Управление дислокациями и напряжениями в безмасковых процессах с использованием паттернирования субстратов и способы изготовления устройств

Изобретение относится к структурам и способам изготовления стопок активных слоев полупроводниковых материалов. Изобретение обеспечивает получение стопок активных слоев полупроводниковых материалов с согласованными параметрами кристаллических решеток, рассогласованными параметрами кристаллических решеток и рассогласованными коэффициентами термического расширения с низкой плотностью винтовых дислокаций, отсутствием растрескивания слоев и минимизированным прогибом подложки с использованием эпитаксиального наращивания на приподнятых участках подложки в безмасковом процессе. Структура содержит паттернированную кристаллическую полупроводниковую основу с приподнятыми областями, ограниченными бороздками, глубина которых по меньшей мере равна их ширине, и эпитаксиальный полупроводниковый материал, осажденный на приподнятых областях основы в форме изолированных пятен, причем основа изготовлена из первого кристаллического полупроводникового материала, а эпитаксиальный полупроводниковый материал содержит по меньшей мере один второй кристаллический полупроводниковый материал, обладающий рассогласованием кристаллической решетки или рассогласованием коэффициента термического расширения относительно основы, а скорость вертикального роста эпитаксиально наращиваемого материала значительно выше, чем скорость латерального роста. 2 н. и 11 з.п. ф-лы, 41 ил.

 

ПЕРЕКРЕСТНЫЕ ССЫЛКИ НА РОДСТВЕННЫЕ ЗАЯВКИ

Данная заявка претендует на приоритет и эффект изобретения в соответствии с предварительной заявкой на патент США с регистрационным номером 61328203, поданной 27 апреля 2010 г., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки.

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ

Настоящее изобретение относится к структурам и способам устранения винтовых дислокации (изменений в пространственной решетке кристалла), растрескивания слоев и прогиба подложки при эпитаксиальном наращивании слоев с рассогласованием кристаллических решеток или рассогласованием коэффициентов термического расширения с использованием паттернированных подложек. Поскольку выбор материалов и толщины слоев являются практически неограниченными, то изобретение может также быть использовано для изготовления устройств, требующих для правильного функционирования толстых эпислоев, таких как многопереходные солнечные элементы, светоизлучающие диоды, полупроводниковые лазеры, радиационные видеодетекторы и термоэлектрические устройства. Изобретение также может быть использовано для изготовления интегральных, оптоэлектронных и фотонных микросхем, требующих меньшей толщины слоев с рассогласованием кристаллических решеток.

ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ

Все попытки расширить сферу действия закона Мура посредством внедрения в КМОП-платформу (микросхемы на комплементарных транзисторах металл-оксид-полупроводник) новых оптических и электрических функциональных средств, реализации высокоэффективных твердотельных осветительных устройств, производства концентраторных фотоэлектрических модулей, изготовления видеодетекторов, в частности - детекторов высокоэнергетических электромагнитных и корпускулярных излучений, и изготовления термоэлектрических устройств требуют - в той или иной форме - интеграции кристаллических материалов с различными параметрами кристаллических решеток при расположении их друг над другом. Принципиально это может быть осуществлено двумя различными способами - либо посредством сращивания пластин, либо посредством «гетероэпитаксиального наращивания». Настоящая работа относится ко второму способу соединения материалов, в частности - материалов, параметры кристаллических решеток которых отличаются более чем на несколько десятых процента, и которые могут очень сильно различаться по их коэффициентам термического расширения.

Проблемы, связанные с рассогласованием кристаллических решеток

Если два материала с рассогласованными кристаллическими решетками эпитаксиально наращивают друг на друга, то различие постоянных кристаллических решеток (несоответствие) приводит к механическому напряжению, которое при превышении определенного предела снимается за счет упругой или пластической релаксации. В нормальных условиях, если осажденный слой с достаточно большим несоответствием получают на единственной кристаллической подложке, релаксация напряжения может быть упругой - посредством изменения конфигурации поверхности, например - в форме островков. Тем не менее, упругая релаксация не может происходить на плоской пленке. В противоположность этому, при меньшем несоответствии эпитаксиальная пленка может оставаться плоской, тогда как напряжение снимается пластически за счет так называемых дислокации несоответствия, если превышена определенная критическая толщина пленки. В конечном счете, независимо от того, насколько большим является несоответствие, пластическая релаксация за счет дислокации несоответствия на межфазных границах происходит всегда. Если межфазная граница со значительной плотностью дислокации несоответствия находится в активной зоне устройства, например - транзистора, то его рабочие характеристики могут в значительной степени снижаться. Поэтому межфазные границы, содержащие дислокации несоответствия, обычно необходимо пространственно отделять от активной зоны устройства. Однако, к сожалению, удержание межфазных границ с дислокациями несоответствия на расстоянии от активной зоны устройства часто не гарантирует надлежащие рабочие характеристики устройства. На самом деле, редко случается, что дислокации локализованы исключительно на межфазной границе между двумя материалами в форме дислокации несоответствия. Дислокации несоответствия обычно сопровождаются винтовыми ветвями, идущими к поверхности наращиваемой пленки. Эти винтовые дисклокации также могут быть очень вредными для функционирования устройства, если они пересекают активную зону стопки гетероэпитаксиально наращиваемых слоев. Поэтому плотность винтовых дислокации обычно следует поддерживать на как можно более низком уровне.

Проблемы, связанные с рассогласованием коэффициентов термического расширения

Проблема дислокации, возникающая из-за несоответствия кристаллических решеток, является не единственным препятствием, которое необходимо преодолеть при эпитаксиальном наращивании разнородных материалов друг на друга. Во многих случаях столь же серьезной проблемой является несоответствие коэффициентов термического расширения, в частности - если необходимы слои с относительно большими толщинами, например - в устройствах типа высокоярких светодиодов, концентраторных фотоэлектрических модулей, детекторов радиации, термоэлектрических генераторов и т.п.

Несоответствие коэффициентов термического расширения может привести к прогибу подложки при охлаждении до комнатной температуры после эпитаксиального наращивания, к серьезному затруднению последующих стадий обработки, таких как фотолитография и паттернирование, или дальнейшего эпитаксиального наращивания. Различное термическое расширение эпитаксиальных слоев и подложки может даже привести к растрескиванию первых, либо непосредственно после эпитаксиального наращивания, либо во время последующего термоциклирования (циклического воздействия температуры), которое обязательно происходит, например, во время работы концентраторных фотоэлектрических модулей (см., например, публикацию V.K. Yang et al., Journal of Applied Physics 93, 3859 (2003), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Проблему прогиба подложки в прошлом пытались решить различными способами. Один из подходов состоит во внедрении промежуточных слоев со сниженной кристалличностью, функционирующих в качестве слоев, снимающих напряжения (см., например, заявку на патент США под номером US 2008/0308909, авторы - Masahiro Sakai et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Другой подход включает в себя нанесение покрытия на обратную сторону подложки из субстрата, создающего противоположное напряжение при охлаждении подложки (см., например, заявку на патент США под номером US 2003/0033974, автор - Tetsuzo Ueda, содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Однако, к сожалению, снижение прогиба подложки может даже увеличивать тенденцию нанесенных на нее слоев к растрескиванию, поскольку прогиб подложки сопровождается частичной упругой релаксацией напряжения.

Альтернативный способ снижения прогиба подложки был описан, например, в заявке на патент США под номером US 2008/0233716, автор - Kazuhide Abe, содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки. В этом способе глубокие прорезы формировали в пленке из карбида кремния перпендикулярно направлению, вдоль которого возникал прогиб полупроводниковой пластины-носителя, за счет чего прогиб снижался.

В родственном подходе была разработана система, поглощавшая механическое напряжение, в которой прорезы глубиной около 10 мкм и шириной 1 мкм формировали в опорной подложке, на которую с транспортной подложки переносили нуклеационный слой с использованием способов сращивания пластин (см., например, заявку на патент США под номером US 2006/0216849, авторы - Letertre et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Для эффективного снятия напряжения во время колебаний температуры в толстых эпитаксиальных слоях, наращиваемых на нуклеационный слой, под нуклеационным слоем необходим дополнительный буферный слой, поглощающий напряжение и сходный с промежуточным слоем, описанным в заявке на патент США под номером US 2008/0308909, авторы - Masahiro Sakai et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки. Предполагается, что напряжения поглощаются за счет образования дефектов, локального смещения или сползания материала, в зависимости от природы буферного слоя. Требуется, чтобы эти механизмы снятия напряжения были очень эффективными, если необходимо исключить растрескивание слоев и прогиб подложки в случае толстых эпитаксиальных слоев с большими латеральными размерами, то есть распространяющихся по существу на всю подложку. Поэтому может происходить смещение или сползание материала на макроскопические расстояния, что очень нежелательно на практике.

То же самое относится к родственному подходу, в котором релаксацию напряжений несоответствия в эпитаксиальных слоях SiGe/Si(001) считают возникающей за счет процесса смещения; при этом эпислой SiGe остается кубическим. В этом случае используют тонкую SOI-основу вместо объемной кремниевой основы (см., например, патент США номер US 5759898, авторы - Ek et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Несмотря на сравнительно низкую вязкость при достаточно высоких температурах, представляется очень маловероятным то, что этот процесс смещения может когда-либо происходить в макроскопическом масштабе.

Несмотря на то, что прогиб подложки и растрескивание слоев являются серьезными практическими проблемами, обычно возникающими при толщинах слоев более 1 мкм, винтовые дислокации, тесно связанные с пластической релаксацией напряжений, обычно присутствуют и при меньших толщинах слоев вследствие значительных несоответствий кристаллических решеток, и их доля равна одному проценту и более.

Предпринималось много попыток снизить плотность винтовых дислокации (TDD, от англ. "threading dislocation densities") в поверхностных пленках, таких как изменение состава буферных слоев (см., например, патент US 5221413, авторы - Brasen et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Альтернативно, буферные слои с высокой плотностью дефектов могут способствовать образованию и аннигиляции дислокации (см., например, работу Н. Chen et al., Journal of Applied Physics 79, 1167 (1996), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Другие способы включают в себя эпитаксиальный рост частей слоев при различных температурах подложки; одним из примеров является осаждение основного слоя Ge при низкой температуре подложки с последующим осаждением второго слоя Ge при более высокой температуре (см., например, патент США US 6,537,370, авторы - Hernandez et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Идея в данном случае состояла в том, чтобы по меньшей мере снизить образование островков по механизму Странски-Крастанова на ранней стадии роста, поскольку объединение островков и шероховатость поверхностей приводят к большей плотности винтовых дислокации (TDD).

Кроме того, показано, что термический отжиг после наращивания усиливает скольжение и аннигиляцию дислокации. Особенно эффективным, по-видимому, является циклический термический отжиг. В данном случае температура циклически изменяется между первым значением, превышающим температуру перехода от хрупкости к пластичности (т.е. близким к температуре плавления эпитаксиального слоя), и вторым значением, которое ниже первого. Значительное снижение плотности винтовых дислокации наблюдали, например, в Ge-пленках, эпитаксиально выращенных на Si(001) подложках с использованием такой процедуры (см., например, патент US 6635110, авторы Luan et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Однако этот способ не решает проблему с прогибом подложки и трещинообразованием, если Ge в форме поверхностных пленок наращивают до значительных толщин, равных нескольким микрометрам, и плотность винтовых дислокации остается очень высокой - обычно порядка 2·10⁷ см^-2 в пленках толщиной 1 мкм.

