CC BY
44
Физика твёрдого тела Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2011, № 2, с. 38-45
УДК 539.216.2:538.975
СИНТЕЗ P-SiC В СЛОЯХ SiCx (x = 0.03-1.4) МНОГОКРАТНОЙ ИМПЛАНТАЦИЕЙ ИОНОВ 12С+ В Si
© 2011 г. И.К. Бейсембетов, Н.Б. Бейсенханов, А.М. Дощанов,
С.К. Жариков, Б.К. Кенжалиев, К.Х. Нусупов
Казахстанско-Британский технический университет, Алматы beisen@mail.ru
Поступила в редакцию 26.01.2011
Показано, что после отжига при 1200°С слоев SiC*, сформированных имплантацией ионов 12С+ с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ в Si, наибольшее количество Si-C-связей наблюдается для слоя SiC07 ввиду низкого содержания углерода в слоях SiC0 03, SiC0.12 и SiC04 и высокой концентрации кластеров в слоях SiCo.95 и SiC14. Обнаружено исчезновение пика LO-фононов SiC ИК-пропускания и смещение пика ТО-фононов SiC в область выше 800 см-1 при уменьшении размеров нанокристаллов SiC до величин менее 3 нм. Если в слое SiC003 1 00% атомов углерода образуют оптически активные Si-C-связи, то в слое SiC14 лишь ~9% атомов С, в SiC095 ~12%, в SiC07 и SiC04 ~16%, в SiC0.12 ~45%, а остальные атомы углерода остаются при 1300°С в составе прочных C-Si-кластеров. Количество SiC в слоях SiC* растет с дробной степенью концентрации, а именно (х/0.03/, где у ~ 0.37±0.09.
Ключевые слова: карбид кремния, ионная имплантация, структура, кристаллизация.
Введение
Перспективным направлением в микроэлектронике является синтез нанокристаллических систем на основе карбида кремния, обладающего высокой твердостью (33400 Мн/м2), стойкостью к химическим воздействиям, высокой температурой плавления (2830°С), широкой запрещенной зоной (2.3-3.5 эВ) и т.д. Карбид кремния находит практическое применение в оптоэлектронике (светодиоды, фотодиоды), высокотемпературной электронике [1], радиационно-стойкой электронике, высокочастотной электронике, при создании гетероструктур на основе политипов SiC [2, 3]. Широкое распространение получил ионный синтез SiC для создания нанослоев и многослойных структур [49]. Синтез методом ионной имплантации нанокристаллов Si, SiC и углеродных нанокластеров, встроенных в пленки SiO2 [10], позволяет обеспечить за счет квантово-размерного эффекта люминесценцию практически во всей видимой области спектра. Влияние концентрации углерода и углеродно-кремниевых кластеров на процессы кристаллизации в имплантированном слое кремния вызывает большой интерес исследователей [8, 11]. Для получения однородного БгС-слоя используется многократная имплантация ионами различных энергий [1, 8, 11-15].
В данной работе исследуются состав и структура однородных слоев SiC1.4, 8Ю0.95,
Б1С0.7, Б1С04, Б1С0л2 и SiC0.03, полученных многократной высокодозовой имплантацией ионов углерода с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ. Рассматривается влияние распада прочных Si-C-кластеров на формирование тетраэдрических Б1-С-связей и процессы кристаллизации.
Экспериментальная часть
Конструирование прямоугольного профиля распределения атомов углерода в кремнии было выполнено с использованием модернизированного ускорителя ИЛУ-4 имплантацией при ком-
^ 12^ч+
натной температуре в вакууме ионов С с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ (табл. 1) в моно-кристаллические (100) ориентированные пластины Si с удельным сопротивлением 4-5 Ом-см при условиях, аналогичных [8, 11-14]. Образцы были подвергнуты изохронному отжигу в вакууме (10- Па) в интервале 200-1400°С с шагом 50-100°С. Спектры ИК-пропускания измерены в дифференциальном режиме на двухлучевом инфракрасном спектрометре UR-20 (25-2 мкм). Для измерения ИК-спектров как при перпендикулярном падении излучения на образец, так и при 73° к нормали к поверхности образца, с целью обнаружения продольных оптических колебаний атомов решетки (ЬО-фононов), в рабочую камеру спектрометра был вмонтирован вал, на котором закреплялись держатели образцов [11-14].
