с малым размерным несоответствием параметров. Оставался открытым вопрос о пределах применимости зернограничных моделей описания субструктуры (модель решетки совпадающих узлов, зернограничных дислокаций и другие) к МГ в системах с большим структурным, размерным и ориентационным несоответствием.
В практическом плане - в связи с повышением степени интеграции изделий микроэлектроники: решение проблемы контактно-металлизационных систем связано с широким использованием силицидов переходных и тугоплавких металлов, которым свойственны высокая термическая и химическая стабильность, низкие значения удельного сопротивления, хорошая совместимость с базовой МОП и биполярной технологией, стойкость к электромиграции. Анализ работ показывает, что такие вопросы, как кинетика и механизм силицидообразования, последовательность образования фаз, электрофизические
и механические свойства силицидов, относительно хорошо изучены при твердофазном синтезе их классическими методами термообработки пленок металлов на кремнии. Дальнейшее увеличение степени интеграции СБИС невозможно без разработки новых технологий с применением методов отжига, позволяющих в результате уменьшения времени обработки свести к минимуму негативное диффузионное перераспределение примесей и легирующих добавок, уменьшить структурные нарушения. Уже первые эксперименты показали эффективность метода импульсной фотонной обработки (ИФО) пленок металлов на кремнии некогерентным излучением ксеноно-вых ламп, характеризую-щимся сплошным относительно равномерным спектром в диапазоне от 0,2 до 1,3 мкм. Поэтому вполне закономерной была постановка исследований фазового состава, ориентации и субструктуры образующихся при этом силицидов, определение оптимальных режимов их синтеза при ИФО.
Образование силицидов
и методы формирования силицидных пленок
К настоящему времени накоплен большой экспериментальный материал по получению, кристаллической структуре и свойствам силицидов различного состава, применению их при создании различных элементов современных СБИС. Исследования процессов формирования силицидов при взаимодействии металлов платиновой группы и тугоплавких металлов с кремнием хорошо представлены в работах Ю.Д. Чистякова, А.П. Достанко, А.Е. Гершинского [1-4]. Обширный материал обобщен в монографии [5]. Поэтому кратко представим примеры синтеза силицидов различными методами и общие закономерности процесса силицидообразования.
Образование силицидов при термическом отжиге происходит в результате твердофазной реакции, скорость протекания которой лимитируется самой медленной стадией. В [5] разделяют три основных стадии роста: образование зародышей; химическая реакция, протекающая на фазовых границах; стадия
№ 03 (167) Международный научный журнал
массопереноса, то есть диффузия атомов исходных компонентов через растущий слой силицида. Когда лимитирующей стадией является процесс зародыше-образования, силициды образуются скачком как острова или стержни однородного состава, простирающиеся перпендикулярно к поверхности через толщину исходной пленки, после чего происходит латеральный рост силицида от центра зарождения. Образование силицида в этом случае происходит в узкой температурной области. Атомы кремния являются доминирующей диффузионной компонентой, а атомы металла в этих силицидах относительно неподвижны. Такое поведение свойственно ряду силицидов: N1812, Тг81з, ЯЖ2, Ра81 [6, 7].
В том случае когда рост силицидов лимитируется реакцией на границах фаз, характерной особенностью является линейное увеличение толщины силицида во времени [8], при этом рост характеризуется относительно высокими значениями энергии активации (~ 3 эВ), высокими температурами начала роста. Как правило, в этом случае преимущественным диффузантом является кремний [2, 5, 8, 9] (Т1812, Т181, мо812).
Когда рост силицидов лимитируется массопере-носом (диффузией) атомов исходных материалов через образующиеся слои, толщина силицида увеличивается со временем по параболическому закону [2, 5]. В этом случае, как правило, преобладает диффузия металла.
В работе [10] высказано предположение о существовании промежуточной (аморфной) области между 81 и соединением, где 81 и промежуточные атомы смешаны. И хотя в работах [11, 12] методом прямого разрешения решетки наблюдался резкий переход от решетки Ра281 к решетке 81 и не обнаруживался промежуточный (аморфный) слой другой фазы, возможность существования такого слоя в процессе твердофазной реакции не исключается.
Обычно для силицидов переходных металлов выполняется общее правило: фаза, имеющая большее содержание металла, зарождается первой и при низких температурах, а при более высоких температурах следует фаза с большим содержанием кремния; кроме того, считается [13, 14], что вторая фаза начинает образовываться после полной реакции первой. Попытки предсказания первой фазы, образующейся в системах кремний - переходный металл, для которых на диаграммах бинарных фаз существует несколько соединений, были сделаны в работах [10, 15]. Зарождение зависит от начального состояния границы раздела, в частности, от наличия оксидов, примесей, дефектов подложки. Авторы [10, 15] постулируют, что граница раздела в этих системах при низкотемпературном отжиге (Тотж = 1/2Тв - температура эвтектики) состоит из металлического стекла (мембраны), концентрация которого близка к концентрации самой низкотемпературной эвтектики на бинарной фазовой диаграмме. Однако эти слои очень тонки (< 5 нм), существуют только в процессе силици-
дообразования и не могут быть однозначно идентифицированы ни с помощью электронной дифракции, ни спектроскопии. При повышении Тотж область границы раздела увеличивается в результате диффузии до тех пор, пока не превратится в полностью мета-стабильную, а затем формируется первая кристаллическая фаза. Сформулировано правило для начального сложного зарождения: первые сложные зародыши - это конгруэнтно плавящаяся фаза, близкая к низкотемпературной эвтектике в бинарной фазовой диаграмме.
На основании изложенных предположений были успешно предсказаны первые фазы, зарождающиеся на границе кремний - переходный металл, для Т1, V, Сг, Мп, Бе, Со, N1, №>, Мо, Ра, Щ Та, Яе, Я [10].
Для исследуемых в данной работе систем последовательность образования силицидных фаз при термическом отжиге пленок соответствующих металлов на кремнии является следующей:
для переходных металлов
81 + Рг ^ Рг281 ^ Р181, 81 + Ра ^ Ра281 ^ Ра81, 81 + N1 ^ N1281 ^ N181 ^ N1812;
для тугоплавких металлов 81+Т1 ^ Т1581з ^ Т181 ^ Т1812(С49) ^ Т1812(С54), 81 + Мо ^ Моз81 ^ Мо812(Г) ^ Мо812(Т).
Однако в некоторых случаях для силицидов переходных и тугоплавких металлов наблюдается одновременное существование двух фаз силицидов (например, Рг281 и Рг81) и пленки металла. Более того, при появлении второй фазы (Рг81) рост первой фазы (Рг281) прекращается [6, 16, 17]. В работах [13, 14, 18] сделана попытка объяснить одновременное существование нескольких фаз в пленках силицидов и не-прореагировавшей пленки металла присутствием примесей.
В работе [19] предлагается модель, позволяющая прогнозировать поведение примеси в процессе формирования силицидов, оценить влияние, которое может оказывать та или иная примесь на рост силицидов. Модель основана на сравнении величин элек-троотрицательностей элементов: чем больше разность электроотрицательностей элементов, тем больше вероятность образования их соединения. На основании этого прогнозируются следующие возможные варианты поведения примесей. Если наиболее вероятным является образование соединения между примесью и одним из компонентов системы Ме-81, то образующееся соединение встраивается в силицид, а примесь диффундирует в слой, с которым у нее больше разность электроотрицательностей. При этом процесс силицидообразования тормозится. Примером таких примесей служат N и О2, оказывающие негативное воздействие на рост силицидов.
№ 03 (167) Международный научный журнал
Если наиболее вероятным, исходя из значений элек-троотрицательностей, является образование соединения между Ме и Si, то примесь оттесняется фронтом растущего силицида. Одновременно она стабилизирует связи в комплексе Ме-Si, что может выражаться в уменьшении энергии активации процесса силицидообразования. Результаты, предсказываемые моделью, находятся в хорошем соответствии с имеющимися в настоящее время экспериментальными данными.
Из применяемых технологических газовых сред к наиболее воспроизводимым результатам при твердофазных превращениях в системах кремний - металл приводит термообработка в среде водорода и в вакууме.
Большинство исследований по кинетике силици-дообразования проведено на монокристаллических подложках Si ориентации (111) и (001), однако известны немногочисленные работы по силицидообра-зованию на a-Si и поли-Si [20, 21]. Анализируя полученные результаты, можно сделать следующие выводы: последовательность образования силицидов при термическом отжиге одинакова для обоих типов подложек; зависимость фазового роста силицидов от времени одинакова для обоих типов подложек; силициды имеют большую скорость роста на а-Si, чем на моно-Si.
Некоторые различия в кинетике образования силицидов на а-Si и моно-Si можно объяснить влиянием различных факторов. Силициды, сформированные на а-Si, имеют меньший размер зерен и, следовательно, повышенную концентрацию границ. Поэтому в случае, когда в процессе силицидообразо-вания преобладает диффузия по границам зерен, силицид быстрее растет на а-Si, чем на моно-Si. Положительная энергия образования а-Si (2,4 ккал/моль) увеличивает движущую силу (более отрицательная свободная энергия реакции) силицидообразования.
Фазовый состав, кристаллическая структура, субструктура, механические и электрические свойства определяются температурой, длительностью и средой обработки [5]. Длительная термообработка при повышенных температурах приводит также к диффузионному перераспределению уже сформированных />-и-переходов, возникновению дополнительных структурных дефектов, диффузии быстродиффунди-рующих примесей в объем кремниевой пластины. Наиболее изучен процесс формирования силицидов при термическом отжиге. Данные по формированию силицидов при конденсации металлов на подогреваемую подложку немногочисленны.
Начиная с 1980 г. для отжига полупроводниковых структур стали применять высокоэнергетические пучки, например, лазерные, электронные, ионные [22]. В этих случаях термообработка продолжается в течение очень короткого времени, локализована в поверхностном слое и могут быть достигнуты очень высокие температуры, достаточные для образования силицидов.
Преимущество лазерного отжига по сравнению с отжигом в вакуумной печи заключается в более коротком времени процесса и возможности в ряде случаев производить отжиг на воздухе. При синтезе силицидов переходных металлов с помощью излучения лазера (как импульсного, так и непрерывного действия) происходит быстрое расплавление тонкого приповерхностного слоя с последующей его кристаллизацией [23, 24]. При отжиге импульсным лазером диффузия не является лимитирующей стадией образования слоев.