Решение проблем за счет ограничения площади эпитаксии с помощью диэлектрических масок

Если эпитаксиальные слои наращивают в форме непрерывных пленок на подложку, характеризующуюся значительным несоответствием кристаллической решетки и коэффициента термического расширения, то сталкиваются с проблемами избыточной плотности винтовых дислокации, как только напряжение несоответствия начинает пластически релаксировать, а также прогиба подложки и образования трещин при больших толщинах.

Уже давно стало понятно, что значительного снижения плотности винтовых дислокации можно достичь только за счет сокращения площади эпитаксиального роста, то есть за счет уменьшения эпитаксиальных структур. Этого можно добиться за счет получения подложки с диэлектрической маской, оставляющей поверхность подложки открытой только внутри отверстий, предварительно полученных посредством литографии и травления. Идея состоит в том, что при достаточной толщине слоя винтовые ветви, отходящие от межфазной границы, выходят из боковых сторон эпитаксиальной структуры и не достигают верхней поверхности.

Эта концепция была применена к различным комбинациям полупроводников, таким как Si, Ge, III-V материалы, II-VI материалы (см., например, заявку на патент Соединенного Королевства GB 215 514, авторы Goodfellow et al.). Сходным образом, концепция была применена к GaAs мезаструктурам, прорастающим в оксидные отверстия на Si(001) за счет молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ, от англ. "molecular beam epitaxy") или химического осаждения из паровой (газовой) фазы (CVD, от англ. "chemical vapor deposition"), причем материал, осажденный на оксидную маску, удаляют на стадии химического травления (см., например, патент US 5158907, автор - Fitzgerald, содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Показано, что этот способ, который также называют «эпитаксиальным утонением», не только эффективно снижает плотность винтовых дислокации в GaAs мезаструктурах, выращиваемых на Si посредством молекулярно-пучковой эпитаксии, но и устраняет трещины (см., например, работу Fitzgerald et al., Journal of Electronic Materials 20, 839 (1991), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Идея создания дефектов, заканчивающихся на некристаллических боковых стенках известна не только под названием «эпитаксиального утонения», но и под названием «захвата за счет форматного соотношения» (ART, от англ. "aspect ratio trapping") (см., например, международную заявку на патент WO 2008/030574, авторы Bai et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Также было показано, что ограничение площади эпитаксиального роста, в сочетании с циклическим термическим отжигом, указанным выше, приводит к резкому снижению плотности винтовых дислокации в Ge мезаструктурах, эпитаксиально выращиваемых на Si(001) (см., например, патент US 6635110, авторы Luan et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Однако ограничения площади эпитаксии, даже в сочетании с термическим отжигом, недостаточно для полного устранения винтовых дислокации, даже если топологические размеры поддерживаются очень малыми. Чтобы понять это, необходимо проанализировать природу дислокации. В кубических полупроводниках наиболее распространенными дислокациями являются так называемые 60-градусные дислокации, в которых векторы Бюргерса и линии дислокации образуют между собой угол, равный 60 градусам, и расположены в плоскостях скольжения {111} (см., например, работу Blakeslee, Mat. Res. Soc. Symp.Proc. 148, 217 (1989), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Такие дислокации могут достигать края эпитаксиальных областей за счет скольжения под действием напряжения или просто достигать межфазной границы с диэлектриком, когда эпитаксиальная структура становится достаточно высокой, так что их плоскость скольжения больше не пересекает фронт роста. Однако существуют также так называемые сидячие дислокации с линиями дислокации, перпендикулярными межфазной границе. На них не влияют напряжения, и отклонение от вертикальной ориентации может быть вызвано только взаимодействием с наклонными поверхностными гранями. Действительно, было показано, что механизм отклонения дислокации существует в ограненных GaN островках и может привести к значительному снижению плотности винтовых дислокации (см., например, работу Knoke et al., J. Cryst. Growth 310, 3351 (2008), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Ожидается, что поверхностная огранка оказывает такой же эффект на полупроводники IV группы и составные полупроводники (см., например, международную заявку на патент WO 2008/030574, авторы - Bai et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Вместо формирования ограниченных эпитаксиальных областей в форме мезаструктур было показано, что большие области гетероэпитаксии материалов с рассогласованными кристаллическими решетками с низкой плотностью винтовых дислокации можно получить посредством внедрения дислокационных стоков в форме ямок в подложке. Это обеспечивает дополнительное преимущество по существу плоских поверхностей (см., например, заявку на Европейский патент ЕР 0505093, авторы - Bean et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Дальнейшее расширение технологии снижения плотности винтовых дислокации включает в себя сочетание описанного паттернирования с помощью диэлектрических масок с селективной эпитаксией с последующим эпитаксиальным латеральным наращиванием (ELO, от англ. "epitaxial lateral overgrowth"). Например, для Ge на Si(001) было высказано предположение, что за счет продолжения процесса до коалесценции можно получить по существу не содержащие дефектов поверхностные пленки (см., например, работу Langdo et al., Applied Physics Letters 76, 3700 (2000), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Однако очевидно, что проблемы с прогибом подложки и растрескиванием слоев могут возникнуть при дальнейшем увеличении толщины слоя.

Кроме того, для того чтобы эпитаксиальное утонение было эффективным, форматное соотношение между высотой и шириной отверстий маски должно быть примерно равно единице. Поэтому для пленок с толщинами менее примерно 1 мкм необходимо использовать субмикронную литографию для определения размера отверстий маски. Еще меньшие размеры отверстий необходимы в том случае, если упругая релаксация может вносить значительный вклад в релаксацию напряжений несоответствия (см., например, заявку на патент США US2008001169, авторы Lochtefeld et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Все способы, основанные на эпитаксиальном врастании в отверстия в диэлектрике, дополнительно ограничены высотами боковых стенок отверстия, так как невозможно изготовить маску произвольной толщины. Это также ограничивает высоты областей, где может происходить захват дислокации.

Еще один альтернативный подход включает в себя использование селективного эпитаксиального роста на выступах кристаллического материала основы, окруженных диэлектрической маской, а не врастание в ямки, сформированные в такой маске. В этом подходе на Si основе формируют буферный слой из Si нанопроволок, причем нанопроволоки расположены перпендикулярно поверхности основы и окружены диэлектрическим материалом, из которого они выступают. Составной полупроводник селективно осаждают на концы нанопроволок, после чего выполняют эпитаксиальное латеральное наращивание (ELO) до образования сплошного слоя составного полупроводника (см., например, заявку на патент US 2008149941, авторы Li et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Хотя этот подход также может быть эффективным в отношении снижения плотности винтовых дислокации в слое составного полупроводника, он не может устранить проблемы, связанные с несоответствием коэффициентов термического расширения, когда слой составного полупроводника занимает всю поверхность подложки. Как описано выше, слой составного полупроводника может проскальзывать по основе на макроскопические расстояния во время охлаждения от температуры наращивания. Это не может произойти на практике, так как слой диэлектрика не является сколь угодно мягким, а Si нанопроволоки способны выдерживать сдвиговые усилия, возникающие во время охлаждения.

Технология, описанная выше, а именно - паттернирование основы, предусматривающее «эпитаксиальное утонение» или ART, была использована для изготовления электронных и оптоэлектронных устройств, изготовленных из материалов с рассогласованными кристаллическими решетками (см., например, заявку на патент US 2009039361, авторы Li et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Возможность замены Ge-подложек Si-подложками в качестве основ для многопереходных солнечных элементов была признана еще одним важным применением ART. Это применение предполагает эпитаксиальное наращивание относительно толстых стопок слоев, если элементы не наращивают на обеих сторонах основы. В этом втором подходе, примером которого являются трехпереходные солнечные элементы, субэлемент с наибольшей шириной запрещенной зоны обычно изготовлен из InGaP посредством ART-процесса на нижней поверхности основы (см., например, заявку на патент US 2009065047, авторы Fiorenza et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Подход с изготовлением субэлементов на обеих сторонах Si-подложки минимизирует проблему термического растрескивания слоев из-за относительно тонких эпислоев. Узкие канавки шириной 300-500 нм, обычно используемые в ART-способе, кроме того, могут обеспечивать некоторую упругую релаксацию, как и несколько податливая природа SiO₂ маски. Однако, с учетом частого термоциклирования (циклического воздействия температуры) во время работы солнечных элементов, структура, обладающая латерально варьирующимися термическими свойствами, может быть недостатком. Кроме того, концепция требует использования «смачивающих» слоев, которые, в дополнение к областям, захватывающим дислокации, поглощают часть солнечного излучения, снижая за счет этого эффективность солнечных элементов.

Проблемы с несоответствием коэффициентов термического расширения становятся более значительными, если многопереходные солнечные элементы наращивают на одной стороне Si-основы с использованием ART и ELO процессов. Было предложено заменить стандартные трехпереходные элементы с нижним субэлементом, изготовленным из Ge, трехпереходным элементом, в котором все субэлементы изготовлены исключительно из III-V материалов (см., например, международную заявку на патент WO 2010/033813, авторы Fiorenza et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Хотя Ge в этом типе элементов больше не является активным материалом, тем не менее, было предложено формировать первый сплошной Ge слой с использованием ART+ELO процесса перед наращиванием стопки активных III-V слоев. Однако сращивание сопровождается образованием высокой плотности винтовых дислокации в тех областях, где встречаются фронты роста от соседних отверстий. Эта серьезная проблема, возникающая при формировании непрерывного слоя ART+ELO способом, до настоящего времени не решена (см., например, работу Fiorenza et al., ECS Transactions 33, 963 (2010), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Кроме того, общая толщина объединенного Ge-слоя и активных III-V слоев должна быть не менее 5 мкм, так что можно ожидать, что прогиб подложки и растрескивание слоев станут серьезными препятствиями во время дальнейшей обработки устройства и во время работы солнечного элемента.

Наращивание на безмасковых паттернированных поверхностях

Подходы, ведущие к получению сплошных слоев

В альтернативном классе процедур паттернирования материал диэлектрической маски удаляют с пластины-подложки до начала эпитаксиального наращивания" или, альтернативно, выполняют паттернирование вообще без использования маски. Для Si-основ это возможно при использовании электрохимического процесса, называемого анодизацией, за счет которого образуется пористый Si. Такие пористые Si-основы использовали для получения слоев нитридов III группы, причем слой Ge осаждали на пористую Si-основу до слоев составных полупроводников (см., например, заявку на патент US 2005199883, авторы Borghs et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Предполагается, что этот промежуточный слой Ge снижает термическое напряжение, возникающее из-за разницы в параметрах термического расширения Si-основы и материала, являющегося нитридом III группы. С другой стороны, пористый слой Si должен согласовывать большое несоответствие кристаллических решеток Si-основы и слоя нитрида. В результате в нитридной пленке должно присутствовать меньше дислокации, и можно избежать растрескивания слоев и прогиба основы. Хотя эти аргументы являются значимыми в малом масштабе, они в значительной степени теряют значимость на уровне подложки, так как непрерывный слой нитрида III Группы может соскальзывать по основе на макроскопические расстояния во время охлаждения от температуры наращивания.

Альтернативно, эпитаксиальный слой можно вначале нарастить на плоской основе. После этого в слое протравливают полосы таким образом, что удаляют часть основы между оставшимися полосами. В ходе последующего процесса селективного роста материал наращивается латерально от оставшихся полос, образуя подвешенную пленку над вытравленными областями основы. Этот процесс, называемый «кантилеверной эпитаксией» или «пендеоэпитаксией» (англ. - "pendeo-epitaxy"), был вначале использован для получения эпитаксиальных GaN слоев на SiC основах (см., например, работу Т. Ярудумф ye al., Journal of Electronic Materials 28, L5 (1999), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Хотя в процессе пендеоэпитаксии может резко снижаться плотность винтовых дислокации, все же проблемы, связанные с несоответствием коэффициентов термического расширения, сохраняются по тем же причинам, что и в других подходах, в которых на термически несоответствующей основе в конечном итоге формируют непрерывные слои.