Таблица 1
Величины энергии (Е) и дозы (Б) ионов 12С+ в 81, использованные при конструировании прямоугольного профиля распределения [9]
Е, кэВ 40 20 10 5 3
D(SiC14), 1017 см-2 5.6 1.92 0.99 0.33 0.23
D(SiC0 95), 1017 см -2 4.48 1.54 0.792 0.264 0.184
D(SiC07), 1017 см -2 2.8 0.96 0.495 0.165 0.115
D(SiC04), 1017 см -2 1.68 0.576 0.297 0.099 0.069
D(SiC012), 1017 см -2 0.56 0.192 0.099 0.033 0.023
D(SiC0 03), 1017 см -2 0.168 0.058 0.030 0.010 0.007
Структура слоев исследовалась методом рентгеновской дифракции с использованием узкоколлимированного (0.05x1.5 мм2) монохроматического (CuKa) пучка рентгеновских лучей, направленного под углом 5° к поверхности образца. Средний размер кристаллитов определен по методу Джонса из ширины рентгеновских линий с точностью в пределах 3-7%. Микроструктура поверхности слоев исследовалась на атомно-силовом микроскопе JSPM5200 Jeol Japan с использованием полуконтактного (AFM AC) метода.
Результаты и их обсуждение
Ранее было показано [8, 11-14], что полученные профили распределения атомов углерода оказались приблизительно прямоугольными, и были экспериментально определены средние значения концентрации углерода в слоях кремния (NC/NSi). После отжига при 1200°С слои SiC14, S1C0.95 и SiC0.7 состоят преимущественно из нанокристаллов (З-SiC размером ~3-7 нм, кристаллитов шарообразного, пластинчатого или игольчатого типа размером до 400 нм, формирующихся при температурах выше 1200°C в слое SiC1.4, выше 1150°C - в SiC0.95 и выше 1000°C - в SiC0.7 ввиду высокой концентрации кластеров. Отжиг при 1200°C в потоке аргона в присутствии кислорода приводит к формированию слоя оксида кремния с четкими границами раздела SiO26:SiC14, SiO2 33:SiC0 95 и SiO3.o:SiCo.7.
В настоящей работе изучено влияние концентрации углерода в слоях SiCx (SiC14, SiC095, SiC0 7, SiC04, SiC012 и SiC0 03) и температуры отжига на параметры спектров инфракрасной спектроскопии. На рис. 1 приведена серия спектров для этих слоев, снятых при перпендикулярном падении излучения на образец. Как утверждалось ранее [11-14], положение минимума пика ИК-пропускания определяет некий вид связей, на который приходится максимум
поглощения при данной температуре. Для всех слоев после имплантации наблюдается пик пропускания с минимумом на частоте 720-750 см"1, характерный для аморфного карбида кремния (рис. 1 и 2). При этом для слоев с низкой концентрацией углерода SiC0.4, 8Ю0.12 и БЮ0.03 минимум пика ИК-пропускания оказывается сдвинут в область 720-725 см"1 относительно положения минимума пика для слоев с высокой концентрацией углерода SiC1.4, ЗЮ0.95 и SiC0.7, расположенного в области 735-750 см"1. Это может быть вызвано превалированием удлиненных слабых Si-C-связей в слоях с низкой концентрацией углерода.
В процессе дальнейшего отжига пик смещается в область 797-807 см"1 (рис. 2), увеличивает амплитуду и сужается. После отжига при температуре 1000°С в случае падения ИК-излу-чения на поверхность образца под углом Брюстера (73° от нормали) наблюдается появление пика LO-фононов SiC при частоте 955-965 см-1 для слоев SiC1.4, Б1С0.95 и SiC0.7. В спектрах слоев с низкой концентрацией углерода SiC0.4, Б1С012 и SiQ.ro пика LO-фононов SiC не наблюдалось, что может быть связано с размерными эффектами, а именно малыми размерами кристаллитов SiC (< 3 нм), а также их малым количеством. С другой стороны, значительная часть объема слоя занята большим количеством кристаллитов кремния, размеры которых сравнимы с размерами кристаллитов карбида кремния либо существенно их превосходят (табл. 2). Например, от слоя SiC0.4 наряду с рентгеновскими пиками SiC зарегистрированы интенсивные пики поликристаллической фазы кремния (рис. 3) после отжига при температурах 1000, 1100 и 1250оС. При перпендикулярном падении ИК-излучения пика LO-фононов не наблюдалось как при высокой, так и низкой концентрации углерода (рис. 1). В интервале 1000-1300°С наблюдается увеличение длины волны LO-фононов в максимуме амплитуды в случае избытка углерода (рис. 2).