При импульсной термообработке в твердой фазе (тимп. > 10-5 с) перспективным считается режим, использующий обработку длительностью от единиц до десятков секунд. В этом режиме не возникают большие градиенты температур по толщине образца, приводящие к возникновению термоустойчивых комплексов точечных и линейных дефектов, улучшается воспроизводимость и качество термообработки. Этот режим термообработки активно реализуется с использованием в качестве энергоносителя интенсивных электронных пучков и потоков некогерентного света.
В работах [2, 25] показано, что сканирующий непрерывный электронный луч может быть использован при твердофазном эпитаксиальном росте силицидов. В зависимости от параметров электронного луча Р/г (Р - мощность, г - радиус луча) могут быть получены силициды разного состава. Кристаллическое качество пленок незначительно зависит от условий отжига в интервале энергий 0,55-1,73 кВтсм-1 и несколько хуже, чем у отожженных термически [25]. Пленки силицидов, полученные с помощью электронного луча, имеют пластинчатую структуру поверхности, вытянутую вдоль направления сканирования. Авторы работы [25] предполагают, что рост силицидов происходит путем твердофазной диффузии. В результате могут быть получены гомогенные слои большой площади.
Один из способов базируется на имплантации ионов инертных газов, например Аг+, Кг+, Хе+, в структуре монокристалл кремния - пленка металла. Энергия ионов обычно лежит в диапазоне 200-300 кэВ, а область доз - от 41014 до 61015 см-2. При ионном облучении наблюдаются следующие особенности формирования силицидов [8, 26-29]: при облучении образуются те же силициды, что и при термическом отжиге, в частности, №281, Р1281, Нйц существенный рост силицида имеет место тогда, когда энергия ионов была достаточной для пересечения ими границы раздела металл-полупроводник [26, 29]; при неизменной дозе облучения не происходит уменьшения толщины силицида с уменьшением плотности тока; с увеличением дозы толщина силицида увеличивается либо как корень квадратный [26], либо линейно [29]; более тяжелые ионы дают в результате большую толщину силицида [26]; при разнице масс металлов до 10% образование силицида происходит раньше у
№ 03 (167) Международный научный журнал
того металла, у которого температура образования силицида при термическом отжиге ниже; облучение, производимое при более высокой температуре подложки, дает большую толщину пленки.
Оригинальная методика получения силицидов переходных металлов описана в [30]. Галоиды металлов наносились на поверхность кремниевых подложек при центрифугировании, затем проводилась ионная бомбардировка ионами криптона при комнатной температуре. Энергия ионов составляла 50550 эВ при дозах 51014-1016 ионсм-2. В ходе ионной бомбардировки имел место процесс типа реактивного ионно-лучевого перемешивания, включающий диффузию трех компонентов: металла, кремния, хлора, причем большая часть фракций покидала образец при бомбардировке. Стехиометрия силицида зависела от дозы. Изменяя дозу от 21015 до 61015 ионсм-2, можно было получать сплавы с соотношением 81 к Рг (81 к Ра) от 2 до 20.
Один из наиболее перспективных методов активации реакции образования силицидов - импульсная фотонная обработка некогерентным излучением при длительностях светового импульса от десятых долей до десятков секунд (режим теплового баланса [5]). Этот вид импульсной обработки позволяет обрабатывать всю площадь 81 платины по сравнению с лазерной обработкой. Формирование силицидов импульсной фотонной обработкой проводят, как правило, в условиях высокого вакуума системой галогенных ламп (инфракрасная область излучения) с плотностью мощности 10-20 Вт/см и длительностью 5-30 с [31, 32]. Толщина формирующегося слоя силицида с увеличением длительности обработки и температуры возрастает по параболическому закону, что указывает на ограничение скорости роста процессами взаимной диффузии. Методом рентгеност-руктурного анализа установлено, что в результате импульсной обработки потоком некогерентного света возможно получение однофазных силицидов переходных металлов.
Вследствие малой растворимости примесей (кислорода, углерода) в растущем слое при импульсной обработке происходит оттеснение их к поверхности, в результате чего около нее формируется переходная область толщиной ~10 нм со сложным профилем распределения кремния, металла, кислорода и углерода [33].
Методы быстрого термического отжига отличаются высокой производительностью, технологичностью и воспроизводимостью результатов. При этом твердофазная реакция локализуется в приповерхностном слое подложки, не затрагивая основного объема, где располагаются активные области. Быстрота процесса сводит к минимуму влияние окружающей среды. В то же время при проведении подобных процессов резко возрастает влияние таких факторов, как структура и ориентация подложки и наносимой пленки, состав и содержание примесей в исходных
слоях и на границе раздела, способных блокировать реакцию. Несмотря на то, что принципиальная возможность формирования силицидов методом импульсной фотонной обработки некогерентным излучением была показана в 1983 г. [22], вопрос этот продолжает оставаться малоизученным. Особенно это касалось исследований закономерностей формирования силицидов при ИФО ксеноновыми лампами (широкий диапазон излучения от инфракрасной до ультрафиолетовой области) систем кремний - металл, хотя этот метод имеет ряд преимуществ. Благодаря малой длительности светового импульса (0,1-10 с) при ИФО не происходят нежелательные диффузионные процессы в сформированных слоях, образование и рост структурных нарушений, а также диффузия быстродиффундирующих атомов нежелательных примесей, имеющихся в нанесенном слое металла, в объеме полупроводника.
Ниже представлены результаты исследований фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок систем Si-Pt, Si-Pd, Si-Ni, Si-Ti, Si-Mo [34-53], выполненных нами с целью установления общих закономерностей формирования силицидов при ИФО некогерентным излучением ксеноновых ламп. Проведено сопоставление структуры пленок силицидов, полученных при термическом отжиге и вакуумной конденсации пленок данной группы металлов на поверхности монокристаллического, поликристаллического и аморфного кремния и определены условия получения однофазных пленок силицидов с наименьшим удельным сопротивлением при данных видах обработки.
Способы получения пленочных гетероструктур
Si - силицид металла и методы исследования
Методы и условия, использованные при выращивании пленок металлов Pt, Pd, Ni, Ti и Mo для формирования силицидов, приведены в табл. 1.
При формировании пленок силицидов в качестве исходных подложек использовали пластины монокристаллического кремния марки КЭФ 0,3 (111) и КЭФ 0,2 (100). При термическом и электроннолучевом испарении перед напылением поверхность пластин Si очищали химическим травлением в растворе HF. При электронно-лучевом испарении пленок Мо и термическом испарении пленок Ti, кроме того, непосредственно перед нанесением металла Si прогревали при ТП = 1270 К в течение 2-10 мин. При магнетронном и ионно-плазменном распылении поверхность подложек перед нанесением металла также освежали в буферном травителе состава HF:H2O = = 1:10, и непосредственно в камере перед нанесением пленок металлов поверхность подложки подвергали ионно-плазменному травлению пучком ионов аргона. В работе использовалась также ювенильная поверхность кремния, которая создавалась непосредственно перед нанесением металла сколом в вакууме кремниевых столбиков.
№ 03 (167) Международный научный журнал
Таблица 1
Условия выращивания пленок металлов на кремнии для формирования пленок силицидов
Table 1
Terms of growing metal films on silicon to form silicide films
Металл Метод распыления (нанесения) Тп, К юК, нм/с Вакуум, 10-4 Па
Au Термическое испарение 293-573 1-5 20-60
Pt Ионно-плазменное 450 0,1 7, (600)
Pt Магнетронное 470 0,4 7, (6700)
Pt Термическое испарение 290-1120 через 100 60 20
Pt** - " - 300 - " - - " -
Pd Ионно-плазменное 450 0,1 7, (600)
Pd Магнетронное 470 0,4 7, (6700)
Pd** - " - 290, 490 - " - - " -
Pd Термическое испарение 290-1120 через 100 70 20
Ni Ионно-плазменное 450 0,1 7, (600)
Ni Термическое испарение 290-1120 через 100 70 2*
Ti Магнетронное 450-500 0,1 0,8* (7000)
Ti Электроннолучевое 300, 570, 770, 820, 970, 1070, 1170, 1270, 1370 2,5 40
** Ti Термическое испарение 700 0,130 210-4*
Mo Электроннолучевое 300, 500, 800, 1150 4-8 5
Mo** - " - - " - - " - - " -
Mo - " - 570, 770, 970, 1170 1-1,2 50
Mo Магнетронное 450-500 0,5 5, (6000)
безмасляные средства откачки; в скобках указано рабочее давление; ювенильная поверхность
Для изучения возможности стимулирования процесса силицидообразования при ИФО часть исходных гетероструктур системы подвергалась предварительной ионной обработке ионами аргона при следующих режимах: Е = 90 кэВ, Б = 300 мкКлсм-2; Е = 90 кэВ, Б = 500 мкКл см-2; Е = 90 кэВ, Б = 1000 мкКлсм-2. С целью исследования влияния легирующих добавок в поли-81 на процесс формирования силицидов Т часть образцов подвергали ионному легированию следующими элементами: В (энергия Е = 35 кэВ, доза Б = 60 мкКл см-2), Р (энергия
Е = 100 кэВ, доза D = 300 мкКл см-), As (энергия Е = 100 кэВ, доза D = 2000 мкКлсм-2).
Синтез силицидов проводили тремя способами: ИФО, вакуумная конденсация на подогреваемые подложки Si, термическиий отжиг (ТО) в различных средах. ИФО проводили излучением ксеноновых ламп в установках УОЛ.П-1 и УНЛ.А-1. На основании проведенных расчетов плотности энергии, поглощаемой пластиной Si в условиях теплового баланса, были выбраны оптимальные размеры реакторов, мощность и расположение ксеноновых ламп в реакторе по отношению к пластине Si. Установки позволили проводить ИФО на воздухе и в вакууме при длительности светового импульса от 0,1 до 2 с (плотность энергии светового импульса ЕИ от 2 до 40 Джсм-2 при постоянной мощности). Проведенная оценка температурных полей, возникающих в гете-роструктурах при ИФО для системы Ti-Si1, показала, что при выбранных режимах обработки для всех внутренних точек рассматриваемой структуры в каждый момент времени температуры не различались более чем на 1 К.
