Формирование нанокристаллов кремния при термических отжигах пленок оксида кремния

Использованные материалы, включающие наноразмерные текстуры, притягивают серьёзный интерес в силу собственных оригинальных физических качеств. Подобные материалы обязаны отличаться квазиатомной энергетической структурой электронных состояний со следующими из этого особенными оптическими и электрофизическими качествами, значительной адсорбционной возможностью, а также химической активностью. По этой причине главные закономерности перемены электронного диапазона также предопределенные ими физические качества при применении к наноразмерным объектам остаются в фокусе интереса физики наноструктур также считаются в особенности важными.

Изучения полупроводниковых систем на базе кремния также его соединений считаются в особенности многообещающими вследствие того что, кремний – это главный использованный материал микроэлектроники, снижение объемов компонентов полупроводниковых устройств считается главной направленностью, в конечном итоге, умение наноматериалов в базе кремния довольно усиленно излучать видимый свет при комнатной температуре, в отличие от объемного кристаллического кремния, обязано послужить причиной ко формированию компонентов микросхем с перспективой совместного оптического и электрического обрабатывания данных.

С целью характеристики исследуемых структур проанализируем, в первую очередь в целом, сведения согласно их фотолюминесценции, во связи с обстоятельством формирования образцов. На Рис. 1 показаны спектры фотолюминесценции начальных пленок S i O x , с температурами подложки T_s=250, 300 и 350°С (Рис. 1 а) и этих самых же плёнок, отожженных при температурах T a = 900, 1000 и 1100°С (Рис. 1 б, в, г).

Рис. 1 Спектры ФЛ исходных пленок S i O x (а) и пленок, отожжённых в интервале температур 900-1100°С (б, в, г) при трех температурах подложки.

Начальная пленка, осажденная при наименьшей температуре подложки, характеризуется присутствием обширной полосы ФЛ в области 350-750 нм (Рис.95 а, кривая 1) с наибольшим значением при 575 нм (2.17 эВ). Данную ФЛ возможно объяснить излучением в одно и то же время нескольких видов дефектных центров в пленке нестехиомет- ричного оксида – нейтральных кислородных вакансий и парамагнитных центров типа немостикового атома кислорода [1, 2].

C повышением температуры подложки интенсивность ФЛ в области 500-600 нм однообразно снижается, также планируется возникновение плеча в области 600-700 нм. Подобное действия интенсивности сопряжено со сокращением единого количества дефектов в образце и модификацией единичных кислородо-дефицитных центров в наиболее непростые образования – "нефазовые" включения и аморфные кластеры Si, в том числе и в неотожженных пленках [3].

Отжиг пленок SiOx при высоких температурах приводит к почти полному гашению дефектной фотолюминесценции и также возникновению полосы в области 700-800 нм, что более четко проявлена в пленках, полученных при температуре подложки 300 и 350°С и отожженных при 1100°С (Рис. 1 в и г). ФЛ в данной области свойственна для межзонных излучательных переходов между уровнями размерного квантования в КТ Si с размером 3-5 нм [4]. Помимо этого, уже после отжига при высокой темпе- ратуре возникает пик фотолюминесценции при l ~ 470 нм.

Для выяснения фазового строения аморфных пленок исследовались рентгеновские эмиссионные Si L2,3-спектры структур, показанные на Рис. 2. Спектр начального порошка SiO, из которого изготавливались плёнки, кроме того спектры плёнок, изготовленных при температуре подложки 250°C и затем отожжённых при температуре T=1000°C и 1100°C. В данном исследовании глубина анализа была равна 60 нм.

Изучение энергетического диапазона валентных электронов согласно сведениям УМРЭС плёнок SiOx, разрешило определить, то что одновременно уже после нанесения плёнки в ней выявляется существенное число элементарного кремния. О данном говорит выражение в Si L2,3-спектре

Рис. 2. УМРЭС Si L2,3-спектры исходного порошка SiOx и плёнок SiOx/Si c Ts=250°С и различными температурами отжига.

эмиссии плёнки пика с энергией, равной главному максимуму кристаллического кремния (~92 эВ) (Рис. 2).

В то же время по обеим сторонам от этого максимума выражаются два максимума, свойственные для оксидов кремния (~89,4 эВ и 94,7 эВ). Наиболее подробные исследования диапазона неотожжённой плёнки с помощью моделирования выявили то, что она включает около 43% нанокристаллического кремния (nc-

Si), ~15% аморфного (a-Si) и 42% оксида SiO2 (Табл. 16).

Смоделированные спектры показаны на Рис. 2 (тонкие сплошные линии), также уровень их соотношения опытным спектрам устанавливает достоверность точности оценки содержания эталонных фаз в исследуемом слое. Изучение Si L2,3-эмиссионных спектров порошка “SiO”, из которого изготавливались напыленные плёнки, выявило по наличию более слабо выраженного максимума при 92 эВ его значительное разложение на Si и SiO2 уже на стадии хранения.

С увеличением температуры отжига плёнок со временем снижается относительная интенсивность максимума, принадлежащего элементарному кристаллическому кремнию (~92 эВ), также возрастает относительный вклад пиков, относящихся к диоксиду кремния. Но также уже после отжига 1100°С замечается низкая структура в спектре, объясняемая кристаллическим кремнием (23%).

Таким образом, развитие массивов нанокластеров кремния в матрице SiO 2 с помощью ионной имплантации также дальнейшего отжига дает возможность приобрести значительную часть нанокластеров с упорядоченной структурой - то есть в виде нанокристаллов. Одновременно, циклический набор дозы имплантации получается более эффективный способ, чем однократный набор общей дозы.

Получение нанокристаллов Si используя высокотемпературный отжиг тонкой пленки SiOx на кремниевой подложке приводит к расслоению этой пленки на области, не содержащие и содержащие нанокристаллы кремния в матрице SiO2 с преимущественной ориентацией последних параллельно плоскости подложки.