а)20°С
б)600°С
80
40
80
40
80
К
з
и
о
80
80
40
80
40
БЮ,
0.03
БЮ,
0.12
БЮ,
0.4
БЮ,
0.7
БЮ,
0.95
БЮ
1.4
в)1000°С
г)1300°С
500 700 900 1100 500 700 900 1100
Волновое
-1
число, см
Волновое
-1
число, см
Волновое
-1
число, см
Волновое
-1
число, см
Рис. 1. Спектры ИК-пропускания, полученные при перпендикулярном падении ИК-излучения на поверхность слоев Б1С14, Б1С0.95, 8Ю07, БЮ0.4, Б1С0.12 и ВЮ0.03, сформированных многократной имплантацией в пластины ионов С12 (см. табл. 1), после имплантации (а) и отжига при температурах 600°С (б), 1000°С (в), 1300°С (г)
Для слоев с высокой концентрацией углерода положение минимума пика ИК-пропускания для ТО-фононов смещается в интервале 20-1000°С от 750 до 805 см-1 для 81С1.4, от 735 до 807 см-1 для SiC0.95, от 750 до 800 см-1 для БЮ0.7 (рис. 2), свидетельствуя о формировании тетраэдрических связей, характерных для SiC [4, 11-14, 16]. Дальнейший отжиг до 1400°С не приводит к смещению минимума пика.
Для SiC0.4 положение минимума пика ИК-пропускания для ТО-фононов смещается от 725 до 810 см-1 в интервале 20-1100°С и возвращается к 800 см-1 при 1300°С (рис. 2). Для 81С0.12 - от 720 до 820 см-1 в интервале 20 -1000°С и возвращается к 800 см-1 при 1200°С.
В случае SiC0.03 - от 720 до 830 см-1 в интервале 20-1000°С и не меняется при 1100-1200°С. То есть отличие спектров слоев кремния с низкими концентрациями углерода БЮ0.4, Б1С0.12 и SiQ.ro проявляется в том, что в процессе отжига положение минимума пика ИК-пропускания для ТО-фононов БЮ смещается в область волновых чисел выше значения 800 см-1, характерного для поглощения тетраэдрических связей кристаллического БЮ, что обусловлено малыми размерами кристаллитов БЮ (< 3 нм) и увеличением вклада их поверхностей, а также поверхностей кристаллитов Б1, содержащих укороченные Б1-С-связи, в оптические свойства. Исчезновение размерного
990 г 970 1
's с 950 -t
03 і О 830 :
03 £ 810 -
790 :
и <и о н о tí 770 :
750 :
730 -
710 Е
J_____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I_____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____I____L
0 200 400 600 800 1000 1200 1400
Температура отжига, оС
Рис. 2. Температурная зависимость положения минимума БІС-пика ИК-пропускания для слоев БІС*: 1 - БІС! 4, 2 - БІСо95, 3 - БІСо7, 4 - БІСо4, 5 - БІСо.12, 6 - БІСо.оз
s
о
0, градус 0, градус
Рис. 3. Рентгенограммы пленки ВЮ0.4 после имплантации и отжига в течение 30 минут: а) 1100°С, б) 1250°С
эффекта для слоев SiCo.i2 и SiCo.4 и возврат при температурах 1100-1400°С положения минимума к 800 см-1 вызваны ростом размеров нанокристаллов SiC до величин 3.5-5 нм и выше. Кроме того, скачкообразный сдвиг пика ИК-пропускания от 725-730 до 810-830 см-1 начинается при меньших температурах 600-700°С, что, по-видимому, связано с ростом размеров нанокристаллов Si (табл. 2).