Для оценки результатов, полученных в ходе ИФО пленок металлов на моно-Si, а-Si и поли-Si, было проведено их сравнение с данными по термическому отжигу тех же исходных гетероструктур в диффузионной печи в среде водорода2 при температуре Т^ = 780 К. Кроме того, термообработку проводили также по самосовмещенной технологии: отжиг при Тотж = 780 К в водороде (30 мин), а затем в кислороде (20 мин).
Для исследования в электронном микроскопе на просвет образцы готовили по трем методикам: химическая полировка, ионное распыление на установках I0NTECH-700, "DioMillTM-600" и химическое травление слоя оксида под слоем силицида.
Фазовый состав, структуру и ориентацию образующихся слоев исследовали на электронографе ЭГ-100М, электронных микроскопах ЭМВ-100 Л, ЭМВ-100 АК, ПРЭМ-200 и Philips 420 ST EM.
Анализ элементного состава образцов по толщине проведен3 методом оже-электронной спектроскопии (ОЭС) с послойным травлением ионами аргона на установке PHI-551.
Анализ ориентационных соотношений и субструктуры межфазных границ силицид - кремний с позиций кристаллогеометрических критериев и теории О-решетки проведен методом машинного моде-лирования4.
1Автор благодарит В.Н. Санина за помощь в проведении оценки температурных полей, возникающих в гетероструктурах при импульсной фотонной обработке.
2Использовали технологический (магистральный) Н2 с точкой росы 203 К.
3Автор благодарит В.И. Рубцова за помощь в проведении анализа элементного состава.
4Автор благодарит А.В. Бугакова за помощь в проведении анализа ориентационных соотношений и субструктуры межфазных границ методом машинного моделирования.
№ 03 (167) Международный научный журнал
Измерения электрических параметров (поверхностное сопротивление, контактное сопротивление к п- и />-81, вольт-амперные характеристики диодов Шоттки) проводили по стандартным методикам: ^ пленок металлов и силицидов - четырехзондовым методом на цифровом измерителе удельного сопротивления (ЦИУС) с погрешностью 0,5% при токах измерения 1 и 10 мкА; переходное сопротивление контакта - двухзондовым методом с помощью цифрового универсального прибора (ЦУИП) с погрешностью, не превышающей 0,5%.
Измерение напряжения прямой ветви вольт-ампер-ных характеристик диодов Шоттки проводили для микросхем с системой металлизации на основе Р181/Т^/А1-81 (площадь выпрямляющего контакта без «охранного кольца» в тестовой полосе составляет -140 мкм2, а с «охранным кольцом» -1250 мкм2) на ЦУИП при фиксированных значениях токов. Значения тока утечки обратной ветви ВАХ диода Шоттки измеряли на измерителе типа Л2-56 в режиме «утечка».
Зависимость элементного и фазового состава, структуры и удельного сопротивления пленок силицидов от режимов обработки пленок металлов на кремнии
В данном разделе представлены результаты наших исследований фазового и элементного состава, структуры и ориентации пленок систем Si-Pt, Si-Pd, Si-Ni, Si-Ti, Si-Mo [34-51].
Фазовый и элементный состав силицидов В табл. 2 приведены данные о фазовом составе слоев для различных режимов и условий импульсной фотонной обработки излучением ксеноновых ламп.
Рис. 1. Электронограммы пленок Pt на (111)Si, прошедших ИФО на воздухе при ЕИ = 25 Дж/см2 (а)
и в среде водорода при Т = 780 К (b) Fig. 1. The electron diffraction patterns of the Pt films on (111 )Si exposed PPT on air at Еи = 25 J/ст2 (a) and in a hydrogen atmosphere at T = 780 K (b)
На рис. 1 приведены электронограммы образцов (111)81-Р1, прошедших ИФО при ЕИ = 25 Джсм-2 ( = 1,25 с) и ТО в среде водорода при Т = 780 К [3436]. В обоих случаях образуется одна конечная фаза Р181; при ИФО структура пленок Р181 более дисперсная при меньшей доле ориентированных зерен, что объясняется высокой скоростью процесса. Распределение элементов по толщине силицида (рис. 2) показывает его достаточную однородность и хорошее соответствие фазовому составу; концентрационный переход на границе силицид - кремний более четкий, чем при ТО. Образованию на поверхности силицида Р181 слоя 8102 при ИФО способствует образование озона в реакционной камере.
Рис. 2. Профили концентраций для пленок Si-Ti, прошедших ИФО на воздухе при ЕИ = 25 Дж/см2 Fig. 2. The concentration profiles for Si-Ti films exposed PPT in air at ЕИ = 25 J/ст2
Результаты систематических исследований фазового состава, структуры и субструктуры пленок силицидов Р1, Ра, N1, Т1, Мо показывают, что при соответствующих величинах плотности потока энергии образование конечной фазы силицида завершается за время 1-2 с, в то время как при обычном термическом отжиге в водороде формирование однофазной пленки силицидов происходит в течение 20-30 мин. Высокие скорости процесса позволяют формировать конечные фазы силицидов благородных металлов (Р1, Ра) при ИФО в атмосфере воздуха (см. табл. 2).
Установлено, что последовательность образования силицидных фаз при ИФО и конденсации в вакууме на подогреваемую подложку та же, что и при ТО пленок металлов, сконденсированных при комнатной температуре [36-42, 49, 51]; определены пороговые значения плотности энергии для образования однофазных силицидов. Для всех систем показана возможность формирования однофазной пленки, состоящей из конечной фазы силицида.
Процесс формирования силицидов (Р1, N1) на поверхности (111)81 происходит при меньших ЕИ по сравнению с поверхностью (001)81 (см. табл. 2). Эта закономерность, наблюдаемая и при формировании
№ 03 (167) Международный научный журнал
силицидов методом вакуумной конденсации металлов на нагретые подложки, очевидно, связана с более толстым слоем собственного оксида на поверхности (001)81. Замедление кинетики твердофазных реакций в системе металл-кремний в результате образования
собственного оксида на поверхности 81 происходит по двум причинам: собственный оксид является диффузионным барьером; диссоциация оксида увеличивает содержание кислорода в пленке металла.
Таблица 2
Условия формирования и фазовый состав слоев, образующихся при ИФО [51]
Table 2
Conditions of formation and phase composition of the layers formed in the PPT [51]
Система Среда обработки Фазовый состав для значений ЕИ, Джсм-2
2 4 б s 10 12 14 1б 18 20 22 24 2б 28 30 32 34 3б
(001)8Ш* Воздух Pt Pt2Si + PtSi PtSi
(111)81-Р* Pt 1 Pt + PtSi 1 PtSi
(111)81-Р* Вакуум Pt 1 Pt+ PtSi 1 PtSi -
(111)81-8102 - поли-81-И Воздух Pt Pt + Pt2Si Pt + Pt2Si + PtSi -
(111)81-8Ю2- поли-81-И Pt Pt + Pt2Si Pt +Pt2Si + PtSi Pt + PtSi -
(Ш)81- „ поли-81-И Вакуум Pt Pt + Pt2Si + PtSi Pt + PtSi -
(111)81-8Ю2- поли-81-И Pt Pt + Pt2Si + PtSi Pt + PtSi -
(111)81-8Ю2-а-81-РГ PtSi
(001)81-ра** Воздух Pd Pd2Si Pd2Si+Pd0 Pd2Si+PdSi+Pd0
(111)81-ра** Pd Pd2Si Pd2Si+Pd0 Pd2Si+PdSi+Pd0
(111)81-ра** Вакуум - 1 Pd2Si 1 -
(111)81-ра** Облучение Лг Воздух Pd Pd2Si -
(111)81-8Ю2-а-81**^** без перемешивания слоев Вакуум Pd Pd+ Pd2Si Pd2Si -
(111)81-8Ю2-а-813^** перемешивание слоев Вакуум Pd+ Pd2Si Pd2Si -
(111)81-8Ю2-а-81^** Pd Pd + Pd2Si Pd2Si -
(111)81-М11 Ni Ni2Si(S)+ Ni2Si(e) + NiSi2 NiSi2 -
(001)81-№* Ni Ni2SQi(S)tN¿2Si(e) NiSi2 +NiSi + NiSi2 2 -
(111)81-ТГ ХТ Вакуум - Ti Ti5Si3+TiSi2(C49) TiSi2(C54)+ + Ti0X+TiC Ti0X+TiC -
(111)81-ТГ ХТ+ИХТ - Ti TiSi2(C54)+Ti0X+TiC -
(111)81-8Ю2-а-81-Т1** - Ti Ti5Si3+TiSi2 (C49)+Ti0X+ +TiC TiSi2(C54) +Ti0X+ +TiC -
(111)81-Мо** Вакуум - Mo+ Mo3Si MoSi2 * MoSi2*+ MoSi2** MoSi2** -
(111)81-8Ю2 - а-81-Мо** - Mo+ Mo ,, Mo3Si MoSi2*+ MoSi2** MoSi2** -
*— ионно-плазменное распыление Ме; ** - магнетронное распыление Ме; Мо812* - гексагональная решетка; Мо812** - тетрагональная решетка; ХТ, ИХТ - подготовка поверхности 81 химическим и ионно-химическим травлением.
№ 03 (167) Международный научный журнал
Как и в случае ТО, реакции силицидообразования предшествует диффузия некоторого количества 81 в объем металла или металла в объем кремния в зависимости от системы. Об этом свидетельствует характерная зависимость удельного сопротивления обработанных пленок от ЕИ (рис. 3). Сопоставление с данными фазового анализа слоев для различных значений ЕИ показывает, что увеличение ^ отвечает образованию твердого раствора. Высокая дисперсность пленок металлов (размер зерен составляет десятки нанометров) и локализация энергии импульса в слое способствуют быстрому распределению 81 по толщине слоя.
Rs, Ом/а 20-
10 20
£ Eiv fW™2
ф
Рис. 3. Зависимость поверхностного сопротивления RS от ЕИ при ИФО в вакууме пленок Pt (1), Pd (2), Ni (3) на (111)Si Fig. 3. The dependence of surface resistance RS versus ЕИ of PPT in vacuum of the Pt (1), Pd (2), Ni (3) films on the (111 )Si
yt
Снижение RS с увеличением ЕИ происходит с началом образования конечной фазы силицида, и наименьшее значение RS соответствует завершению этого процесса. Характер зависимости RS от ЕИ для пленок на моно-Si, поли-Si и а-Si одинаков, а установленная хорошая корреляция RS с фазовым составом позволяет использовать ее при отработке оптимальных режимов формирования пленок силицидов.