В следующем подходе основу паттернируют таким образом, что формируют совокупность непрочных столбиков субмикронного размера с форматным соотношением больше 0,5. Затем на верхней стороне столбиков выращивают непрерывный слой GaN с использованием пендеоэпитаксиальных способов (см., например, патент US 6380108, авторы Linthicum et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Непрочные столбики имеют такую конфигурацию, чтобы они растрескивались из-за несоответствия коэффициентов термического расширения основы и слоя GaN. Поэтому при охлаждении от температуры наращивания по меньшей мере некоторые из непрочных столбиков должны растрескиваться, снимая таким образом напряжение в слое GaN. Проблема здесь снова состоит в том, что для того чтобы обеспечить эффективность в масштабе подложки, должно растрескаться большинство столбиков, что приводит к отделению слоя от основы. Хотя это может быть желательным в некоторых прикладных задачах, невозможно избежать отделения слоя и одновременно снять напряжения в масштабе подложки, опять-таки по тем же причинам, которые указаны выше.

Подходы с использованием наностержней

Как указано выше, независимо от особенностей процедуры изготовления, на предшествующем уровне техники почти невозможно значительно снизить плотность винтовых дислокации и избежать растрескивания слоев и прогиба подложки в случае непрерывных слоев, кроме тех случаев, когда общую толщину слоя поддерживают сравнительно малой. Если исключить сдерживающий фактор, связанный с ограниченной толщиной пленки, то единственная возможность решить все эти проблемы состоит в том, чтобы одновременно исключить формирование непрерывного слоя. Кроме решения практических проблем, связанных с растрескиванием слоев, прогибом подложки и снижением плотности дислокации, использование прерывистых пленок может обеспечить и другие преимущества. Одним из таких преимуществ является возможность увеличить содержание In в активном слое светодиодов на основе нитридов III группы без снижения внутренней квантовой эффективности и с одновременным обеспечением большей эффективности светоизлучения, как показано для квантово-размерных активных областей InGaN, включенных в наностержни GaN (см., например, заявку на патент US 2007077670, авторы Kim et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

В последнем примере на плоские сапфировые подложки вначале наращивают буферный слой GaN с использованием MOCVD процесса (сокр. от англ. "metal organic chemical vapor deposition" - химическое осаждение из паровой (газовой) фазы металлоорганических соединений), известного специалистам в данной области техники. Затем формируют наностержни за счет использования низких температур основы, способствующих превышению вертикального роста над латеральным.

Вместо того чтобы сохранить спонтанную нуклеацию наностержней, был обеспечен прецизионный контроль их положения в наносветодиодах за счет паттернирования основы перед наращиванием нитридного полупроводника. Это было продемонстрировано, например, на Si(111)-основах, паттернированных в форме совокупности столбиков субмикронного размера с высотой порядка 5 мкм. В этой работе, соответствующей предшествующему уровню техники, высота эпитаксиальных структур, сформированных на безмасковых основах, была относительно малой (менее 2 микрометров), и MOCVD-осаждение происходило равномерно между Si-столбиками (см., например, работу Fundling et al., Physica Status Solidi A 206, 1194 (2009), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Для системы материалов AlGaN/InGaN необходимы условия роста с обогащением азотом и молекулярно-пучковая эпитаксия (МВЕ, от англ. "molecular beam epitaxy") с плазменной активацией, которые способствуют превышению вертикального роста над латеральным в той степени, которая необходима для выращивания нанопроволок (см., например, работу Stoica et al., Small 4, 751 (2008), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Однако для многих устройств желательно получить высоты структур, превышающие один микрометр. Некоторые устройства требуют заметно большей высоты (или толщины слоя); это многопереходные солнечные элементы, в частности, например, трехпереходные солнечные элементы стандартного типа, в которых нижний субэлемент сформирован из Ge. Еще более высокие структуры, высота которых составляет несколько дюжин микрометров, необходимы, например, для детекторов рентгеновского излучения.

Обнаружено, что привлекательным способом обеспечения столбчатого роста в системе материалов AlGaN/InGaN является эпитаксия из паровой фазы с активацией низкоэнергетической плазмой (LEPEVPE, от англ. " low-energy plasma-enhanced vapour phase epitaxy") (см., например, WO 2006/097804, автор - Kanel, содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором слои полупроводников с согласованными и рассогласованными кристаллическими решетками можно было бы наращивать эпитаксиально в безмасковом процессе на предварительно паттернированные основы.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором слои полупроводников можно было бы наращивать эпитаксиально в безмасковом процессе на. предварительно паттернированные основы с другими коэффициентами термического расширения.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором слои полупроводников с рассогласованными кристаллическими решетками и низкой плотностью винтовых дислокации можно было бы наращивать эпитаксиально в безмасковом процессе на предварительно паттернированные основы.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором слои полупроводников с рассогласованными коэффициентами термического расширения и не содержащие трещин можно было бы наращивать эпитаксиально в безмасковом процессе на предварительно паттернированные основы.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором слои полупроводников с рассогласованными коэффициентами термического расширения можно было бы наращивать эпитаксиально в безмасковом процессе на предварительно паттернированные основы без возникновения прогиба основы.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ, в котором наращивание слоев полупроводников с рассогласованными кристаллическими решетками и рассогласованными коэффициентами термического расширения ограничены приподнятыми участками предварительно паттернированных основ.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления полупроводниковых светоизлучающих диодных структур, монолитно наращенных на основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления микроэлектронных схем, монолитно наращенных на предварительно паттернированные основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления полупроводниковых лазерных структур, монолитно наращенных на предварительно паттернированные основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления видеодетекторов, таких как инфракрасные и рентгеновские пиксельные детекторы, монолитно наращенных на предварительно паттернированные основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления термоэлектрических структур, монолитно наращенных на предварительно паттернированные основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления многопереходных солнечных элементов, монолитно наращенных на предварительно паттернированные основы с рассогласованными коэффициентами термического расширения и кристаллическими решетками в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления монолитно наращенных устройств, требующих полупроводниковых слоев с рассогласованными кристаллическими решетками и/или коэффициентами термического расширения на предварительно паттернированных основах, обработанных с использованием КМОП-технологии, в безмасковом процессе.

Следующая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить способ изготовления монолитно наращенных устройств, требующих полупроводниковых слоев с рассогласованными кристаллическими решетками и/или коэффициентами термического расширения, с использованием специальной КМОП-технологии.

СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Настоящее изобретение обеспечивает способ изготовления стопок активных слоев полупроводниковых материалов с согласованными параметрами кристаллических решеток, рассогласованными параметрами кристаллических решеток и рассогласованными коэффициентами термического расширения в безмасковых процессах. Основы паттернируют в форме приподнятых областей, разделенных узкими каналами, глубина которых может превышать минимальные размеры приподнятых областей. Сочетание упругой релаксации напряжений, устранения винтовых дислокации за счет аннигиляции, скольжения по направлению к краям приподнятых областей, линейного расширения по плоскостям скольжения во время наращивания или отклонения линий дислокации за счет поверхностной огранки минимизирует плотности винтовых дислокации. Отсутствует растрескивание слоев и минимизируется прогиб подложки за счет исключения наращивания материала на приподнятые области основы при его объединении. Изобретение можно использовать для изготовления монолитно интегрированных фотонных, оптоэлектронных, микроэлектронных и термоэлектрических устройств на основах с рассогласованными кристаллическими решетками.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ

Фиг.1(а) и Фиг.1(b) являются схематическими изображениями паттернированной подложки в виде сверху и в поперечном сечении.

Фиг.2 является схемой технологического процесса.

Фиг.3(а)-3(с) являются схематическими изображениями поперечных сечений паттернированной подложки после эпитаксиального роста без поверхностной огранки и с поверхностной огранкой и после нового уплощения поверхности.

Фиг.4 является схематическим изображением поперечного сечения паттернированной подложки с группами паттернов.

Фиг.5 является схематическим изображением поперечного сечения слоя, наращенного на паттернированную подложку, после объединения эпитаксиальных областей.

Фиг.6 является схематическим изображением поперечного сечения паттернированной подложки с окисленными нижними сторонами и боковыми стенками.

Фиг.7(а)-7(е) являются схематическими изображениями видов сверху и поперечных сечений паттернированных подложек с различными паттернами.

Фиг.8(а)-8(с) являются полученными с помощью сканирующего электронного микроскопа изображениями паттернированных Si подложек в перспективном виде (а) и в горизонтальной проекции (b), (с).

Фиг.9(а)-9(с) являются видами в перспективе полученных с помощью сканирующей электронной микроскопии изображений различных эпитаксиальных структур, наращенных посредством химического осаждения из паровой фазы, усиленного низкоэнергетической плазмой (LEPECVD, от англ. " low-energy plasma-enhanced chemical vapour deposition") на паттернированные Si-основы.

Фиг.9(с) является видом сверху эпитаксиальных структур, наращенных посредством молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ) на паттернированные Si основы.

Фиг.9(d) является видом в перспективе полученных с помощью сканирующей электронной микроскопии изображений эпитаксиальных структур, наращенных посредством селективного осаждения из паровой фазы (CVD) на паттернированные Si-основы.

Фиг.9(е) является изображением поперечного сечения эпитаксиальных структур, наращенных на паттернированные Si основы, и соответствующей модели.

Фиг.10(а)-10(b) являются полученными с помощью сканирующей трансмиссионной электронной микроскопии (STEM, от англ. "scanning transmission electron microscopy") в темном поле изображениями поперечных сечений Ge эпислоя толщиной 8 мкм на паттернированной Si основе.

Фиг.10(с) является видом в горизонтальной проекции границы между паттернированной и непаттернированной областями Ge эпислоя после вытравливания дефектов.

Фиг.11(а) является полученным с помощью трансмиссионной электронной микроскопии (ТЕМ, от англ. "transmission electron microscopy") в светлом поле изображением поперечного сечения Ge эпислоя толщиной 8 мкм на паттернированной Si основе; эпислой состоит из отдельных столбиков.

Фиг.11(b) является полученным с помощью трансмиссионной электронной микроскопии (ТЕМ) в светлом поле изображением поперечного сечения Ge эпислоя толщиной 8 мкм на паттернированной Si основе; эпислой состоит из областей со слитыми столбиками.

Фиг.12(а) является видом в перспективе полученного с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображения Ge слоя, наращенного на паттернированную Si основу, демонстрирующим области объединенных Ge столбиков.

Фиг.12(b) является видом в горизонтальной проекции полученного с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображения Ge слоя, наращенного на паттернированную Si основу, демонстрирующим области объединенных Ge столбиков.

Фиг.13(а) является полученным с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображением вида в перспективе высоких столбиков.

Фиг.13(b) является полученным с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображением вида в перспективе высоких гребней.

Фиг.13(с) является полученным с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображением в горизонтальной проекции высоких столбиков, изображенных на Фиг.13(а).

Фиг.14(а) является полученным с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) изображением поперечного сечения Ge эпислоя толщиной 30 мкм на паттернированной и непаттернированной Si основе.

Фиг.14(b) является соответствующей рентгеновской картой обратного пространства Ge эпислоев из Фиг.14(а) вокруг отражений Si(004) и Ge(004).

Фиг.14(с) является графиками интенсивности симметричного (004) отражения Ge эпислоев из Фиг.14(а) и Ge подложки.

Фиг.14(d) является увеличенными изображениями рентгеновских карт обратного пространства вокруг отражений Ge(004) Ge эпислоев из Фиг.14(а).