Площадь SiC-пика ИК-пропускания, ограниченная областью между кривой ИК-спектра и базовой линией |Т1Т2| (рис. 1в, SiC07), пропорциональна количеству всех видов поглощаю-
щих Si-C-связей [11-14] и определялась способом, описанным в [14]. Из зависимостей площади пика ИК-пропускания от температуры отжига и концентрации углерода для слоев SlCl.4, SlCo.95, SlCo.7, SiCo.4, SlCo.12 и SiCo.o3 (рис. 4) можно увидеть, что количество оптически активных Si-C-связей в температурном интервале 27-1100оС является наибольшим для слоя SiC07. Меньшее количество Si-C-связей в слоях SiCx при х < 0.7 вызвано меньшим содержанием углерода, а при х > 0.7 объясняется высокой концентрацией прочных кластеров, распадающихся при более высоких температурах.
Поэтому при температуре 1300оС количество оптически активных Б1-С-связей становится наибольшим в слое SiCl.4.
В слое SiCo.oз количество оптически активных Si-C-связей должно быть приблизительно пропорционально количеству атомов углерода после отжига ввиду сравнительно малой концентрации прочных С- и С—Si-кластеров. Если принять площадь Si-C-пика для слоя SiC0.03 при 1000°С равной 1 (табл. 3), то увеличение концентрации углерода в п1 раз (п1 = (#С/ЛГ81)/0.03 = = х/0.03) должно увеличить площадь пика в п2 раз (п2 = Лх(Т)/Л003(1000°С)). При этом п1 = п2, если не наступило насыщения в амплитуде пика и атомы углерода не входят в состав углеродных и оптически неактивных кластеров. Насыщения амплитуды ИК-пропускания для большинства концентраций и температур не достигнуто (рис. 1, табл. 3), однако п2 < п1. В этом
случае 100%п2/п1 отражает долю атомов углерода, образующих оптически активные Si—С-связи в слое SiCx. Тогда при 1300°С в слое SiC1.4 лишь 9% атомов С образуют оптически активные Si-C-связи, в SiC0.95 - 12%, в SiC0.7 и Б1С0.4 - 16%, в SiC0.12 - 45%, а остальные атомы углерода продолжают находиться в составе прочных кластеров. Увеличение концентрации углерода в слоях SiCх в (х/0.03) = 4, 13, 23, 32, 47 раз по сравнению с SiC0.03 приводит к увеличению количества оптически активных Si—С-связей не более чем в 4 раза даже после отжига при 1300°С. Количество сформированного SiC оказалось растущим с дробной степенью концентрации п2 = (х/0.03)у, где у ~ 0.37±0.09 (табл. 3).
Результаты оценки могут иметь дискуссионный характер. Однако, например, в [17] спектры ИК-поглощения слоев SiC были разложены на
Таблица 2
Средние размеры (е) кристаллитов 81 и Р-81С в слоях 81С00з и 81С0Л2, определенные методом рентгеновской дифракции
Температура (°С) м) СО
Б1С0.03 Б1С0.12
Б1 Р-БЮ Б1 Р-Б1С
20 2 - 1.1 -
700 3 - 1.3 -
800 13 - 2 -
900 15 - 4.5 2
1000 17 - 5 3
1100 20 - 7 3.5
1150 27 - 12 4
1200 10 - 25 4.5
1250 10 - 46 5
Таблица 3
Относительные величины АЖ(Т)/А003(1000°С) площади 81С-пика ИК-пропускания и доля атомов С (%), образующих оптически активные 81-С-связи в слоях 81С*
Б1С, Б1С0.03 Б1С0.12 Б1С0.4 Б1С0.7 Б1С0.95 Б1С1.4
п1 = х/0.03 1.0 4.0 13.3 23.3 31.7 46.7
Т, °С Ах Б1-С, % Ах Б1-С, % Ах Б1-С, % Ах Б1-С, % Ах Б1-С, % Ах Б1-С, %