На примере системы Si-Pd показано, что процесс силицидообразования при ИФО может быть стимулирован предварительной ионной обработкой исходной гетероструктуры (см. табл. 2). Эффект достигается в результате перемешивания атомов кремния и металла и проявляется в снижении пороговых значений ЕИ.
Примесные элементы (С, О) или примесные фазы, как, например, ТЮХ, TiC, отторгаются в приповерхностную область образующегося силицидного слоя (рис. 4) [50].
Атомная концентрация, %
a
Рис. 4. Профили концентрации (a) и ПЭМ изображение (b)
для пленок TiSi2(C54) на моно-Si Fig. 4. The concentration profiles (a) and "cross section" TEM micrograph (b) for films TiSi2 (C54) on mono-Si
f
Установлено, что при ИФО пленок металла на а-Si началу процесса силицидообразования предшествует кристаллизация аморфного кремния. Таким образом, реакция происходит в системе металл - поли-Si. Начало образования силицидных фаз на поли-Si всегда происходило при больших значениях ЕИ, чем на моно-Si. Задержке процесса способствуют как возможный более толстый слой естественного оксида на поли-Si, так и сегрегация примесных атомов на границах зерен: фоновый уровень кислорода по толщине, например, в системе Ti - моно-Si ниже, чем в системе Ti - поли-Si.
В системах Ni-Si и Ti-Si при значениях ЕИ, не обеспечивающих образования пленок однофазного силицида, наблюдается слоистое распределение си-лицидных фаз (рис. 5) [50].
№ 03 (167) Международный научный журнал
Рис. 5. а, b - ПЭМ изображение гетероструктуры (111)Si-TiSi2(C49) - Ti5Si3-(TiC+TiOx); фрагменты электроно-грамм (на просвет) всей гетероструктуры (с), после ионного распыления поверхности в течение 10 (d) и 15 мин (е)
Fig. 5. a, b - "cross section" TEM micrograph of the (111 )Si-TiSi2(C49) - Ti5Si3-(TiC+TiOx) heterostructure; the electron diffraction fragments of the heterostructure (c), after surface sputtering for 10 (d) and 15 min (e)
Структура силицидов Пленки Р181 имеют нанокристаллическую субструктуру, обусловленную зарождением силицида в 3 эквивалентных позициях в соответствии с ориента-ционным соотношением (1). Размер зерен при пороговом значении ЕИ образования конечной фазы составлял 13-15 нм, при больших ЕИ происходила коагуляция пленок с образованием микропор.
Дисперсность даже хорошо ориентированных пленок Ра281 на (111)81 закладывается вероятностью двухориентационного зарождения, поскольку ориен-тационное соотношение (1) описывает и двойниковую (180°) позицию, а также избыточным содержанием кремния в силициде, сегрегирующим в первую очередь на межзеренных границах.
Высокой дисперсности (15-20 нм) пленок Ра281 на (001)81 способствует двухориентационное зарождение силицида в ориентационном соотношении (2), характерное для сопряжения фаз плоскостями разной симметрии. Если при конденсации N1 на (111)81 при ТП = 1020 К образуются монокристаллические плен-
ки №812 параллельной ориентации, то при ИФО пленки имеют крупноблочную поликристаллическую структуру со средним размером зерен 500 нм, что объясняется высокой скоростью процесса. Для №812 на (001)81 зерна имеют произвольную ориентацию. При ЕИ > 20 Джсм-2, независимо от ориентации кремния, происходило образование крупноблочной структуры с зернограничными порами.
Субструктура пленок Т1812(С49) характеризуется высокой плотностью дефектов упаковки (до -2108 м-1) по плоскостям (010). Средний размер зерен Т1812(С49) составляет около 0,2 мкм. Для Т1812(С54) основные типы внутрикристаллитных дефектов в зернах - индивидуальные дислокации и двойниковые прослойки, которые отвечают ориентационному соотношению (19) в кристаллитах ориентации (18), разориентиро-ванных на угол 60° вокруг оси [001] относительно матричной решетки. Размер кристаллитов ориентации (18)-(20), (22) составляет 3-5 мкм.
Двухфазные пленки MoSi2(r)+MoSi2(T) имели поликристаллическую структуру со средним размером зерен 35-45 нм, однофазные MoSi2(T) - около 0,2 мкм. Отличительная особенность структуры пленок MoSi2(T) - неоднородность, и практически все зерна - сдвойникованные образования.
Структура пленок конечных силицидов систем Si-Pt, Si-Pd, Si-Mo, полученных методом ИФО, в отличие от пленок, сформированных термообработкой в Н2, была более дисперсной, что отражает сильную неравновесность процесса силицидообра-зования при ИФО.
Последовательность образования силицидных фаз и их ориентационные соотношения с кристаллической решеткой Si при конденсации пленок Pt, Pd, Ni на (111) и Ti, Мо на подогреваемые подложки (001) и (111)Si те же, что и при термическом отжиге пленок металлов, сконденсированных на не-подогреваемые кристаллы. На примере систем Si-Pd и Si-Mo показано, что эффект ювенильной поверхности проявляется в снижении температуры образования силицидов Pd2Si и МоSi2(T), соответственно, на 100 и 350 К [52].
По литературным данным встречаются противоречивые сведения о поведении Pt, Pd, Ni, Ti и Mo на SiO2 при термическом отжиге. С учетом этого, а также значения системы в формировании омических контактов и диодов Шоттки на основе силицидов по самосовмещенной технологии представляло практический интерес исследование влияния ИФО на структуру пленок металлов на оксиде кремния. Установлено, что в исследуемой области ЕИ для Pt, Ni и Mo не обнаружено взаимодействия с SiO2 с образованием кристаллических силицидных фаз; происходит лишь увеличение среднего размера зерен пленок. Для Ti и Pd наблюдалось образование низших силицидов, что свидетельствует о частичном восстановлении оксида кремния и реакции освободившегося Si с данными металлами. Общая закономерность - рост размера зерен металла с увеличением ЕИ.
Ориентационные соотношения и структура межфазных границ в системах кремний - силициды металлов
Полученные нами ранее данные об общих закономерностях сопряжения кристаллических решеток и субструктуры межфазных границ в различных системах подложка - конденсированная пленка [53-64] позволили подойти к рассмотрению ориентационных соотношений, характера сопряжения и дислокационной структуры межфазных границ в системах кремний - силицид металла, полученных в результате твердофазного взаимодействия пленок металлов (Pt, Pd, Ni, Ti, Mo) с кремнием и различающихся степенью размерного и ориентационного несоответствия.
Установлено, что для исследованной группы силицидов Pt, Pd, Ni и Ti характерны следующие ори-ентационные соотношения:
(1) (2)
(3)
(4)
(5)
(6)
система Si-Pt
(010), [001] PtSi II (111),<110>Si,
(110), [001] PtSi II (001), <110>Si,
(121), PtSi II (001)Si; система Si-Pd
(00.1), [10.0] Pd2Si II (111), [110] и [1l0]Si, (00.1), [10.0] Pd2Si II (001), <110>Si, (01.0), [00.1] Pd2Si II (001), [T2l0]Si; система Si-Ni
(111), [110] NiSi2 II (111), [110] и [110]Si, (7)
(112), [110] NiSi2 II (111), <110>Si, (8) (001), [110] NiSi2 II (001), [110]Si, (9) (112), [110] NiSi2 II (001), [110] и [110] Si; (10)
система Si-Ti
(150), [001] TiSi2(C49) II (111), [110]Si ±150, (11)
(021), [112] TiSi2(C49) II (111), [110]Si, (12) (010), [001] TiSi2(C49) II (111), [110]Si ±150 1,(13)
(010), [001] TiSi2(C49) II (001), [110]Si, (14)
(150), [001] TiSi2(C49) II (001), [110]Si, (15)
(150), [001] TiSi2(C49) II (111), [110]Si, (16)
(021), [100] TiSi2(C49) II (111), [110]Si, (17)
(110), [3 3 4] TiSi2(C54) II (111), [11 2]Si, (18)
(100), [032]TiSi2(C54) II (111), [11 2]Si, (19) (310), [13 4]TiSi2(C54) II (111), [U0]Si, (20) (310), [001] TiSi2(C54) II (111), [110]Si, (21)
(101), [121] TiSi2(C54) II (111), [110]Si; (22) система Si-Mo
(001), [210] MoSi2(r) II (001), [110]Si2,
(122), [210] MoSi2(r) II (001), [110]Si, (128), [210] MoSi2(r) II (001), [110]Si, (114), [110] MoSi2(r) II (001), [110]Si, (001), [210] MoSi2(T) II (111), [110]Si,
(23)
(24)
(25)
(26) (27)
'Вследствие того, что базоцентрированная орторомбическая решетка Т1812(С49) близка к тетрагональной, межплоскостные расстояния ^00 и ^02 практически не различимы (0,17725 и 0,1775 нм). 2Индексация проведена в индексах Миллера.
№ 03 (167) Международный научный журнал
(1 24), [210] Мо812(Г) II (111), [1 1 0]81, (28)
(128), [210] Мо812(Г) II (111), [110]81; (29)
(010), [100] Мо812(Т) II (001), [110]81, (30)
(016), [100] Мо812(Т) II (001), [110]81, (31)
(001), [100] Мо812(Т) II (001), [110]81. (32)
Ориентационные соотношения (18), (19), (20) для системы 81-Т1 выявлены впервые.
Показано, что множественность закономерных ориентационных соотношений для всех систем3 исключает в принципе возможность формирования монокристаллических пленок силицидов.
Ориентация силицидов, синтезированных методом ИФО, выражена слабее, чем при вакуумной конденсации на горячую подложку, что связано с кинетикой процесса силицидообразования: большие скорости процесса силицидообразования в первом случае допускают образование новой фазы в широком спектре ориентаций. Множественность эквивалентных азимутальных ориентаций для каждого из ориентационных соотношений обусловливает высокую дисперсность даже эпитаксиального силицида, что затрудняет исследование субструктуры межфазной границы (МГ).