Фиг.15(а)-15(b) являются изображениями, полученными с использованием интерференционного контраста по Номарскому, SiGe слоя со ступенчатым изменением состава, наращенного на паттернированную Si основу.

Фиг.16 является схемой технологического процесса изготовления устройств.

Фиг.17 является схемой технологического процесса изготовления устройств посредством флипперовки и термокомпрессионной сварки.

Фиг.18 является схемой технологического процесса изготовления устройств посредством термокомпрессионной сварки.

СВЕДЕНИЯ, ПОДТВЕРЖДАЮЩИЕ ВОЗМОЖНОСТЬ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Как описано выше, настоящее изобретение относится к монолитной интеграции полупроводниковых слоев, главным образом - с рассогласованными кристаллическими решетками и/или с рассогласованными коэффициентами термического расширения, в процессе эпитаксиального наращивания и к устройствам, изготовленным из монолитно интегрированных полупроводниковых структур. Более конкретно, изобретение относится к комбинациям слой/основа с различными постоянными кристаллических решеток и коэффициентами термического расширения. Хотя изобретение прежде всего относится к монолитной интеграции электронных, оптоэлектронных и фотонных функциональных средств на кремниевую (Si) основу или на основу типа «кремний-на-изоляторе» (SOl, от англ. "silicon-on-insulator"), оно также применимо к интеграции функциональных слоев и полученных устройств на другие материалы основ, такие как германий (Ge), «германий-на-изоляторе» (GeOl, от англ. "germanium-on-insulator"), арсенид галиия (GaAs), фосфат индия (InP), антимонид индия (InSb), теллурид кадмия (CdTe), карбид кремния (SiC), сапфир (Al₂O₃), нитрид алюминия (AIN), нитрид галлия (GaN) или любые другие монокристаллические основы.

Полупроводниковые материалы, монолитно интегрированные на любую из этих основ, могут быть, например, материалами IV группы, такими как C, Si, Ge, Sn и их комбинации, или любыми составными полупроводниковыми материалами. Составные полупроводниковые материалы могут быть материалами III-V групп, например - нитридами, такими как GaN, AlN, InN и их сплавы, или арсенидами, такими как AlAs, GaAs, InAs и их сплавы, или фосфидами, такими как AlP, GaP, InP и их сплавы, или антимонидами, такими как GaSb, InSb и их сплавы. Составные полупроводниковые материалы также могут быть сплавами фосфидов и арсенидов III группы. Альтернативно, составные полупроводниковые материалы могут быть материалами 11-VI группы, например - сульфидами, такими как ZnS, CdS и их сплавы, или селенидами, такими как ZnSe, CdSe и их сплавы, или теллуридами, такими как ZnTe, CdTe, HgTe и их сплавы. Составные полупроводниковые материалы также могут быть сплавами сульфидов, селенидов и теллуридов группы IV, такими как PbS, PbS и PbTe или их комбинации.

Первый вариант осуществления настоящего изобретения схематически изображен на Фиг.1(а) и 1(b). Основа 100 паттернирована в форме двух групп взаимно перпендикулярных канавок или бороздок 120, между которыми оставлены приподнятые области 110, как показано на Фиг.1(а). Приподнятые области 110 могут, например, иметь квадратную форму, где w указывает размер квадратов. Канавки 120 шириной d вытравлены на глубину h. Ширина d канавок может быть меньше или больше сторон w квадратов. Глубина вытравливания h предпочтительно примерно равна или больше ширины d канавок. В предпочтительном варианте осуществления настоящего изобретения глубина h значительно больше ширины d канавок, например - в десять раз больше.

Паттернирование основы может быть выполнено с использованием литографии и стадий вытравливания, хорошо известных специалистам в данной области техники. Вначале для определения паттерна используют стадию литографии. В зависимости от размеров элементов, которые необходимо вытравить в основе, можно использовать оптическую литографию, голографическое экспонирование, рентгеновскую литографию, электронно-лучевую литографию или наноимпринтинг. Незащищенный паттерн затем можно перенести на основу с использованием стадий химического жидкостного травления или сухого травления. В частности, паттернирование Si подложек хорошо известно специалистам в данной области техники. Канавки 120 можно вытравить на глубину h, равную нескольким микронам, например, с использованием глубокого реактивно-ионного травления (DRIE, от англ." deep reactive ion etching") (см., например, процесс Боша, описанный в патенте US 5501893, авторы - Laermer et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). В зависимости от использованного вида литографии и процесса травления, размер w приподнятых областей 110 может варьироваться от субмикронного размера, например - 100 нм, до размера, равного многим микрометрам, например - до 10 мкм. Для некоторых прикладных задач может быть выбран даже больший размер w приподнятых областей, например - до 100 мкм или даже 500 мкм. Ширина d канавок 120 может сходным образом варьироваться от нескольких десятков нанометров до нескольких микрометров, например до 2-5 мкм. Глубина вытравливания h может варьироваться от доли микрометра до нескольких микрометров или даже до многих микрометров, например до 20 мкм. Рекомендуется поддерживать форматное соотношение h/w примерно равным единице или даже большим единицы, в предпочтительном варианте осуществления настоящего изобретения значительно большим единице, например равным десяти.

Другой аспект настоящего изобретения изображен на Фиг.1(b). Здесь приподнятые области 130 основы могут быть гранеными, а не плоскими. Вертикальные канавки 120 могут иметь высоту h, а грани могут доходить до высоты h2. Поверхностные грани 130 могут быть сформированы посредством способов травления и/или осаждения, хорошо известных специалистам в данной области технике. Приподнятые области 130 основы могут быть использованы для отклонения дислокации по направлению к краям эпитаксиальных участков во время наращивания (см. также Фиг.3).

Согласно Фиг.2, последовательность 200 технологических операций может включать в себя стадии паттернирования 210 основы, очистки ex-situ паттернированной основы способами, хорошо известными специалистам, работающим в данной области техники, включая, например, необязательную стадию пассивирования 220 поверхности, загрузки 230 основы в эпитаксиальный реактор и выполнения необязательной стадии очистки 240 in-situ. Эта стадия очистки 240 может состоять из любого числа подстадий, хорошо известных специалистам в данной области техники, таких как стадии термического отжига, предназначенные для удаления физически адсорбированных углеводородных молекул и влаги, или отжига в присутствии потока газообразного водорода, или термической десорбции тонкого поверхностного слоя оксидов в сверхвысоком вакууме. Температуру очищенной основы затем регулируют в соответствии с требованиями первой стадии эпитаксии 250, которая может состоять из эпитаксиального наращивания материала с согласованной кристаллической решеткой, такого как собственно материал основы, или материала с рассогласованной кристаллической решеткой, или материала с рассогласованным коэффициентом термического расширения, с последующей необязательной стадией отжига 260. Затем температуру основы можно повторно отрегулировать в соответствии с требованиями второй стадии эпитаксии 250 материала с рассогласованной кристаллической решеткой и/или с рассогласованным коэффициентом термического расширения. В зависимости от способа эпитаксиального наращивания и использованных технологических параметров можно выбрать скорость вертикального роста, превышающую скорость латерального роста, во время стадии эпитаксии 250. В предпочтительном варианте осуществления настоящего изобретения можно выбрать скорость вертикального роста, значительно превышающую скорость латерального роста, например в десять и более раз. Согласно Фиг.3(а), большая часть полупроводникового материала может быть осаждена в форме изолированных пятен 330 с поверхностями 326 на вершинах приподнятых областей 110, 310 основы. Часть материала также может быть осаждена на дне бороздок 120, 320 и в меньшей степени - на боковых стенках 350 бороздок 120, 320, кроме тех случаев, когда эти бороздки выбраны очень узкими или уже были сужены на предыдущей стадии эпитаксии. Другими словами, согласно настоящему изобретению последовательность 200 технологических операций может привести к структуре слоев, очень сильно отличающейся от структуры слоев согласно предшествующему уровню техники, даже в случае толстых эпитаксиальных слоев. Вместо слияния в непрерывную пленку, слои, выращенные на стадии 250, могут состоять из изолированных пятен, эпитаксиально наращенных на возвышения 110.

Изолированные эпитаксиальные пятна 330, принимающие форму столбиков по мере продолжения роста, могут оказывать значительное влияние на структуру дислокации, как можно видеть из Фиг.3(b). Здесь дислокации 370, лежащие в плоскостях скольжения, наклонных относительно межфазной плоскости, могут достигать боковых стенок 351 даже в отсутствие скольжения, поскольку все эти плоскости скольжения в процессе роста рано или поздно пересекают боковые стенки. Если поверхности 326 изолированных эпитаксиальных пятен 330 в процессе роста имеют наклонные грани 360, 361, 362, то вертикальные линии 380 сидячих дислокации могут дополнительно отклоняться по направлению к линиям 381 дислокации, идущим по направлению к боковым стенкам 351, за счет взаимодействия с наклонными гранями 361, 362, 360. Образования граней можно добиться за счет выбора технологический условий во время стадии 250 эпитаксиального роста, при которых верхние горизонтальные грани 331, 332 во время роста сокращаются, тогда как наклонные грани 361, 362 расширяются. Для этого могут потребоваться, например, меньшая скорость осаждения и более высокая температура основы во время стадии 250 эпитаксиального роста, чтобы увеличить диффузионную длину поверхности, способствующую, например, образованию более стабильных граней. По достижении достаточной высоты эпитаксиальных столбиков, в зависимости от ширины w паттернов 110 основы, все вертикальные линии 380 сидячих дислокации успешно отклоняются к наклонным линиям 381, идущим к боковым стенкам 351.

Как показано на Фиг.3(с), технологические условия стадии 250 эпитаксиального роста в этот момент можно снова изменить так, чтобы они благоприятствовали расширению верхних горизонтальных граней 326 за счет наклонных граней 360. Поэтому все винтовые дислокации 370, 381 могут достигнуть боковых стенок 351 к моменту, когда наклонные грани 360 достаточно уменьшаются в размере, что способствует дальнейшей обработке при наличии по существу горизонтальных верхних поверхностей 360. За счет периодического изменения технологических условий 250 и 260 между граненым и плоскостным ростом столбиков морфологию конечной структуры можно варьировать в широком диапазоне, причем все линии дислокации принуждаются к окончанию на боковых стенках 351, где они не могут оказать вредного влияния.

За стадией 250 роста может также следовать необязательная стадия 260 отжига, за счет которой дислокационная структура растущего слоя может изменяться, например за счет скользящих винтовых дислокации, перемещающихся к краям областей 110, 351. Стадии 250 и 260 можно повторить несколько раз, например для того чтобы увеличить толщину выбранного полупроводникового материала или для того чтобы сформировать стопку слоев различных материалов, расположенных друг на друге, выбрав такие условия, чтобы пятна 330 слоев оставались изолированными.

В другом аспекте настоящего изобретения приподнятые области 110 основы могут быть слишком большими для того, чтобы могли сформироваться законченные наклонные грани 360. Дислокации 380 могут быть по-прежнему удалены из горизонтальных плоских зон 326 за счет правильного выбора стадии 250 эпитаксиального роста в последовательности 200 технологических операций. При таком выборе может быть использована хорошо известная концепция ступенчатого изменения состава (см., например, патент US 5221413, авторы - Brasen et al., содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). При невысоких скоростях ступенчатого изменения растущий неоднородный слой на вершине рассогласованной основы соответствует системе с низким несоответствием кристаллических решеток, и не ожидается образование вертикальных дислокации 360. С другой стороны, ожидается очень эффективное скольжение дислокации к боковым стенкам эпитаксиальных пятен 330, если выбранные размеры приподнятых областей 110, 310 основы не превышают 10 мкм (см., например, работу Hammond et al., Applied Physics Letters 71, 2517 (1997), содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки). Если скорость ступенчатого изменения состава необходимо поддерживать низкой для получения слоев с непрерывным изменением состава, например -10%/мкм, чтобы способствовать скольжению дислокации, то в случае структур микронного размера и меньших этого не требуется. Согласно настоящему изобретению, скорость ступенчатого изменения состава можно повысить до 100%/мкм и даже до 200%/мкм, в зависимости от размера приподнятых областей 110, 310 основы. Поэтому можно выбрать тонкие изолированные эпитаксиальные пятна 330 с высотой, равной 0,5 мкм, даже если эти пятна содержат слой переменного состава.