А0.03 А0.03 А0.03 А0.03 А0.03 А0.03
20 0.63 63 1.3 33 1.7 13 2.4 10 1.4 4 1.6 3
200 0.68 68 1.5 37 1.8 14 2.6 11 1.6 5 2.0 4
400 0.54 54 1.4 36 1.7 13 2.8 12 1.7 5 2.1 5
600 0.62 62 1.5 37 1.7 13 3.1 13 1.9 6 2.0 4
700 0.72 72 1.6 39 1.9 14 3.0 13 2.0 6 2.1 4
800 0.42 42 1.4 35 2.2 17 2.7 12 2.0 6 2.2 5
900 0.71 71 1.5 37 1.9 14 2.9 12 2.1 6 2.4 5
1000 1.00 100 1.5 37 1.7 12 2.8 12 2.0 6 2.8 6
1100 0.76 76 1.4 36 1.6 12 3.0 13 2.3 7 2.7 6
1200 0.90 90 1.9 48 2.0 15 2.9 13 2.8 9 3.0 6
1300 90 1.8 45 2.1 16 3.8 16 3.8 12 4.0 9
у(1300°С) 0.40 0.28 0.42 0.38 0.36
12000
ч10000
(D
И
8000
§
s
? 6000 ¿75
g 4000 3
§ 2000
а)
40 Ю ■ і і 4
■ і
-ИГ'"
1Г 7 Т
1
300 600 900 1200
Температура отжига, °С
0.3 0.6 0.9
Nc/Nsi
1.2
О
О
О
Рис. 4. Количество оптически активных БьС-связей в зависимости от концентрации углерода и температуры отжига: а) в слоях 31С14 (кривая 1), (2), 31С07 (3), ЭЮо 4 (4), ЭЮо 12 (5) и ЭЮооз (6); б) при температурах
27°С (кривая 1), 400°С (2), 800°С (3), 1000°С (4), 1200°С (5), 1300°С (6), 1400°С (7) " '
t ■вир- -HLi- ■■ ■ f1- ^ •^<\У v 25°C 25°C 25°C ■ |№ Be Щ>- * ; Jp4| 25°C ^ 25°C • _
1400°C V Л m 1400°C 1250°C 1200°C H. ' щ Ж 1400°C 1250°C
100 nm 100 nm 100 nm 100 ипї1 100 nm 100 nm
штяЛ
^1.4 SiCo.95 SiCo.7 SiCo.4 SiC0Л2 ^0.03
Рис. 5. Атомно-силовая микроскопия поверхности слоев Б1С14, В1С095, БЮ0.7, БЮ04, Б1С012 и В1С003 на участках площадью 200x400 нм2 после имплантации и отжига
три компоненты, одна из которых относилась к аморфному Б1С, а две другие - к (3-81С, и при фиксированной энергии количество сформированного оказалось растущим с дробной степенью дозы, а именно /У , где у определяется как 0.41. Т. Кппига с соавторами [18] из ИК-спектров определили, что после имплантации (Е = 100 кэВ) и отжига при температуре 900°С около 40-50% атомов углерода с атомами кремния образовали Р-БЮ, при 1200°С - 70-80%.
L. Calcagno с соавторами [15] показали формирование кластеров графита при высоком содержании углерода. Liangdeng Yu с соавторами [1] после имплантации ионов углерода (Е = 80 кэВ, D = 2.7х1017 ион/см2) в спектре рамановского рассеяния обнаружили двойную полосу (1380 и 1590 см-1) графитизированного аморфного углерода. Р.М. Баязитов с соавторами [9] после мплантации углерода в кремний и обработки интенсивными наносекундными импульсными
ионными пучками углерода наблюдали выделения графита. Д.И. Тетельбаум с соавторами [10] после имплантации в пленку SiO2 ионов Si (Е = = 100 кэВ, Б = 7 1016 см-2) и С концентрациями в максимуме распределения ионов ~10 ат.% наблюдали белую фотолюминесценцию, характеризующуюся полосами при ~400, —500 и ~625 нм, которые приписаны включениям фаз SiC, С и аморфного Si, соответственно. Методом РФЭС показано, что амплитуда 1РФС для связей С-С сравнима с амплитудой для связей Si—С, а люминесценция при 500 нм (углеродные кластеры) существенно превосходит люминесценцию при 400 нм ^С). О высоком содержании углеродных графитизированных кластеров в пленках говорили также авторы [19].