Исследования дислокационной структуры межфазной границы силицидов проводили в системах (111)81-(010)И81, (111)81-(0.01)Ра281; (111)81-(111)N18l2 [65-68].
дислокационную сетку МГ. Для точных взаимных ориентировок между 81 и Р181, хорошо определяемых из периода муара в пределах зерен силицида методами теории О-решетки, рассчитана ожидаемая дислокационная структура МГ. Хорошее соответствие экспериментально наблюдаемой структуры МГ отвечает ромбической сетке ДН с вектором Бюргерса 1/2<110> в решетке 81. Эти результаты свидетельствуют о том, что в рассматриваемой системе, характеризующейся относительно большим размерным и структурным несоответствием, реализуется частично когерентное сопряжение на МГ.
Для системы (111)81-Ра281 в большей части субзерен выявляется периодический контраст с периодом около 17,5 нм, который интерпретирован как сетка дислокаций несоответствия на МГ (0001)Ра281-(111)81 с вектором Бюргерса типа 1/2<110> (в координатах кристаллической решетки 81). Анализ сопряжения 81 и Ра281 в соответствии с ориентацион-ным соотношением (4) показал, что при сопряжении (111)81 с (00.1)Ра281 образуется решетка совпадающих узлов (РСУ) (рис. 7, а) с базисными векторами А! и А2 (рис. 7, Ь) типа <11 2 > в решетке 81 (1/2 <2 1 .0> в решетке Ра281). Базисные векторы полной решетки наложения (ПРН) 1/2<И0> 81 (1/4 <2Т.0> в Ра281), трансляция на которые сохраняет РСУ, - это векторы Бюргерса ДН. ДН не краевые, поскольку дислокационная структура МГ задается релаксацией наиболее плотных сопрягающихся через МГ плоскостей обеих решеток {112} и {12 .0}, а вектор Бюргер-са регламентирован минимальными векторами ПРН. Расстояние между сегментами дислокаций каждого семейства будет составлять Рд = |Ьк|//0 = 18 нм
(Ьк = 1/4 [2 1 .0]). Тот факт, что межфазные дислокации не выявлялись в случае нанокристаллического силицида, можно объяснить соизмеримостью ожидаемого периода ДН и размера зерен силицида.
Рис. 6. Светлопольное ПЭМ изображение гетероструктуры PtSi-(111)Si, полученной конденсацией Pt на (111 )Si в сверхвысоком вакууме при ГП = 770 К; М-i, М2 - полосы муара, ДНгДН4 - дислокации несоответствия Fig. 6. TEM bright field micrograph of the PtSi-(111)Si heterostructure, obtained by condensation of a Pt in (111)Si an ultrahigh vacuum at ГП = 770 K; Mi, M2 - Moare fringers, DM1-DM2 - misfit dislocation
В пределах отдельных кристаллитов системы 81-Р181 наряду с муаром смешанного типа, возникающим в результате двойной дифракции на плоскостях (002) Рг81 и (220) 81 (период от 2,42 до 2,87 нм), наблюдаются системы полос с периодом от 2,25 до 3,73 нм (рис. 6, зерно А ДН и ДН2), которые образуют
[21.0] PdjSi
[110] Si
J • u *
0,665 hm
b
3Для Pd2Si и NiSi2 на (111)Si это обусловлено двойниковой (180-градусной) разориентацией.
Рис. 7. Схема сопряжения Pd2Si и Si в ориентационном соотношении (4) (а) и ожидаемая дислокационная структура МГ (b) Fig. 7. Imposition of crystal lattices of Pd2Si and Si in the orientation relationship (4) (a) and the expected dislocation structure of interfacial boundary (b)
№ 03 (167) Международный научный журнал
a
Силицид N1812 с совершенной ориентацией относительно 81 получен лишь методом вакуумной конденсации N1 на горячую подложу при ТП = 1020 К [37, 69]. При этом систематически наблюдались ДН. В пределах всего образца достаточно равномерно образуется нерегулярная сетка ДН. Наблюдаемая дислокационная субструктура МГ (111)81-(111)№812 аналогична дислокационной субструктуре МГ для систем с сильной связью (Р1-Р^ Р1-Яе и др.) [57]. Нерегулярность сетки ДН обусловлена малым размерным несоответствием решеток 81 и №812. Вектор Бюргерса ДН Ь = 1/2 а<110> лежит в плоскости границы, то есть несоответствие параметров кристаллических решеток N1 и 81 компенсируется в основном системами чисто краевых дислокаций.
Исследования методом муара субструктуры системы Т1812(С54)-(111)81 на образцах, полученных при конденсации металла в сверхвысоком вакууме на (111)81 при ТП = 970 К, показали, что в кристаллитах ориентации (21) наблюдаются индивидуальные дислокации и двойниковые прослойки по плоскостям (001) [70, 71]. В то же время при соответствии периода муара ожидаемому не выявлены дислокации на межфазной границе 81 - силицид, что характеризует данную МГ как некогерентную. Это объясняется достаточно большим размерным и структурным несоответствием решеток 81 и Т1812.
Проведен анализ возможных и экспериментально наблюдаемых ориентационных соотношений на основе следующих критериев [65]:
- параллельность плотноупакованных направлений;
- решетки совпадающих узлов (РСУ) на МГ;
- величина и знак размерного несоответствия;
- согласование плотноупакованных плоскостей;
- соотношение значений поверхностной плотности атомов в сопрягаемых плоскостях на межфазной границе.
Для анализа возможных РСУ на границе раздела и согласования плоскостей, которое можно рассматривать как совпадение узлов обратной решетки или их проекций на плоскость границы, были разработаны программы построения различных сечений как прямой, так и обратной решеток для сложных кристаллических структур, в базис которых входит большое количество атомов, и анализа их наложения.
Как правило, при ориентированном росте или выделении новой фазы граница раздела проходит по плотноупакованным плоскостям, поэтому были определены плотноупакованные плоскости силицидов (по длине векторов обратных решеток). Затем был проведен анализ сопряжения на МГ кремний - силицид кремния с целью проверки выполнения критериев оптимального сопряжения. Рассматривали параллельность плотноупакованных направлений и согласование плоскостей; определяли РСУ и обратные плотности совпадающих узлов в каждом кристалле Е1 и Х2; отношение площадей, приходящихся на один атом; среднее отношение параметров решеток
аРСУ = (^2Х2/^1Е1) : по отклонению этой величины от 1 можно судить о величине несоответствия РСУ.
В качестве возможных ориентационных соотношений выбраны те, которые удовлетворяют большинству критериев.
Сравнение полученных оптимальных ориентаци-онных соотношений с экспериментально наблюдаемыми показывает следующее: для систем с большим размерным и (или) структурным несоответствием кристаллических решеток пленки и подложки ориен-тационные соотношения отвечают основным кри-сталлогеометрическим критериям: наиболее плотные решетки совпадающих узлов на МГ, непрерывность наиболее плотных плоскостей кристаллических решеток фаз через МГ, предпочтительность ориента-ций с положительным несоответствием РСУ (деформация на растяжение).
Таким образом, показано, что кристаллогеомет-рические критерии, базирующиеся на концепции решетки совпадающих узлов и теории О-решетки [65], применимы и для прогнозирования оптимальных ориентационных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах 81 - силицид металла, характеризующихся относительно большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток сопрягающихся фаз; установлено, что основные ориента-ционные соотношения между кристаллическими решетками кремния и конечных фаз силицидов, образующихся при ИФО, термообработке пленок металлов на 81 и при конденсации металла на нагретую подложку, одинаковы. Проведенные исследования показывают определенную общность в закономерностях сопряжения на МГ 81 - силициды металлов и рассмотренных систем СаР2 - металл, металл -металл [54-58].
Заключение
Проанализированы и обобщены результаты исследований по применению импульсной фотонной обработки некогерентным излучением ксеноновых ламп для синтеза тонких пленок силицидов Р1, Р^ N1, Т1, Мо на моно-81, поли-81 и а-81. Показано, что эффект от фотонной обработки по сравнению с традиционной термической обработкой проявляется в ускорении процессов синтеза, повышении дисперсности формируемой структуры, снижении температурных нагрузок на подложку. Результаты по формированию однофазных пленок силицидов Т1812 и Мо812 методом ИФО на моно-81, поли-81 и а-81 могут быть использованы при разработки технологического процесса создания контактно металлизационных систем СБИС с субмикронными размерами.
На основании результатов электронно-микроскопических исследований установлены общие закономерности сопряжения кристаллических решеток и субструктуры межфазных границ в системах сили-
№ 03 (167) Международный научный журнал
цид - кремний. Показано, что кристаллогеометриче-ские критерии, базирующиеся на концепции решетки совпадающих узлов и теории О-решетки, применимы и для прогнозирования оптимальных ориентацион-ных соотношений и возможной дислокационной субструктуры межфазных границ в системах 81 -силицид металла, характеризующихся относительно большим размерным и структурным несоответствием кристаллических решеток сопрягающихся фаз. Результаты исследований межфазных границ с силь-
ным межфазным взаимодействием могут быть использованы при разработке многослойных систем металлизации в технологии полупроводниковых приборов.
Автор выражает глубокую признательность академику В. М. Иевлеву за ценные советы, полезные рекомендации при проведении экспериментов и обсуждении полученных результатов.
Список литературы
1. Чистяков Ю.Д., Райнова Ю.П. Физико-химические основы технологии микроэлектроники. М.: Металлургия, 1979.
2. Гершинский А.Е., Ржанов А.В., Чернов Е.И. Образование пленок силицидов на кремнии // Поверхность. Физика, химия, механика. 1982. № 2. С. 112.
3. Достанко А.П., Киселевский Л.И., Грушецкий С. В. и др. Плазменная металлизация в вакууме. Минск: Наука и техника, 1983.
4. Гершинский А.Е., Ржанов А.В., Черепов Е.И. Тонкопленочные силициды в микроэлектронике // Микроэлектроника. 1982. Т. 11. Вып. 2. С. 83-93.
5. Мьюрарка Ш. Силициды для СБИС. М.: Мир, 1986.