Необязательное использование ступенчатого изменения состава может быть использовано в любой системе материалов, образующих смешивающиеся сплавы в непренебрежимо малом диапазоне концентраций. Такими примерами могут быть SiGe, InGaAs, HgCdTe, PbTeSe, InGaN и любые другие системы, пригодные для электрических, электрооптических и других прикладных задач.

После завершения последнего слоя стопки основу можно охладить и удалить из эпитаксиального реактора на стадии 270. В зависимости от прикладной задачи далее могут последовать стадии 280 изготовления устройства, в целом также состоящие из множества подстадий, известных специалистам в данной области техники. Очевидно, что можно осуществить множество вариаций последовательности 200 технологических операций, включая повторения всей последовательности после завершения стадии 280 без стадии 210 дополнительного паттернирования или со стадией 210 дополнительного паттернирования.

Для стадии 250 эпитаксиального наращивания можно использовать любые способы, известные специалистам в данной области техники, такие как молекулярно-пучковая эпитаксия (МВЕ), химическое осаждение из паровой фазы (CVD), химическое осаждение из паров металлоорганических соединений (MOCVD) или эпитаксия посредством магнетронного распыления (см., например, международную заявку на патент WO 96/04677, авторы - Kanel et al., содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки), химическое осаждение из паровой фазы, усиленное низкоэнергетической плазмой (LEPECVD, от англ. "low-energy plasma-enhanced chemical vapour deposition") (см., например, патент US 7115895, автор von Kanel, содержание которого полностью включено в настоящее описание посредством ссылки), или эпитаксия из паровой фазы, усиленная низкоэнергетической плазмой (LEPEVPE, от англ. "low-energy plasma-enhanced vapour phase epitaxy") (см., например, публикацию WO 2006/097804, автор - Kanel, содержание которой полностью включено в настоящее описание посредством ссылки).

Если обратиться к Фиг.4, то на ней изображен аспект второго варианта осуществления настоящего изобретения, в котором бороздки 420, 430, вытравленные в основе 400, могут иметь неравные ширины d₁ и d₂, причем, например, d₂ больше, чем d₁. Этого можно добиться за счет выбора соответствующих характеристических размеров литографических структур, определенных во время стадии 210 паттернирования основы. Как известно специалистам в данной области техники, неодинаковые ширины бороздок 420, 430 могут привести к неодинаковым глубинам h₁ и h₂ на стадии реактивно-ионного травления или химического травления. Как можно видеть из Фиг.5, приподнятые области 410, 510 основы могут поэтому обеспечить рост эпитаксиальных областей, состоящих из слитых структур 570 с боковыми стенками 576, перекрывающими узкие бороздки 420, 520, тогда как более широкие бороздки 430, 530 остаются открытыми. На дне 540 узких бороздок 420, 520 во время стадии 250 эпитаксиального наращивания и необязательной стадии 260 отжига может откладываться меньшее или пренебрежимо малое количество материала, чем на дне 580 более широких бороздок 430, 530. Сходным образом, боковые стенки 550 узких бороздок во время стадии 250 эпитаксиального наращивания и необязательной стадии 260 отжига могут получать меньшее или пренебрежимо малое количество материала, по сравнению с боковыми стенками 560 более широких бороздок 430, 530.

Слитые структуры 570 могут формироваться над узкими бороздками 420, 520 за счет выбора условий во время стадий 250 эпитаксиального наращивания и необязательных стадий 260 отжига, хорошо известных специалистам в данной области техники, таких как сниженные скорости осаждения и повышенные температуры основы, вызывающие увеличение диффузионной длины поверхности для снижения соотношения между скоростями вертикального и латерального роста. Размер 514 эпитаксиальных структур 570 может быть выбран произвольно посредством выбора расстояния между более широкими бороздками 430, 530. Тем не менее, рекомендуется выбирать этот размер в соответствии с рассогласованием коэффициентов термического расширения и толщиной 512 осадков для предотвращения растрескивания слоев и прогиба подложки во время охлаждения до комнатной температуры или во время цикла термической обработки.

В одном из аспектов настоящего изобретения технологические стадии 250, 260 последовательности 200 технологических операций могут быть выбраны таким образом, чтобы они способствовали формированию просветов 590 в слитых структурах 570 над узкими бороздками 420, 520. Присутствие просветов 590 может быть способом снятия термического напряжения в слитых структурах 570 или способом снижения плотности дислокации во время слияния островков.

Очевидно, что в других аспектах настоящего изобретения можно выбрать более двух различных ширин бороздок и более одного расстояния между более широкими и более узкими бороздками, а также множество различных форм и размеров приподнятых областей основы.

Если обратиться к Фиг.6, то на ней изображен третий вариант осуществления настоящего изобретения с паттерном 600 основы, в котором боковые стенки 350, 550, 560, 650 и дно 340, 540, 580, 640 бороздок 120, 320, 420, 430, 520, 530, 620 покрыты слоем 630 диэлектрика. На приподнятых областях 110, 410, 610, как и ранее, находится открытая основа. Это можно обеспечить с использованием способов, хорошо известных специалистам в данной области техники. Например, паттернированную основу можно покрыть слоем 630 диэлектрика. Затем этот слой диэлектрика можно удалить с приподнятых областей 110, 410, 610, например, защитив дно 340, 540, 580, 640 и боковые стенки 350, 550, 560, 650 бороздок 120, 320, 420, 430, 520, 530, 620 защитным слоем на период вытравливания. Слой 630 диэлектрика может быть, например, термически образованным оксидом, сформированным на паттернированной SI основе. Слой 630 может быть использован при выборе процесса селективной эпитаксии для стадии 250 эпитаксиального наращивания. При этом можно предотвратить нанесение покрытия на боковые стенки 350, 550, 560, 650, независимо от ширины бороздок 120, 320, 420, 430, 520, 530, 620, за счет выбора процесса селективной эпитаксии для стадии 250 эпитаксиального наращивания.

Очевидно, что простой паттерн 600 основы является одним из примеров абсолютно других паттернов основы, которые могут быть использованы. Более того, паттерн 600 основы с боковыми стенками и дном бороздок 120, 320, 420, 430, 520, 530, 620, на которые нанесено покрытие, можно сочетать с паттернированными областями основы, на которые не нанесены диэлектрические покрытия 630.

Если обратиться к Фиг.7a-7d, то на них изображены различные варианты осуществления настоящего изобретения, представляющие примеры изменений паттернов субстратов. Специалисту в данной области техники будет очевидно, что может быть гораздо больше возможных паттернов, обеспечивающих наращивание не содержащих дислокации и трещин эпитаксиальных областей после выполнения стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций. На Фиг.7а приподнятые области 710 основы имеют прямоугольную форму. Длинные стороны 714 прямоугольников могут быть ориентированы вдоль направления симметрии основы, например - вдоль <110> или <100> в случае кубической основы с нормалью к поверхности<001>. Ориентация <100> может способствовать скольжению дислокации или простому удлинению линий дислокации во время роста по направлению к краям изолированных пятен 330 во время выполнения стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций.

Рекомендуется поддерживать форматное соотношение h/w₁ между глубиной h бороздок 720 и короткой стороной 718 прямоугольных приподнятых областей 710 большим единицы, в предпочтительных вариантах осуществления настоящего изобретения - значительно большим единицы, например - равным десяти. Это может повысить упругую релаксацию напряжений несоответствия вдоль направления коротких сторон 718 во время осуществления стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций.

Если обратиться к Фиг.7b, то на ней изображен паттерн основы, в котором приподнятые области 710, 730, 740 имеют различные размеры и формы. Ширину бороздок 720, 722, 724, 726 можно выбрать такой, чтобы после выполнения стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций эпитаксиальные слои, сформированные на приподнятых областях 710, 730, 740 основы, не образуют непрерывную пленку.

Если обратиться к Фиг.7с, то можно видеть, что приподнятые 750 области основы не обязательно должны иметь квадратную форму. Например, изображенные области 750 имеют круглую форму. Возможно множество других форм, если бороздки 720 сформированы таким образом, что после выполнения стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций эпитаксиальные слои, сформированные на приподнятых областях 750 основы, не образуют непрерывную пленку.

Если обратиться к Фиг.7d, то на ней изображен вариант осуществления настоящего изобретения, в котором приподнятые области 710, 730, 740, 750, 760 основы разнесены на значительные расстояния для предотвращения растрескивания слоев, осажденных между приподнятыми областями. Поэтому области, лежащие за пределами бороздок 780, окружающих области 710,730, 740, 750, 760, могут быть покрыты слоем 790 диэлектрика. Сходным образом, дно и боковые стенки бороздок 780 могут быть покрыты слоем диэлектрика. Диэлектрические покрытия могут быть, например, слоями термически образованных оксидов, сформированными на паттернированной Si основе. Можно предотвратить наращивание полупроводникового материала на диэлектрические области 790, если на стадии 250 последовательности 200 технологических операций используется процесс селективной эпитаксии.

Если обратиться к Фиг.7е, то можно видеть, что паттернирование основы не обязательно приводит к прямым боковым стенкам бороздок 120, 320, 420, 430, 520, 530, 620, 720, 722, 724, 726, 780. Фактически, образование недотравленных бороздок может быть очень полезным по нескольким причинам. Прежде всего, недотравление уменьшает ширину областей основы, расположенных ниже приподнятых областей 710, по сравнению с областями 710 одинакового размера, ограниченными вертикальными боковыми стенками. Поэтому может усиливаться упругая релаксация основы, и в той же мере снижается плотность дислокации несоответствия. Во-вторых, при достаточном недотравлении может заметно снижаться или даже устраняться покрытие боковых стенок, даже если выбраны не очень узкие бороздки, и даже в отсутствие диэлектрического слоя 630 и в отсутствие селективной эпитаксии во время стадии 250 эпитаксиального роста. Это может быть полезным для всех прикладных задач, в которых электрические свойства приподнятых областей 110, 310, 410, 510, 610, 710, 730, 740, 750, 760 ухудшаются при осаждении материала на боковые стенки во время осуществления стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций.

Понятно, что Фиг.7а-7е являются лишь примерами паттернов основы согласно настоящему изобретению. Паттерны основы могут быть комбинациями этих паттернов или любыми паттернами с различной формой и симметрией, например - гранецентрированная квадратная или гексагональная симметрия, если они содержат приподнятые области 110, 310, 410, 510, 610, 710, 730, 740, 750, 760, разделенные бороздками и подходящие для эпитаксиального наращивания изолированных пятен на их вершине.