На рис. 5 приведены данные исследований методом атомно-силовой микроскопии микроструктуры поверхности слоев SІC1.4, БЮ0.95, БЮ0.7, БЮ0.4, БЮ0.12 и SiC0.03 на участках площадью 200x400 нм2. Ровная после имплантации в пределах 2-6 нм поверхность слоев SiC1.4, БЮ0.95, БЮ0.7, БЮ0.4 и SiC0.12 при температурах 1200-1400°С приобретает гранулярную структуру с размером зерен —30-100 нм. Меньший средний размер зерен 30 нм в слоях SiC0.95 объясняется интенсивным процессом зародышеоб-разования в слое со стехиометрическим составом атомов Si и С. Отжиг при меньшей температуре (1250°С) слоя SiC0.7 приводит к снижению гранулярности структуры и наличию аморфных участков поверхности. Уменьшение количества углерода и снижение концентрации углеродных кластеров приводит к формированию глобулярных больших зерен в слое SiC0.4. Значительное снижение концентрации углерода в случае SiC0.12 приводит к частичной рекристаллизации кремния и снижению гранулярности структуры. Поверхность рекристаллизован-ных при температуре 1250°С слоев SiC0.03 содержит равномерно распределенные точечные выступы диаметром около 20 нм и высотой несколько нанометров, предположительно из Б^С-включений.
Заключение
1. После многократной имплантации ионов углерода с энергиями 40, 20, 10, 5 и 3 кэВ в кремний и синтеза слоев SiCx показано, что количество оптически активных Si-C-связей в температурном интервале 20-1200оС является наибольшим для слоя SiC0.7. Меньшее количество этих связей в слоях SiC0.4, БЮ0.12 и SiC0.03 вызвано меньшим содержанием углерода, а в слоях SiC1.4 и SiC0.95 объясняется высоким со-
держанием прочных кластеров, распадающихся при более высоких температурах. Ровная в пределах 2-6 нм поверхность слоев SiCi.4, SiC0.95, SiC0.7, SiC04 и SiC012 при температурах 800-1400°C деформируется с образованием зерен размером 30-100 нм, выступов и углублений. Поверхность рекристаллизованных при 1250°C слоев SiC0.03 содержит равномерно распределенные включения SiC в виде точечных выступов диаметром около 20 нм.
2. Установлено, что отличие слоев с низкой концентрацией углерода SiC0 03, SiC012 и SiC04 от слоев SiC14, SiC0 95 и SiC0 7 проявляется в отсутствии пика LO-фононов SiC в спектрах ИК-пропускания, что связано с размерными эффектами, а именно малыми размерами кристаллитов SiC, а также их малым количеством. После высокотемпературного отжига минимум пика ТО-фононов SiC смещается в область выше значения 800 см-1, характерного для тетраэдрических связей кристаллического SiC, что обусловлено малыми размерами кристаллитов SiC (< 3 нм) и увеличением вклада их поверхностей, а также поверхностей кристаллитов Si, содержащих укороченные Si-C-связи, в оптические свойства. Исчезновение размерного эффекта для слоев SiC012 и SiC04 и возврат при температурах 1100-1400°С положения минимума ТО-фононов к 800 см-1 вызваны ростом размеров нанокристаллов SiC до величин 3.55 нм и выше.
Полагая, что 100% атомов углерода в слое SiC0.03 образуют оптически активные Si-C-связи при температуре 1300°С ввиду низкой концентрации углеродных кластеров, показано, что при 1300°С в слое SiC14 лишь 9% атомов С образуют эти связи, в SiC095 - 12%, в SiC0 7 и SiC0 4 - 16%, в SiC012 - 45%, а остальные атомы углерода продолжают находиться в составе прочных кластеров, то есть общее количество сформированных Si-C-связей в слоях SiCx оказалось растущим с дробной степенью концентрации n2 = (n{f, где y ~ и 0.37±0.09, n1= х/0.03.
Список литературы
1. Yu Liangdeng, Saweat Intarasiri, Teerasak Kamwanna, Somsorn Singkarat. Ion beam synthesis and modification of silicon carbide // Ion beam applications in surface and bulk modification of insulators. IAEA, Austria, Vienna, IAEA-TECDOC-1607. 2008. P. 63-92.
2. Лебедев А.А., Мосина Г.Н., Никитина И.П. и др. // Письма в ЖТФ. 2001. Т. 27. Вып. 24. С. 57-63.