6. Drobec J., Sun R.C., Tisone T.C. Interdiffusion and compound formation in thin films of Pd of Pt on Si single crystals // Phys. Stat. Sol. 1971. Vol. 8, No. 1. P. 243-248.
7. Anderson R., Barlin J., Dempscy J. et al. Nucleation-controlled thin film interactions some silicides // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol. 35, No. 3. P. 285-287.
8. Canali C., Majni G., Morten B. et al. Interazioni silicio-film metallici e loro importansa nella technologia dei dispositivi elettronici // Alta Frequensa. 1977. Vol. XLVI, No. 1. P. 12-24.
9. Fomin B.J., Gershinskii A.E., Cherepov E.I. et al. Investigations of phase groth kinetics in the system of Si singk crystals and thin films // Phys. Stat. Sol. (a). 1976. Vol. 36, No. 1. P. K89-K91.
10. Walser R.M., Bene R.W. First phase nucleation in silicon transition metal planar interfaces // Appl. Phys. Lett. 1976. Vol. 28, No. 10. P. 624-625.
11. Krakov W. Analysis of high resolution electron microscope image of the Pd2Si-Si interfaces // Thin Solid Films. 1982. Vol. 93, No. 1-2. P. 109-125.
12. Foll H. Lattice imaging of silicide - silicon interfaces and interpretation of interfacial defects // Phys. Stat. Sol. (a). 1982. Vol. 69, No. 2. P. 779-789.
13. Canali C., Catellani C., Prudenziati M. et al. Pt2Si and PtSi formation with high-purity Pt thin films // Appl. Phys. Lett. 1977. Vol. 31, No. 1. Р. 43-46.
References
1. Cistâkov Û.D., Rajnova Û.P. Fiziko-himiceskie osnovy tehnologii mikroèlektroniki. M.: Metallurgiâ, 1979.
2. Gersinskij A.E., Rzanov A.V., Cernov E.I. Obrazovanie plenok silicidov na kremnii // Poverhnost'. Fizika, himiâ, mehanika. 1982. № 2. S. 1-12.
3. Dostanko A.P., Kiselevskij L.I., Gruseckij S.V. i dr. Plazmennaâ metallizaciâ v vakuume. Minsk: Nauka i tehnika, 1983.
4. Gersinskij A.E., Rzanov A.V., Cerepov E.I. Tonkoplenocnye silicidy v mikroèlektronike // Mikro-èlektronika. 1982. T. 11. Vyp. 2. S. 83-93.
5. M'ûrarka S. Silicidy dlâ SBIS. M.: Mir, 1986.
6. Drobec J., Sun R.C., Tisone T.C. Interdiffusion and compound formation in thin films of Pd of Pt on Si single crystals // Phys. Stat. Sol. 1971. Vol. 8, No. 1. P. 243-248.
7. Anderson R., Barlin J., Dempscy J. et al. Nucleation-controlled thin film interactions some silicides // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol. 35, No. 3. P. 285-287.
8. Canali C., Majni G., Morten B. et al. Interazioni silicio-film metallici e loro importansa nella technologia dei dispositivi elettronici // Alta Frequensa. 1977. Vol. XLVI, No. 1. P. 12-24.
9. Fomin B.J., Gershinskii A.E., Cherepov E.I. et al. Investigations of phase groth kinetics in the system of Si single crystals and thin films // Phys. Stat. Sol. (a). 1976. Vol. 36, No. 1. P. K89-K91.
10. Walser R.M., Bene R.W. First phase nucleation in silicon transition metal planar interfaces // Appl. Phys. Lett. 1976. Vol. 28, No. 10. P. 624-625.
11. Krakov W. Analysis of high resolution electron microscope image of the Pd2Si-Si interfaces // Thin Solid Films. 1982. Vol. 93, No. 1-2. P. 109-125.
12. Foll H. Lattice imaging of silicide - silicon interfaces and interpretation of interfacial defects // Phys. Stat. Sol. (a). 1982. Vol. 69, No. 2. P. 779-789.
13. Canali C., Catellani C., Prudenziati M. et al. Pt2Si and PtSi formation with high-purity Pt thin films // Appl. Phys. Lett. 1977. Vol. 31, No. 1. R. 43-46.
№ 03 (167) Международный научный журнал
14. Canali C., Catellani C., Ottaviani J. et al. On the formation of Ni and Pt silicide final phase: the dominant role of reaction kinetics // Appl. Phys. Lett. 1978. Vol.
33, No. 1. P. 15-19.
15. Walser R.M., Bene R.W. Solid phase reactions transition metal-silicon interfaces. Phys. Semicond. Proc.13-th Int. Conf. Rome. 1976. P. 722-725.
16. Poate J.M., Tisone T.C. Kinetics and mechanism of platinum silicide formation on silicon // Appl. Phis. Lett. 1974. Vol. 24, No. 8. P. 391-393.
17. Sinha A.K., Marcus R.B., Sheng T.T. et al. Thermal stability of thin PtSi films on silicon substrates // J. Appl. Phis. 1972. Vol. 43, No. 9. P. 3637-3643.
18. Bindell J.B., Colby J.W., Wonsidler D.R., Poate J.M., Conley D.K., Tisone T.C. An analytical study of platinum silicide formation // Thin Solid Films. 1976. Vol. 37. Р. 441-452.
19. Васильев С.В., Герасименко Н.Н. Поведение примеси в процессе формирования силицидов металлов // Поверхность: физика, химия, механика. 1986. № 7. C. 57-62.
20. Lecours A., Meunier M., Pisson M. Defining micron-scale platinum contacts on hydrogenated amorphous silicon // J. Vac. Sri. and Technol. 1990. No. 1. P. 109-116.
21. Murarka S.P. Dopant redistribution in silicide-silicon and silicud-polycrystalline silicon bilayered structures // J. Vac. Sei. Technol. 1987. Vol. B5(6). P. 1674-1688.
22. Лабунов В.А., Борисенко В.Е., Заровский Д.И. и др. Формирование силицидов импульсной термообработкой пленочных структур // ЗЭТ. 1985, № 8 (291). С. 27-53.
23. Baeri P., Grimaldi M.G., Rimini E., Gelotti G. Pulsed laser irradiation of nikel films on silicon // Journal de physique. 1983. Vol. 44. P. 449-454.
24. Shibata T., Gibbons J.E., Sigmon T.N. Siliride formation using a scanning CW laser beam // Appl. Phys. Lett. 1980. Vol. 38, No. 7. P. 566-569.
25. Ishiwara H., Yamamoto H. Epitaxial growth of Pd2Si films on Si(111) substrates by scanning electron-beam annealing // Appl. Phys. Lett. 1982. Vol. 41, No. 8. P. 718-721.
26. Tsaur K.Y., Lian Z.L., Mayer J.W. Ion-beam-induced silicide formation // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol.
34, No. 2. P. 168-170.
27. Chen L.J., Hung L.S., Mauer J.W. et al. Epitaxial NiSi2 formation by pulsed ion beam anneling // Appl. Phys. Lett. 1982. Vol. 40, No. 7. P. 595-597.
28. Zhu D.H., Liu B.X. Formation of Ti silicides by metal-vapor vacuum arc ion source implantation // J. Appl. Phys. 1995. Vol. 77 (12), No. 15. P. 6257-6262.
29. Kanayama T., Tanoue H., Tsurushina T. Niobium silicide formation induced by Ar-ion bombardement // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol. 35, No. 3. P. 222-224.
30. Padmanabhan K.R., Sorensen G. A novel technique for metall silicide formation // J. Vac. Sci. Technol. 1981. Vol. 18 (2). P. 231-235.
14. Canali C., Catellani C., Ottaviani J. et al. On the formation of Ni and Pt silicide final phase: the dominant role of reaction kinetics // Appl. Phys. Lett. 1978. Vol.
33, No. 1. P. 15-19.
15. Walser R.M., Bene R.W. Solid phase reactions transition metal-silicon interfaces. Phys. Semicond. Proc.13-th Int. Conf. Rome. 1976. P. 722-725.
16. Poate J.M., Tisone T.C. Kinetics and mechanism of platinum silicide formation on silicon // Appl. Phis. Lett. 1974. Vol. 24, No. 8. P. 391-393.
17. Sinha A.K., Marcus R.B., Sheng T.T. et al. Thermal stability of thin PtSi films on silicon substrates // J. Appl. Phis. 1972. Vol. 43, No. 9. P. 3637-3643.
18. Bindell J.B., Colby J.W., Wonsidler D.R., Poate J.M., Conley D.K., Tisone T.C. An analytical study of plati-num silicide formation // Thin Solid Films. 1976. Vol. 37. R. 441-452.
19. Vasil'ev S.V., Gerasimenko N.N. Povedenie primesi v processe formirovaniâ silicidov metallov // Poverhnost': fizika, himiâ, mehanika. 1986. № 7. C. 57-62.
20. Lecours A., Meunier M., Pisson M. Defining micron-scale platinum contacts on hydrogenated amorphous silicon // J. Vac. Ssi. and Technol. 1990. No. 1. P. 109-116.
21. Murarka S.P. Dopant redistribution in silicide-silicon and silicud-polycrystalline silicon bilayered structures // J. Vac. Sei. Technol. 1987. Vol. B5(6). P. 1674-1688.
22. Labunov V.A., Borisenko V.E., Zarovskij D.I. i dr. Formirovanie silicidov impul'snoj termoobra-botkoj plenocnyh struktur // ZÈT - rassifrovat'. 1985, № 8 (291). S. 27-53.
23. Baeri P., Grimaldi M.G., Rimini E., Gelotti G. Pulsed laser irradiation of nikel films on silicon // Journal de physique. 1983. Vol. 44. P. 449-454.
24. Shibata T., Gibbons J.E., Sigmon T.N. Siliside formation using a scanning CW laser beam // Appl. Phys. Lett. 1980. Vol. 38, No. 7. P. 566-569.
25. Ishiwara H., Yamamoto H. Epitaxial growth of Pd2Si films on Si(111) substrates by scanning electron-beam annealing // Appl. Phys. Lett. 1982. Vol. 41, No. 8. P. 718-721.
26. Tsaur K.Y., Lian Z.L., Mayer J.W. Ion-beam-induced silicide formation // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol.
34, No. 2. P. 168-170.