ОПИСАНИЕ ПРИМЕРОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Паттернирование основы

Теперь обратимся к Фиг.8(a)-8(c), на которых полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM, от англ. scanning electron microscopy) изображения 800 паттернированных основ можно видеть в перспективе (а) и в горизонтальной проекции (b)-(с). Здесь основой является Si(001) подложка, которая паттернирована с использованием стандартной фотолитографии и процесса Боша, которые привели к образованию волнистой поверхности боковых стенок Si столбиков 810. На Фиг.8(а) столбики 810 имеют ширину, примерно равную 1,8 мкм, тогда как ширина бороздок 812 равна примерно 2,2 мкм. В горизонтальной проекции SEM-изображение на Фиг.8(b) демонстрирует два различных вида бороздок с шириной, примерно равной 1,7 мкм, у узких бороздок 830 и с шириной, примерно равной 2,9 мкм, у широких бороздок 840, тогда как столбики 820 имеют ширину, примерно равную 1,3 мкм. Более широкие бороздки 840 имеют глубину, примерно равную 8 мкм, а узкие бороздки 830 - немного меньшую глубину.

Фиг.8(с) демонстрирует другие примеры паттернов - A1, B1, C1 и D1, состоящие из приподнятых областей 850, 860, 870 и 880 основы различного размера, находящихся на разных расстояниях. Было исследовано много других паттернов основ с приподнятыми областями, размер которых варьировался от субмикронного диапазона до десятков микрометров, причем вариации ширины бороздок варьировались в сходном диапазоне.

Эпитаксия на паттернированных основах

(1) Изолированные элементы: примеры островков и гребней

Теперь обратимся к Фиг.9(а)-9(е), на которых изображены SEM-изображения паттернированных Si(001) основ 900, на которых были выращены различные эпитаксиальные слои с использованием стадий 250 и 260 из последовательности 200 технологических операций. Фиг.9(а) является видами в перспективе столбиков 915 из чистого Si, сплава Si_0,6Ge_0,4 и чистого Ge, выращенных до высоты, примерно равной 8 мкм. Как хорошо известно исследователям, работающим в области Ge/Si эпитаксии, рассогласование кристаллических решеток между чистым Si и чистым Ge равно примерно 4,2% при комнатной температуре. Рассогласование коэффициентов термического расширения еще больше и составляет примерно 125% при комнатной температуре. Кроме того, что они характеризуются высокой плотностью винтовых дислокации, непрерывные Ge слои с толщиной более нескольких микрометров склонны к растрескиванию и к значительному прогибу слоя.

Изображение на Фиг.9(а) демонстрирует, тем не менее, что соседние Si, SiGe и Ge области 915, растущие на Si столбиках, не соприкасаются в том случае, если технологические условия 250 и ширины бороздок 812, 830, 840 выбраны так, что они способствуют преобладанию вертикального роста над латеральным ростом. В противоположность этому, технологические условия 250 были выбраны с учетом различных диффузионных длин поверхностей Si, SiGe и Ge при определенной температуре основы и скорости осаждения. При этом просветы 910 между соседними столбиками 915 являются примерно одинаковыми у всех трех материалов. Согласно рисунку, в этом примере имеется небольшое недотравление Si столбиков. Поэтому можно видеть небольшое количество осажденного на боковых стенках материала 920, в дополнение к некоторому количеству осажденного материала на дне 912 Si бороздок, которое наблюдается преимущественно в начале наращивания.

Фиг.9(b) является SEM-изображением скола по поперечному сечению через Ge гребни 960, ориентированные вдоль <1-10> направления основы. Условия стадии 250 процесса снова выбраны таким образом, что соседние гребни 960 остаются разделенными узкими бороздками 968. Снова можно видеть небольшое количество осажденного материала 962 на боковых стенках, в дополнение к некоторому количеству осажденного материала на дне 966 Si бороздок, которое появляется преимущественно в начале наращивания. Отметим, что горизонтальная верхняя грань 970 Ge гребней является (001) гранью, тогда как наклонные грани 980 являются {113} гранями.

Согласно измерениям дифракции рентгеновских лучей высокого разрешения (см. также Фиг.14) столбики и гребни, изображенные на Фиг.9(а) и 9(b), полностью релаксированы. Поэтому, например, чисто Ge структуры можно использовать в качестве матриц для наращивания GaAs. Фиг.9(с) демонстрирует пример, в котором GaAs нарастили на Ge гребни, сходные с изображенными на Фиг.9(b). Аналогично собственно Ge, GaAs гребни являются гранеными с (001) гранями 990 на вершине и наклонными гранями 991. Отметим, диффузионная длина поверхности в изображенном примере не оптимизирована, так что бороздки 992 являются почти замкнутыми.

На Фиг.9(d) изображен пример паттернированной Si(001) основы, у которой боковые стенки 650, 810, 830, 840 были окислены перед началом селективного наращивания Ge. В результате осаждение 994 Ge произошло только на вершине Si столбиков, тогда как нуклеации материала на боковых стенках 996 и дне 998 бороздок не произошло.

Наконец, Фиг.9(е) демонстрирует модель и соответствующее SEM-изображение поперечного сечения через Ge гребни 960. В этом случае Si гребни 964 и бороздки 965 имеют ширину, примерно равную 2 мкм, и высоту, равную 8 мкм. Согласно моделям, самосовмещенный вертикальный рост, видимый на Фиг.9(а), 9(b) и 9(е), является превалирующим и возникает в результате сочетания двух основных факторов. Первым фактором является кинетический фактор, обусловленный короткой диффузионной длиной вдоль поверхности эпитаксиальных структур 915, 960 (100-200 нм, в любом случае меньше характерных размеров граней), что препятствует переносу осажденного материала с одной грани на другую, по меньшей мере - в рамках экспериментальных времен инкорпорации в кристаллы. В этих пределах грани растут почти независимо друг от друга со скоростью, определяемой потоком поступающего материала и скоростью инкорпорации в кристаллы. Второй фактор связан со специфическим типом паттернирования, то есть с взаимным геометрическим экранированием потока поступающего материала приподнятыми областями основы, за счет чего поступление реагента к боковым стенкам столбиков 915 и гребней 960 и к дну 912, 966 бороздок значительно снижено (с 50% до примерно 0,1% по сравнению с поступлением реагента к верхним граням 914, 970, 980, 990. Боковые стенки столбиков 915 и гребней 960, получающие прогрессивно уменьшающийся поток материала при сближении друг с другом, в конечном итоге перестают расти латерально и вместо этого почти исключительно расширяются в вертикальном направлении, что хорошо известно специалистам в данной области техники. Согласно модели, преобладание вертикального роста над латеральным, видное на Фиг.9, требует точного баланса скоростей осаждения и температур основы на стадиях 250, 260 последовательности 200 технологических операций, за счет которого обеспечивается достаточно малая диффузионная длина поверхности. Этого можно добиться, например, за счет использования высоких скоростей осаждения в процессе химического осаждения из паровой фазы (CVD), активированного плазмой, например - LEPECVD. Экспериментальные результаты, изображенные на Фиг.9(а), 9(b) и 9(е), были получены в таком процессе при скоростях роста, примерно равных 4 мкм/с. Альтернативно, в термическом CVD-процессе предпочтительно следует использовать предшественники, разлагающиеся при низких температурах основы, чтобы гарантировать малые диффузионные длины при сравнительно низких скоростях осаждения. Таким образом было обеспечено селективное осаждение Ge, показанное на Фиг.9(d), причем разложение германия происходило уже при температурах основы ниже 500°С. Наращивание производили в форме двухстадийного процесса, в ходе которого вначале при 330°С формировали тонкую матрицу с очень низкой скоростью, равной примерно 4 нм/мин, после чего при 500°С производили основное осаждение со скоростью, равной 25 нм/мин. При наращивании составных полупроводников возникает дополнительная степень свободы, поскольку постоянная поверхностной диффузии зависит также от соотношения между поступлением анионов и катионов. Пример с GaAs, изображенный на Фиг.9(с), был получен при молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ) из твердых источников при температуре основы, равной 520°C, когда мышьяк поступал из крекинг-ячейки, а галлий - в обычной элементарной форме. В этом случае была выбрана очень низкая скорость осаждения, порядка 0,1 нм/с, и диффузионную длину поверхности поддерживали малой за счет выбора низкого III/V соотношения, равного примерно 1:20.

Таким образом, эксперименты и модели показывают, что наращивание изолированных эпитаксиальных структур на вершинах приподнятых областей 110, 310, 410, 510, 610, 710, 730, 740, 750, 760 основы можно обеспечить за счет использования многих различных процессов осаждения при тщательном выборе стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций.

Если обратиться к Фиг.10(а)-10(с), то можно увидеть результаты 1000 анализа дефектов Ge, наращенного на паттернированную Si(001) основу. Фиг.10(а) и 10(b) являются полученными с использованием сканирующей трансмиссионной электронной микроскопии (STEM) в темном поле изображениями поперечных сечений через Ge столбики, характеризующиеся различными структурами граней. Верхняя грань 1016 на Фиг.10(а) является (001) гранью, параллельной поверхности 1011 Si столбиков 1010. Условия во время стадии 250 последовательности 200 технологических операций снова выбраны так, чтобы они обеспечивали ограниченные просветы 1018 между отдельными Ge столбиками. Благодаря вертикальным боковым стенкам приподнятых областей 1010 основы и использованию неселективного роста на боковых стенках 1012 и дне 1014 Si бороздок образуется тонкое покрытие. Фиг.10(а) демонстрирует, что винтовые дислокации 1020 ограничены преимущественно отложениями на боковых стенках 1012 и в непосредственной близости от вершин 1011 Si столбиков 1010. Фактически, наибольшая плотность винтовых дислокации смещается к краям Ge островков в пределах примерно одного микрометра от межфазной границы Ge/Si(001).

Тем не менее, можно видеть одну прямолинейную дислокацию 1024, идущую к вершине Ge столбика. Эта дислокация не отклоняется, поскольку она образует прямой угол с поверхностной гранью 1016. Дислокации, продолжающиеся до вершины Ge столбиков с наклонными гранями 1040, изображенных на Фиг.10(b), не обнаруживаются.

Тем не менее, как известно специалистам в данной области техники, анализы ТЕМ-изображений поперечных сечений непригодны для количественного анализа плотностей дислокации. Поэтому ТЕМ-исследования рассогласованных слоев, наращенных на паттернированные поверхности основ, были дополнены травлением дефектов и подсчетом пятен травления. Фиг.10(с) демонстрирует SEM-изображение границы между паттернированной и плоской областью 1070 основы, на которую был эпитаксиально наращен слой Ge способом, сходным со способом из Фиг.10(b), т.е. в условиях, приводящих к росту полностью граненых столбиков. SEM-изображение было получено после стандартной процедуры травления дефектов. Изображение демонстрирует пятна 1080 травления исключительно в непаттернированной области основы, причем ни одного пятна травления не обнаруживается на наклонных гранях 1050 на вершине столбиков и 1060 на границе раздела. Поэтому можно сделать вывод о том, что механизм отклонения дислокации поверхностными гранями, изображенный на Фиг.3(b), очень эффективен в случае структур с достаточно большим форматным соотношением.

(2) Объединенные Ge столбики

Если обратиться к Фиг.11(а) и 11(b), то можно увидеть сравнение структуры дефектов свободно стоящих и объединенных Ge столбиков 1100 на паттернированной Si(001) основе. Фиг.11(а) и 11(b) являются ТЕМ-изображениями в светлом поле поперечных сечений через свободно стоящие Ge столбики (а) и объединенные столбики (b). На Фиг.11(а) можно видеть дислокации 1110, которые были отклонены за счет взаимодействия с наклонными гранями во время роста столбиков. Дислокации 1110 опять ограничены областью, расположенной вблизи вершины столбиков основы. Интересно, что, по-видимому, при объединении столбиков не образуются дополнительные дислокации, о чем свидетельствуют области 1120 на Фиг.11(b), расположенные в просвете между Si столбиками, где фронты роста Ge должны встречаться друг с другом в процессе слияния столбиков.