3. Семенов А.В., Пузиков В.М., Голубова Е.П. и др. // ФТП. 2009. T. 43. Вып. 5. С. 714-718.
4. Borders J.A., Picraux S.T. and Beezhold W. // Appl. Phys. Lett. 1971. Vol. 18, iss. 11. Р. 509-511.
5. Баранова E.K., Демаков К.Д., Старинин K.B. и др. // Доклады АН СССР. 1971. 200. C. 869-870.
6. Герасименко Н.Н., Кузнецов О.Н., Лежейко Л.В. и др. // Микроэлектроника. 1974. Т. 3. Вып. 5. С. 467-468.
7. Akimchenko I.P., Kisseleva K.V., Kras-nopevtsev V.V. и др. // Rad. Eff. 1980. 48. P. 7-12.
8. Nussupov K.Kh., Sigle V.O. and Beisenkhanov N.B. // Nucl. Instr. and Meth. B. 1993. Vol. 82. Р. 69-79.
9. Баязитов Р.М., Хайбуллин И.Б., Баталов Р.И., Нурутдинов Р.М. // Журнал технической физики. 2003. 73, вып. 6. C. 82-85.
10. Тетельбаум Д.И., Михайлов А.Н., Белов А.И. и др. // Поверхность. Рентг., синхр. нейтр. иссл. 2009. № 9. С. 50-57.
11. Нусупов К.Х., Бейсенханов Н.Б., Валитова И.В. и др. // Физика твердого тела. 2006. Т. 48. Вып. 7. С. 1187-1200.
12. Nussupov K.Kh., Beisenkhanov N.B., Valitova I.V. et al. // Journal of Materials Science: Materials in Electronics. 2008. V. 19. P. 254-262.
13. Бейсенханов Н.Б. // Вестник ННГУ. 2010. № 1. С. 46-56.
14. Бейсенханов Н.Б. // Поверхность. Рентг., синхр. нейтр. иссл. 2010. № 10. С. 73-78.
15. Calcagno L., Compagnini G., Foti G., et al. // Nucl. Instr. and Meth. B. 1996. 120. P. 121-124.
16. Акимченко И.П., Каздаев Х.Р., Красно-певцев В.В. // ФТП. 1977. T. 11, вып. 10. С. 19641966.
17. Wong S.P., Chen D., Ho L.C., et al. // Nucl. Instr. and Meth. B. 1998. 140. P. 70-74.
18. Kimura T., Kagiyama Sh. and Yugo Sh. // Thin Solid Films. 1981. 81. P. 319-327.
19. Shimizu-Iwayama T., Nakao S., Saitoh K. // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 65(14). P. 1814-1816.
SYNTHESIS OF p-SiC IN SiCx LAYERS (x = 0.03-1.4) BY MULTIPLE IMPLANTATION OF 12C+ IONS IN Si
I.K. Beisembetov, N.B. Beisenkhanov, А.М. Doshchanov,
S.K. Zharikov, B.K. Kenzhaliev, KKh. Nussupov
It is shown that after annealing at 1200°C of SiC* layers formed by implantation of 12C+ ions with energies of 40,
20, 10, 5 and 3 keV in Si, the largest number of Si-C bonds is observed for the SiC0.7 layer due to the low carbon content in the layers SiC003, SiC012 and SiC0.4, and high concentration of clusters in the layers SiC0.95 and SiC14. Both the disappearance of the SiC LO-phonon peak of IR transmission and the shift of the TO phonon peak of SiC in the region above 800 cm-1 with the decrease of SiC nanocrystal size to less than 3 nm are revealed. Compared to the SiC0 03 layer where 100% of the carbon atoms form optically active Si-C-bonds, in the SiC14 layer only 9% of C atoms do so, in SiC0 95 ~ 12%, in SiC07 and SiC04 ~ 16 %, in SiC012 ~ 45%, while the rest of carbon atoms remain at 1300°C in the stable C-Si clusters. The number of SiC in the SiCx layers grows with a fractional power of concentration, namely, (x/0.03/, wherey ~ 0.37 ± 0.09.
Keywords: silicon carbide, ion implantation, structure, crystallization.