27. Chen L.J., Hung L.S., Mauer J.W. et al. Epitaxial NiSi2 formation by pulsed ion beam anneling // Appl. Phys. Lett. 1982. Vol. 40, No. 7. P. 595-597.
28. Zhu D.H., Liu B.X. Formation of Ti silicides by metal-vapor vacuum arc ion source implantation // J. Appl. Phys. 1995. Vol. 77 (12), No. 15. P. 6257-6262.
29. Kanayama T., Tanoue H., Tsurushina T. Niobium silicide formation induced by Ar-ion bombardement // Appl. Phys. Lett. 1979. Vol. 35, No. 3. P. 222-224.
30. Padmanabhan K.R., Sorensen G. A novel technique for metall silicide formation // J. Vac. Sci. Technol. 1981. Vol. 18 (2). P. 231-235.
№ 03 (167) Международный научный журнал
31. Van der Spiegel J., Wie C.S. Fast radiative processing of processing of platinum silicide // J. Appl. Phys. 1985. Vol. 57, No. 2. P. 607-609.
32. Levy D., Grob A., Grob J.J., Ponpon J.P. Formation of palladium silicide by rapid thermal annealing // Appl. Phys. 1984. Vol. A35, No. 3. P. 141144.
33. Tu K.N. Formation of Pd2Si by incoherent light annealing // J. Appl. Phys. 1984. Vol. A35, No. 3. P. 141-144.
34. A.c. № 1228716 СССР, кл. 21/268, 1984. Способ изготовления элементов металлизации / Тонких Н.Н., Злобин В.П., Кущев С.Б. и др. // Открытия. Изобретения. 1984. №3783496.
35. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких Н.Н. и др. Применение импульсной термической обработки в технологии изготовления интегральных схем // ЭП. 1986. № 1 (т). C. 32-35.
36. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. Структура и состав силицидов, образующихся при фотонном отжиге Pt на Si // ФХОМ. 1986. № 2. C. 128-130.
37. Кущев С.Б., Злобин В.П. Структура и фазовый состав пленок Si-Ni, полученных при вакуумной конденсации: Сб. Свойства нитевидных кристаллов и тонких пленок. Воронеж: ВПИ, 1986. C. 77-79.
38. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Злобин В.П. и др. Получение силицидов палладия с помощью импульсного фотонного отжига // ЭП. 1987. № 2т (33). C. 65-69.
39. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тонких Н.Н. Применение импульсного фотонного отжига в технологии изготовления СБИС // Специальная электроника. Cер. 3, I. Микроэлектроника I, 1987. Вып. 2 (51). C. 56-61.
40. Бурова С.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Формирование силицидов титана методом импульсного фотонного отжига // ЭП(т). 1988. № 2. C. 34-37.
41. Кущев С.Б., Исаев А.Ю., Злобин В.П. Структура, фазовый состав и ориентация пленок, полученных при вакуумной конденсации Pd на (111) Si: Сб. Рост и структура тонких пленок и нитевидных кристаллов. Воронеж: ВПИ, 1990. C. 28-30.
42. Иевлев В.М., Кущев С.Б., ^вак В.М. Импульсная фотонная обработка пленок платины на поликристаллическом кремнии // ЭП. 1990. № 9. C.66-68.
43. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Огнев А.С. и др. Эффект ювенильной поверхности кремния в формировании пленок дисилицида молибдена // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. № 2. C. 147150.
44. Егоров В.В., Злобин В.П., Иевлев В.М. и др. Метод импульсного фотонного отжига в технологии изготовления интегральных схем с диэлектрической изоляцией // ЭП. 1989. № 9. C. 2-5.
45. A.c. № 1651695 CCCP. Способ приготовления полупроводниковых приборов / Сивак В.М., Злобин В.П., Кущев С.Б. и др. // Открытия. Изобретения 1989. № 4714253.
31. Van der Spiegel J., Wie C.S. Fast radiative processing of processing of platinum silicide // J. Appl. Phys. 1985. Vol. 57, No. 2. P. 607-609.
32. Levy D., Grob A., Grob J.J., Ponpon J.P. Formation of palladium silicide by rapid thermal annealing // Appl. Phys. 1984. Vol. A35, No. 3. P. 141144.
33. Tu K.N. Formation of Pd2Si by incoherent light annealing // J. Appl. Phys. 1984. Vol. A35, No. 3. P. 141-144.
34. A.c. № 1228716 SSSR, kl. 21/268, 1984. Sposob izgotovleniâ èlementov metallizacii / Tonkih N.N., Zlobin V.P., Kusev S.B. i dr. // Otkrytiâ. Izobreteniâ. 1984. №3783496.
35. Ievlev V.M., Kusev S.B., Tonkih N.N. i dr. Primenenie impul'snoj termiceskoj obrabotki v tehno-logii izgotovleniâ integral'nyh shem // ÈP. 1986. № 1 (t). C. 32-35.
36. Ievlev V.M., Kusev S.B., Zlobin V.P. Struktura i sostav silicidov, obrazuûsihsâ pri fotonnom otzige Pt na Si // FHOM. 1986. № 2. C. 128-130.
37. Kusev S.B., Zlobin V.P. Struktura i fazovyj sostav plenok Si-Ni, polucennyh pri vakuumnoj kon-densacii: Sb. Svojstva nitevidnyh kristallov i tonkih plenok. Voronez: VPI, 1986. C. 77-79.
38. Ievlev V.M., Kusev S.B., Zlobin V.P. i dr. Polucenie silicidov palladiâ s pomos'û impul'snogo fotonnogo otziga // ÈP. 1987. № 2t (33). C. 65-69.
39. Ievlev V.M., Kusev S.B., Tonkih N.N. Primenenie impul'snogo fotonnogo otziga v tehnologii izgotovleniâ SBIS // Special'naâ èlektronika. Cer. 3, I. Mikroèlektronika I, 1987. Vyp. 2 (51). C. 56-61.
40. Burova S.V., Zlobin V.P., Ievlev V.M. i dr. Formirovanie silicidov titana metodom impul'snogo fotonnogo otziga // ÈP(t). 1988. № 2. C. 34-37.
41. Kusev S.B., Isaev A.Û., Zlobin V.P. Struktura, fazovyj sostav i orientaciâ plenok, polucennyh pri vakuumnoj kondensacii Pd na (111) Si: Sb. Rost i struktura tonkih plenok i nitevidnyh kristallov. Voronez: VPI, 1990. C. 28-30.
42. Ievlev V.M., Kusev S.B., Civak V.M. Impul'snaâ fotonnaâ obrabotka plenok platiny na polikri-stalliceskom kremnii // ÈP. 1990. № 9. C.66-68.
43. Ievlev V.M., Kusev S.B., Ognev A.S. i dr. Èffekt ûvenil'noj poverhnosti kremniâ v formirovanii plenok disilicida molibdena // Poverhnost'. Fizika, himiâ, mehanika. 1990. № 2. C. 147-150.
44. Egorov V.V., Zlobin V.P., Ievlev V.M. i dr. Metod impul'snogo fotonnogo otziga v tehnologii izgo-tovleniâ integral'nyh shem s dièlektriceskoj izolâciej // ÈP. 1989. № 9. C. 2-5.
45. A.c. № 1651695 CCCR. Sposob prigotovleniâ poluprovodnikovyh priborov / Sivak V.M., Zlobin V.P., Kusev S.B. i dr. // Otkrytiâ. Izobreteniâ 1989. № 4714253.
46. Кущев С.Б., Сивак В.М., Рубцов В.И. Фазовые и структурные изменения в пленках Р^ нанесенных на а-81, при импульсной фотонной обработке: Сб. научн. тр. Тонкие пленки и нитевидные кристаллы, 1993. С. 12-17.
47. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бурова С.В. Формирование различными методами силицидов Т1 на по-ли-81 // ЭП. 1994. № 6. С. 31-36 .
48. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Исследование возможности формирования силицидов при ИФО пленок Р1 на а-81: Межвуз. сб. тр. Физика и технология материалов и изделий электронной техники. Воронеж, 1994. С. 52-55.
49. Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Руднева И.Г., Белоногов Е.К. Образование силицидов молибдена при вакуумной конденсации металла на кремнии // Вестник ВГТУ. сер. Материаловедение. 1997. Вып. 1.2. С. 33-35.
50. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Рубцов В.И. и др. Состав и структура силицидов, образующихся при импульсной фотонной обработке пленок титана на монокристаллическом и аморфном кремнии // ФХОМ. 1997. № 4. С. 62-67.
51 Иевлев В.М., Кущев С.Б., Санин В.Н. Твердофазный синтез силицидов при импульсной фотонной обработке гетеросистем 81-Ме (Ме: Р^ Р4 N1, Мо, Т1) // ФХОМ. 2002. № 1. С. 27-31.
52. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Огнев А. С. и др. Эффект ювенильной поверхности кремния в формировании пленок дисилицида молибдена // Поверхность. Физика, химия, механика. 1990. № 2. С. 147-150.
53. Золотухин И.В., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Тур-кин В.Ф. Ориентационные соотношения, наблюдаемые при вакуумной конденсации молибдена на фтор-флогопите // ФММ. 1977. Т. 43. Вып. 2. С. 199-204.
54. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Электронно-микроскопическое исследование закономерностей ориентированной кристаллизации пленок Мо на флуорите // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1980. Т. 44, № 6. С. 1253-1256.
55. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Комбаров В.В. Структура межфазной границы в двухслойных эпи-таксиальных пленках "-Мо // ФММ. 1980. Т. 50. Вып. 3. С. 635-638.
56. Кущев С.Б., Огнев А.С., Свиридов Д.А. Структура эпитаксиальных межфазных границ (001)"-Мо, формирующихся в интервале температур 1300-1600 К. Физико-химические основы надежности микроэлектронных структур: Сб. науч. тр. Воронеж: ВПИ, 1987. С. 31-32.
57. Иевлев В.М., Огнев А.С., Кущев С.Б. Дислокационная структура межфазных границ двухслойных пленок (111)Рг - (0001)Яе // ФММ. 1988. Т. 65. Вып. 5. С. 1021-1023.
58. Иевлев В.М., Бугаков А.В., Кущев С.Б., Огнев А. С. Закономерности ориентированной кристаллизации Яе на поверхности (001) Ь // ФММ. 1997. Т. 8, № 6. С. 132-136.