Если обратиться к Фиг.12(а) и 12(b), то изображения 1200 демонстрируют краевое образование дислокации во время объединения столбиков, что позволяет установить причину этого явления. Фиг.12(а) является SEM-изображением в перспективе этипаксиального Ge слоя, наращенного на паттернированную Si(001) основу до толщины, примерно равной 8 мкм. Паттернирование основы в этом случае было сходным с примером, изображенным на Фиг.8(b), и состояло из 10×10 блоков близко расположенных столбиков 820, разделенных узкими бороздками 840. Согласно Фиг.12(а), блоки близко расположенных столбиков, разделенные узкими бороздками 1220, объединились, тогда как более широкие бороздки 1230 остались открытыми. SEM-изображение в горизонтальной проекции сходной структуры можно видеть на Фиг.12(b). За счет регулирования температуры основы во время стадий 250 и 260 последовательности технологических операций, за счет которого можно изменять диффузионную длину поверхности, фактически возможно создавать отверстия 1210, 1250 между объединенными столбиками. Поэтому, несмотря на слияние избранных столбиков, разделенных бороздками определенной ширины, можно создавать поверхностные отверстия в точно определенных положениях, при этом дислокации могут исчезать, как в случае изолированных столбиков.

Согласно этому примеру и в соответствии со вторым вариантом осуществления настоящего изобретения, описанным выше, размер соседних эпитаксиальных областей можно выбрать за счет определения ширины бороздок 420, 430, 830, 840, расстояния между более широкими бороздками 430, 840 и за счет выбора соответствующих условий во время осуществления стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций с целью снижения скорости вертикального роста относительно скорости горизонтального роста. Квадраты объединенных столбиков на Фиг.12(b) имеют сторону, длина которой равна примерно 30 мкм, и каждый из них состоит из 100 слитых Ge столбиков. Пустоты 1210, образующиеся над узкими бороздками 1220, могут также помочь в снятии термического напряжения, как описано выше во втором варианте осуществления настоящего изобретения.

(3) Очень толстые структуры, отсутствие трещин

Если обратиться к Фиг.13(а)-13(с), то на них приведены SEM-изображения 1300. SEM-изображение на Фиг.13(а) относится к примеру, в котором Ge островки, наращенные на Si(001) основу, паттернированную в форме столбиков, имеют высоту около 25 мкм. Условия во время стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций были выбраны так, чтобы между соседними Ge островками оставались тонкие зазоры 1310, за счет которых было исключено их объединение. SEM-изображение на Фиг.13(b) демонстрирует пример Ge гребней 1330 высотой примерно 30 мкм, наращенных на гребни 1320, вытравленные в Si(001) основе и ориентированные вдоль <110> направления. Зазоры 1310, 1340 можно сделать очень узкими, например - шириной всего 50 нм, если стадии 250, 260 последовательности 200 технологических операций обеспечивают достаточно малую диффузионную длину поверхности и большое отношение скоростей вертикального и латерального роста.

Ge островки на Фиг.13(а) опять-таки абсолютно лишены напряжений, что подтверждается посредством дифракции рентгеновских лучей высокого разрешения (HRXRD). В противоположность этому, термическое напряжение развивается во время охлаждения от температуры наращивания в областях 1350, лежащих за пределами паттернированной области 1370, видимой на SEM-изображении в горизонтальной проекции, приведенном на Фиг.13(b). В результате в непаттернированных областях 1350 возникает тенденция к образованию трещин 1360, тогда как в паттернированных областях 1370 трещины не образуются. Кроме того, видно, что паттернированные области 1370 ингибируют распространение трещин.

Таким образом, согласно настоящему изобретению существует возможность сочетания полупроводниковых структур с рассогласованными параметрами кристаллических решеток и рассогласованными коэффициентами термического расширения почти произвольной толщины за счет наращивания их на подходящие паттерны 100, 400, 600, 700 основы, если условия на стадиях 250 и 260 последовательности 200 технологических операций выбраны так, что предотвращается образование больших непрерывных областей.

(4) Сравнение с идеальным материалом основы

Если обратиться к Фиг.14(a)-14(d), то можно видеть сравнение результатов 1400 дифракции рентгеновских лучей, полученных на Ge столбиках 1410, наращенных на паттернированные Si(001) основы, непрерывных Ge слоях 1420, наращенных на непаттернированные Si(001) основы, и, наконец, на Ge(001) подложке 1426. Фиг.14(а) демонстрирует SEM-изображения Ge столбиков 1410 высотой 30 мкм и непрерывного Ge слоя 1420 толщиной 8 мкм, соответственно.

На Фиг.13(b) приведены полученные в рентгеновских лучах карты обратного пространства (RSM) вокруг симметричных (004) отражений 1402, 1404 от Si основы и соответствующих (004) отражений от Ge столбиков 1410 и слоя 1420. Увеличенные изображения карт обратного пространства в области Ge(004) отражений 1410, 1420 приведены на Фиг.14(d).

Фиг.14(с) демонстрирует сравнение рентгеновских сканов в области Ge(004) отражения вдоль Q_z. Кривая 1410 относится к результатам измерения, полученным на Ge столбиках 1410 из Фиг.9(а), кривая 1420 - к результатам измерения, полученным на непрерывном Ge слое 1420 из Фиг.9(а), и кривая 1426 - к соответствующим результатам, полученным на Ge подложке. Кривая 1410 имеет острый пик 1426, положение и полуширина которого идентичны тем же параметрами идеальной Ge подложки, что доказывает, что Ge столбики 1410 полностью релаксированы, а качество кристаллов является превосходным. Кривая 1410 имеет второй максимум 1424 при большем значении Q_z, обусловленный упругорастянутым Ge, присутствующим в бороздках 1411. В случае непрерывного слоя 1420 максимум возникает при большем значении Q_z, по которому можно рассчитать относительную деформацию растяжения, равную примерно 0,15%. Это термически созданная деформация растяжения, которая приводит к образованию трещин и прогибу подложки в случае толстых Ge пленок.

(5) Ступенчатое изменение состава и паттернированное наращивание

Если обратиться к Фиг.15(а)-15(b), то на изображениях 1500 можно увидеть пример, в котором эпитаксиальный рост на приподнятых областях 110, 310, 410, 510, 610, 710, 730, 740, 750, 760 основы сочетался со способом ступенчатого изменения состава, в котором состав Si_1-чПуч сплава ступенчато изменяли от чистого Si до чистого Ge со скоростью, примерно равной 10%/мкм. На Фиг.15(а) изображена граница между плоской областью Si(001) основы и паттернированной областью с квадратами размером 15×15 мкм. Изолированные эпитаксиальные структуры, наращенные на приподнятые области основы этого размера, характеризуются горизонтальными гранями 1510, соединенными наклонными гранями 1520. В то время как поверхности плоских областей основы проявляют выраженную поперечную штриховку, образованную скоплениями 1530 дислокации, в паттернированной части можно видеть очень малое количество скоплений 1530.

Согласно Фиг.15(b), паттернированные области с меньшими характеристическими размерами, равными 9×9 мкм, вообще не проявляют видимой поперечной штриховки на горизонтальных гранях 1540. Это свидетельствует об эффективном скольжении дислокации к боковым стенкам эпитаксиальных пятен 330 даже в том случае, если приподнятые области 110, 310, 410, 510, 610, 710, 730, 740, 750, 760 имеют многомикронные размеры. В структуре переменного состава не ожидается образования сидячих дислокации 380, поскольку эффективное несоответствие всегда является очень малым. Если использовать ступенчатое изменение состава, то эпитаксиальные пятна 330 достаточной высоты могут оставаться свободными от дислокации даже в том случае, если отклонение дислокации не может происходить в отсутствие наклонных граней 360.

Применения

Как указано выше, прямое применение настоящего изобретения состоит в эпитаксиальном наращивании полупроводниковых слоев, состоящих из одного материала, на паттернированную основу, состоящую из другого материала, причем, как правило, материал наращиваемого слоя является более ценным, чем материал основы. Это может иметь место, например, при выборе основы, изготовленной из дешевого кремния металлургического качества, на которую наращивают высокочистый, высококачестенный Si, например - в форме столбиков, изображенных на Фиг.9(а). За счет сочетания материалов основы и наращенного слоя, описанного выше, можно получить виртуальную основу из дорого материала. Во многих случаях очевидным выбором будет кремниевая основа предпочтительно больших размеров с покрытием из дорого полупроводника, например - GaAs или InP. Поэтому результатом во всех этих применениях может быть виртуальная основа, являющаяся отправным пунктом для последующего изготовления устройств любого рода.

Если обратиться к Фиг.16, то можно увидеть схематическое изображение последовательности 1600 технологических операций при изготовлении родового устройства 1680. На стадии 1602 основу 1605 паттернируют согласно стадии 210 из последовательности 200 технологических операций, определяя по меньшей мере одну приподнятую область 1610 основы, отделенную бороздками 1620 от других приподнятых областей и от окружающих зон 1611. Основой 1605 может быть, например, Si-подложка, SOI-подложка или SiC-подложка, которая может до этого пройти ряд необязательных стадий КМОП-обработки, включая стадии 1615 имплантации под приподнятые области 1610 основы. Может быть целесообразной защита КМОП-структур 1612 слоями 1614 диэлектриков. Альтернативно, основой 1605 может быть, например, подложка из Si, SOl, GeOl, SiC, GaAs, InP или сапфира, которая перед стадией 1602 паттернирования может быть по выбору подвергнута предварительной обработке любым другим способом.

На стадии 1604 процесса можно использовать стадии с 220 по 270 последовательности 200 технологических операций, во время которых эпитаксиальные стопки слоев 1630 формируют на открытых приподнятых областях 1610 основы 1605. В случае, если основа 1605 является обработанной КМОП-подложкой, то стадию 1604 процесса и все последующие стадии могут быть выбраны такими, чтобы они соответствовали требованиям углубленных КМОП-процессов. Стадия 280 процесса последовательности 200 технологических операций может содержать несколько подстадий. Подстадия 1606 может состоять в заполнении бороздок 1620 материалом-наполнителем 1650, которым может быть, например, полимер или неорганический диэлектрик. Затем может быть осуществлена необязательная стадия химического/механического полирования с целью создания плоской поверхности перед стадией 1608 процесса. Стадия 1608 процесса может включать в себя стадию металлизации, в ходе которой на эпитаксиальных стопках слоев 1630 формируют контакты 1660. Изготовление родового устройства 1680 может включать в себя дополнительные подстадий, например - обеспечение контактов необязательно имплантированных областей 1615.

В зависимости от вида паттернированных основ 100, 400, 600, 700 и вида эпитаксиальных стопок слоев, сформированных во время стадий 250, 260 последовательности 200 технологических операций, родовое устройство 1680 может быть использовано для включения фотонных интегральных схем, содержащих волноводы, модулятора, детекторы и эмиттеры, изготовленные из стопок слоев с рассогласованными кристаллическими решетками, например, монолитно наращенных на КМОП-чип. Родовое устройство 1680 может также содержать электронные микросхемы, изготовленные из стопок слоев с рассогласованными кристаллическими решетками, например, монолитно наращенных на КМОП-чип. Родовое устройство 1680 может также содержать матрицы видеодетекторов, например - монолитно наращенные на КМОП-чип, например - инфракрасные видеодетекторы или пиксельные рентгеновские детекторы, в которых, например, каждый одиночный пиксель 1610 может считываться КМОП-схемой 1612. Родовое устройство 1680 также может быть матрицей многопереходных солнечных элементов. Родовое устройство 1680 может быть любой другой комбинацией оптоэлектронных, микроэлектронных и фотонных устройств, изготовленных из стопок слоев с рассогласованными кристаллическими решетками, монолитно наращенных на подложку из монокристалла.