46. Kusev S.B., Sivak V.M., Rubcov V.I. Fazovye i strukturnye izmenenia v plenkah Pd, nanesennyh na a-Si, pri impul'snoj fotonnoj obrabotke: Sb. naucn. tr. Tonkie plenki i nitevidnye kristally, 1993. S. 12-17.
47. Ievlev V.M., Kusev S.B., Burova S.V. Formirovanie razlicnymi metodami silicidov Ti na poli-Si // EP. 1994. № 6. S. 31-36 .
48. Ievlev V.M., Kusev S.B. Issledovanie vozmoznosti formirovania silicidov pri IFO plenok Pt na a-Si: Mezvuz. sb. tr. Fizika i tehnologia materialov i izdelij elektronnoj tehniki. Voronez, 1994. S. 52-55.
49. Kusev S.B., Soldatenko S.A., Rudneva I.G., Belonogov E.K. Obrazovanie silicidov molibdena pri va-kuumnoj kondensacii metalla na kremnii // Vestnik VGTU. ser. Materialovedenie. 1997. Vyp. 1.2. S. 33-35.
50. Ievlev V.M., Kusev S.B., Rubcov V.I. i dr. Sostav i struktura silicidov, obrazuüsihsa pri impul'snoj fotonnoj obrabotke plenok titana na monokristalliceskom i amorfnom kremnii // FHOM. 1997. № 4. S. 62-67.
51 Ievlev V.M., Kusev S.B., Sanin V.N. Tverdofaznyj sintez silicidov pri impul'snoj fotonnoj obrabotke geterosistem Si-Me (Me: Pt, Pd, Ni, Mo, Ti) // FHOM. 2002. № 1. S. 27-31.
52. Ievlev V.M., Kusev S.B., Ognev A.S. i dr. Effekt üvenil'noj poverhnosti kremnia v formirovanii plenok disilicida molibdena // Poverhnost'. Fizika, himia, mehanika. 1990. № 2. C. 147-150.
53. Zolotuhin I.V., Ievlev V.M., Kusev S.B., Turkin V.F. Orientacionnye sootnosenia, nablüdaemye pri vakuumnoj kondensacii molibdena na ftorflogopite // FMM. 1977. T. 43. Vyp. 2. C. 199-204.
54. Ievlev V.M., Kusev S.B., Kombarov V.V. Elektronno-mikroskopiceskoe issledovanie zakonomer-nostej orientirovannoj kristallizacii plenok Mo na fluorite // Izv. AN SSSR. Ser. fiziceskaa. 1980. T. 44, № 6. C. 1253-1256.
55. Ievlev V.M., Kusev S.B., Kombarov V.V. Struktura mezfaznoj granicy v dvuhslojnyh epitaksial'-nyh plenkah W-Mo // FMM. 1980. T. 50. Vyp. 3. C. 635-638.
56. Kusev S.B., Ognev A.S., Sviridov D.A. Struktura epitaksial'nyh mezfaznyh granic (001)W-Mo, formiruüsihsa v intervale temperatur 1300-1600 K. Fiziko-himiceskie osnovy nadeznosti mikroelektronnyh struktur: Sb. nauc. tr. Voronez: VPI, 1987. C. 31-32.
57. Ievlev V.M., Ognev A.S., Kusev S.B. Dislokacionnaa struktura mezfaznyh granic dvuhslojnyh ple-nok (111)Pt - (0001)Re // FMM. 1988. T. 65. Vyp. 5. S. 1021-1023.
58. Ievlev V.M., Bugakov A.V., Kusev S.B., Ognev A.S. Zakonomernosti orientirovannoj kristallizacii Re na poverhnosti (001) Ir // FMM. 1997. T. 8, № 6. S. 132136.
59. Ievlev V.M., Kusev S.B. Difrakcia elektronov na setkah zernogranicnyh i mezfaznyh dislokacij // FMM. 1979. T. 47. Vyp. 5. C. 1102-1104.
59. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Дифракция электронов на сетках зернограничных и межфазных дислокаций // ФММ. 1979. Т. 47. Вып. 5. C. 1102-1104.
60. Иевлев В.М., Бугаков A.B., Кущев С.Б. Зависимость критической толщины псевдоморфного роста пленки от размеров подложки // ФММ. 1979. Т. 48. Вып. 5. C. 1101-1103.
61. Иевлев В.М., Кущев С.Б. Закономерности формирования межфазных границ двухслойных эпи-таксиальных пленок металлов в области высоких температур конденсации // Изв. АН СССР. Сер. физическая. 1980. Т. 44, № 10. C. 2179-2182.
62. Ievlev V.M., Solovjev K.S., Kushev S.B., Horsewell A. Interface boundary structure during the growth of gold films on platinum at high temperature // Philosofical Magazine A. 1982. Vol. 45, No. 4. P. 647-656.
63. Иевлев В.М., Тураева Т.Л., Кущев С.Б. Вращение островков Au на поверхности Pt (001) // Поверхность. Физика, химия, механика. 1989. № 4. C. 48-52.
64. Иевлев В.М., Огнев А.С., Кущев С.Б., Свиридов Д.А. Структура двойных пленочных систем MoRe и Re-Mo // ФММ. 1990. № 2. C. 114-120.
65. Косевич В.М., Иевлев В.М., Палатник Л.С., Федоренко А.И. Структура межкристаллитных и межфазных границ. М.: Металлургия, 1980.
66. Балашова В.Ю., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бу-гаков А. В. Оптимальные ориентационные соотношения и субструктура межфазной границы в системе (111)Si-PtSi. Реализация региональных научно-техн. программ Центрально-Черноземного региона: Материалы конф. Воронеж: ВГТУ, 1997. С. 127-130.
67. Балашова В.Ю., Кущев С.Б. Ориентационные и субструктурные изменения при термообработке пленок Pd2Si // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. Воронеж. 1998. Вып. 1.3. С. 70-73.
68. Балашова В.Ю., Иевлев В.М., Кущев С.Б., Бугаков А.В., Солдатенко С.А., Руднева И.Г. Субструктура межфазных границ кремний - силицид металла // XVII Российская конференция по электронной микроскопии. Тез. док. Черноголовка. 1998. С. 77-78.
69. Иевлев BM., Кущев С.Б., Маркушев Б.Н. Дислокационная структура межфазных границ в ге-тероструктуре NiSi2 на вицинальной поверхности (111)Si // Вестник ВГТУ, сер. «Материаловедение». 2000. № 1.8. С. 102-104.
70. Ievlev V.M., Kushev S.B., Soldatenko S.A. Orientation and substructure of TiSi2 films on Si(111) // Functional materials 1999. Vol. 6, No. 5. P. 920-925.
71. Иевлев В.М., Кущев С.Б., Солдатенко С.А., Исаев А.Ю., Рубцов В.И. Структура и закономерности сопряжения на межфазной границе пленок TiSi2 на (111)Si // Неорганические материалы. 2001. Т. 37, № 12. С. 1471-1479.
60. Ievlev V.M., Bugakov A.V., Kusev S.B. Zavisimost' kriticeskoj tolsiny psevdomorfnogo rosta plenki ot razmerov podlozki // FMM. 1979. T. 48. Vyp. 5. C. 1101-1103.
61. Ievlev V.M., Kusev S.B. Zakonomernosti formirovania mezfaznyh granic dvuhslojnyh epitaksi-al'nyh plenok metallov v oblasti vysokih temperatur kondensacii // Izv. AN SSSR. Ser. fiziceskaa. 1980. T. 44, № 10. C. 2179-2182.
62. Ievlev V.M., Solovjev K.S., Kushev S.B., Horsewell A. Interface boundary structure during the growth of gold films on platinum at high temperature // Philosofical Magazine A. 1982. Vol. 45, No. 4. P. 647656.
63. Ievlev V.M., Turaeva T.L., Kusev S.B. Vrasenie ostrovkov Au na poverhnosti Pt (001) // Poverhnost'. Fizika, himia, mehanika. 1989. № 4. C. 48-52.
64. Ievlev V.M., Ognev A.S., Kusev S.B., Sviridov D.A. Struktura dvojnyh plenocnyh sistem Mo-Re i ReMo // FMM. 1990. № 2. C. 114-120.
65. Kosevic V.M., Ievlev V.M., Palatnik L.S., Fedorenko A.I. Struktura mezkristallitnyh i mezfaznyh granic. M.: Metallurgia, 1980.
66. Balasova V.U., Ievlev V.M., Kusev S.B., Bugakov A.V. Optimal'nye orientacionnye sootnosenia i substruktura mezfaznoj granicy v sisteme (111)Si-PtSi. Realizacia regional'nyh naucno-tehniceskih programm Central'no-Cernozemnogo regiona: Materialy konf. Voronez: VGTU, 1997. S. 127-130.
67. Balasova V.U., Kusev S.B. Orientacionnye i substrukturnye izmenenia pri termoobrabotke plenok Pd2Si // Vestnik VGTU. Ser. Materialovedenie. Voronez. 1998. Vyp. 1.3. S. 70-73.
68. Balasova V.U., Ievlev V.M., Kusev S.B., Bugakov A.V., Soldatenko S.A., Rudneva I.G. Substructure mezfaznyh granic kremnij - silicid metalla // XVII Rossiiskaa konferencia po electronnoj microskopii. Tez. Doc. Cernogolovka. 1998. S. 77-78.
69. Ievlev B.M., Kusev S.B., Markusev B.N. Dislokacionnaa struktura mezfaznyh granic v geterostrukture NiSi2 na vicinal'noj poverhnosti (111)Si // Vestnik VGTU, ser. «Materialovedenie». 2000. № 1.8. S. 102-104.
70. Ievlev V.M., Kushev S.B., Soldatenko S.A. Orientation and substructure of TiSi2 films on Si(111) // Func-tional materials 1999. Vol. 6, No. 5. P. 920-925.
71. Ievlev V.M., Kusev S.B., Soldatenko S.A., Isaev A.U., Rubcov V.I. Struktura i zakonomernosti so-prazenia na mezfaznoj granice plenok TiSi2 na (111)Si // Neorganiceskie materialy. 2001. T. 37, № 12. S. 14711479.
Транслитерация по ISO 9:1995
Г'-": — TATA — (_XJ
№ 03 (167) Международный научный журнал