Если обратиться к Фиг.17, то на ней изображена альтернативная процедура 1700 изготовления родового устройства 1704. Здесь паттернированная подложка 1705 проходит стадии с 220 по 270 из последовательности 200 технологических операций, в которых стопки 1730 эпитаксиальных слоев рассогласованных материалов можно нарастить на приподнятые области 1710 основы. Затем подложку 1705 можно обработать способом перевернутого кристалла и срастить в низкотемпературном процессе сращивания подложки с получением КМОП-подложки 1740. Подложка 1740 может содержать контактные площадки 1740, контактирующие со стопками 1730 слоев. КМОП-подложка 1740 может содержать КМОП-схемы, сформированные на поверхности 1744, на поверхности 1746 или на обеих поверхностях 1744 и 1746.

В варианте этой схемы может быть произведено паттернирование не только подложки 1705, но и подложки 1740. Во время стадий с 220 по 270 последовательности 200 технологических операций стопки 1730 эпитаксиальных слоев рассогласованных материалов, наращенные на приподнятые области 1710 подложки 1704, могут затем быть, например, легированы донорной примесью. В противоположность этому, стопки 1730 эпитаксиальных слоев рассогласованных материалов, наращенные на подложку 1740, могут быть легированы акцепторной примесью, или наоборот. Обе подложки 1705 и 1740 могут быть подвергнуты дополнительным стадиям 280 последовательности 200 технологических операций, например - хорошо известным стадиям реактивно-ионного травления и металлизации, перед осуществлением способа перевернутого кристалла и сращивания для обеспечения электрического контакта специфических областей, легированных акцепторными и донорными примесями.

Описанную последовательность технологических операций можно использовать, например, для изготовления термоэлектрических генераторов, встроенных в КМОП-чип. Здесь стопки 1730 слоев, легированных донорной примесью, на подложке 1705 и соответствующие стопки слоев, легированных акцепторной примесью, на подложке 1740 могут образовывать диоды с p-n-переходом, где p-сторона может быть соединена с источником тепла, а n-сторона - со стоком тепла, или наоборот. Стопки 1730 эпитаксиальных слоев могут, например, состоять из SiGe сплавов или других материалов, пригодных для термоэлектрических применений. В таких применениях паттернированные основы 800 могут также содержать более крупные структуры, например - с размерами порядка 100 мкм и более, а прогиб подложки и растрескивание слоев остаются пренебрежимо малыми, поэтому термоэлектрические устройства меньше страдают от высокой плотности винтовых дислокации, чем, например, детекторы или эмиттеры или другие активные устройства.

Если обратиться к Фиг.18, то можно увидеть схему альтернативной процедуры 1800 изготовления, родового устройства 1804. Здесь тонкая паттернированная подложка 1805 проходит стадии с 220 по 270 последовательности 200 технологических операций. Затем подложку 1805 можно срастить с КМОП-подложкой 1840 в низкотемпературном процессе сращивания подложки. КМОП-подложка 1840 может содержать необязательные области 1835 контакта, объединенные со стопками 1830 активных слоев. КМОП-подложка 1840 может содержать КМОП-схемы, сформированные на поверхности 1844, на поверхности 1846 или на обеих поверхностях 1844 и 1846.

Патенты и статьи, указанные выше, включены в данную работу посредством ссылки, если не указано иное, в объеме, который не противоречит данному изобретению.

Другие характеристики и способы осуществления настоящего изобретения описаны в формуле изобретения.

Кроме того, изобретение следует рассматривать как включающее в себя все возможные комбинации всех описанных в настоящей работе, формуле изобретения и/или графических материалах признаков, которые могут быть признаны новыми, обладающими признаками изобретения и промышленно применимыми.

Возможны многочисленные изменения и модификации вариантов осуществления настоящего изобретения, описанных в данной работе. Хотя в данной работе показаны и описаны некоторые иллюстративные варианты осуществления настоящего изобретения, можно предположить широкий спектр модификаций, изменений и замен в предшествующем описании. Несмотря на то, что приведенное выше описание содержит много специфических деталей, их следует рассматривать не как ограничивающие объем изобретения, а как иллюстративные примеры того или иного предпочтительного варианта осуществления настоящего изобретения. В некоторых случаях определенные признаки настоящего изобретения могут быть осуществлены без соответствующего использования других признаков. Соответственно, приведенное выше описание следует рассматривать широко и понимать лишь как совокупность иллюстраций и примеров, тогда как сущность и объем настоящего изобретения ограничены лишь формулой изобретения, которая является неотъемлемой частью настоящей работы.

ПРИЛОЖЕНИЕ

Следующие патентные документы США, патентные документы других стран и дополнительные публикации включены в данную работу посредством ссылки и являются его основой:

Патентные документы США

2008/0308909 A1	12/2008	Masahiro Sakai et al.
2003/0033974 A1	2/2003	Tetsuzo Ueda
2008/0233716 A1	9/2008	Kazuhide Abe
2006/0216849 A1	9/2006	Letertre et al.
2008/0308909 A1	12/2008	Masahiro Sakai et al.
5,759,898	6/1998	Ek et al.
5,221,413	6/1993	Brasen et al.
6,537,370	3/2003	Hernandez et al.
6,635,110 B1	10/2003	Luan et al.
5,158,907	10/1992	Fitzgerald
2008/0001169 A1	1/2008	Lochtefeld et al.
2008/0149941 A1	6/2008	Li et al.
2009/0039361 A1	2/2009	Li et al.
2009/0065047 A1	3/2009	Fiorenza et al.
2005/0199883 A1	9/2005	Borghs et al.
6,380,108 B1	4/2002	Linthicum et al.
2007/0077670 A1	4/2007	Kim et al.
7,115,895 B2	10/2006	Von Kanel
5,501,893	3/1996	Laermer et al.

Другие патентные документы

GB 2215514 A	9/1989	Goodfellow et al,
WO 2008/030574 A1	3/2008	Bai et al.
ЕР 0505093 A2	9/1992	Bean et al.
2010/033813 A2	3/2010	Fiorenza et al.
WO 9604677 A1	2/1996	Von Kanel et al.
WO 2006097804 A3	9/2006	Von Kanel

Дополнительные публикации

V.K. Yang et al., "Crack formation in GaAs heteroepitaxial films on Si and SiGe virtual substrates", Journal of Applied Physics, vol.93, no.7 (1 April 2003), pp.3859-3865.

H. Chen et al., "Low-temperature buffer layer for growth of low-dislocation-density SiGe layer on Si by molecular-beam epitaxy", Journal of Applied Physics, vol.2 (Jan 15 1996), pp.1167-1169.

E.A. Fitzgerald et al., "Epitaxial necking in GaAs grown on pre-pattemed Si substrates", Journal of Electronic Materials, vol. 20, no.10 (1991), pp.839-853.

T.A. Langdo et al., "High quality Ge on Si by epitaxial necking", Applied Physics Letters, vol.76, no.25 (June 19 2000), pp.3700-3702.

A.E. Blakeslee, "The use of superlattices to block the propagation of dislocations in semiconductors", Materials Research Society Symposium Proceedings, vol.148 (1989), pp.217-227.

I.Y. Knoke et al., "Reduction of dislocation density in GaN during low-pressure solution growth", Journal of Crystal Growth, vol.310 (2008), pp.3351-3357.

T.S. Zheleva et al., "Pendeo-epitaxy: A new approach for lateral growth of gallium nitride films", Journal of Electronic Materials, vol.28, no.4 (1999), pp.L5-L8.

S. Fundling et al., „Three-dimensionally structured silicon as a substrate for the MOVPE growth of GaN nanoLEDs", Physica Status Solidi A, vol.206, no.6 (March 25, 2009), pp.1194-1198.

J.G. Fiorenza et al., "Aspect ratio trapping: unique technology for integrating Ge and 111-Vswith silicon CMOS", ECS Transactions, vol. 33, no. 6 (2010), pp.963-976.

Т. Stoica et al., "Interface and wetting layer effect on the catalyst-free nucleation and growth of GaN nanowires", small, vol. 4, no. 6 (2008), pp.751-754.

R. Hammond et al., "The elimination of surface cross-hatch from relaxed, limited-area Si_1-xGe_x buffer layers", Applied Physics Letters, vol.71, no.17 (1997), pp.2517-2519.

1. Структура, содержащая:
- паттернированную кристаллическую полупроводниковую основу с приподнятыми областями (110, 130, 410, 610, 710), ограниченными бороздками (120, 320, 420, 430, 620, 720), глубина (h) которых по меньшей мере равна их ширине (d); и
- эпитаксиальный полупроводниковый материал, осажденный на приподнятых областях основы в форме изолированных полупроводниковых пятен (330),
причем основа изготовлена из первого кристаллического полупроводникового материала, а эпитаксиальный полупроводниковый материал содержит по меньшей мере один второй кристаллический полупроводниковый материал, обладающий рассогласованием кристаллической решетки или рассогласованием коэффициента термического расширения относительно основы;
при этом скорость вертикального роста эпитаксиально наращиваемого полупроводникового материала значительно выше, чем скорость латерального роста, так что большая часть эпитаксиального полупроводникового материала осаждена на вершинах приподнятых областей, а меньшая или незначительная часть эпитаксиального полупроводникового материала осаждена на дне бороздок.

2. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что приподнятые области основы имеют грани.

3. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что боковые стенки (650) и дно (640) бороздок покрыты слоем (630) диэлектрика.

4. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что приподнятые области содержат по меньшей мере одну область, граница которой расположена вдоль направления высокой симметрии основы.

5. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что бороздки содержат по меньшей мере одну бороздку (720), которая недотравлена.

6. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что пятна имеют грани (360).

7. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что пятна имеют горизонтальные поверхности (326).

8. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что основа выбрана из группы основ, состоящей из Si, SOI, Ge, GeOI, GaAs, InP, InSb, CdTe, SiC, Al₂O₃, AIN и GaN.

9. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что эпитаксиальный полупроводниковый материал выбран из группы полупроводниковых материалов, состоящей из элементарных полупроводников IV группы и их сплавов и составных полупроводников из III-V групп, II-VI групп и IV-VI групп и их сплавов.

10. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что эпитаксиальный полупроводниковый материал содержит слой со ступенчато изменяющимся составом, причем этот слой со ступенчато изменяющимся составом выбран из группы сплавов, состоящей из сплавов полупроводников IV группы, III-V групп, II-VI групп и IV-VI групп.

11. Структура по п. 1, отличающаяся тем, что эпитаксиальный полупроводниковый материал содержит стопку активных слоев, состоящую из множества полупроводниковых слоев, причем это множество выбрано из группы полупроводниковых слоев, состоящей из элементарных полупроводников IV группы и их сплавов, и составных полупроводников из III-V групп, II-VI групп и IV-VI групп и их сплавов.

12. Способ формирования структуры по п. 1, содержащей изолированные полупроводниковые пятна (330) на приподнятых областях основы, включающий в себя стадии:
- формирования паттернированной кристаллической полупроводниковой основы, паттерн которой содержит приподнятые области (110, 130, 410, 610, 710), разделенные бороздками (120, 320, 420, 430, 620, 720);
- загрузки основы в реактор для эпитаксиального наращивания;
- эпитаксиального осаждения по меньшей мере одного полупроводникового материала на приподнятые области;
- выбора диффузионных длин поверхностей так, чтобы они были меньше размеров граней,
- предотвращения переноса осажденного материала с одной грани пятен на другую;
- использования взаимного экранирования входящего потока, обеспечиваемого приподнятыми областями, для снижения поступления реагента к боковым стенкам приподнятых областей.

13. Способ по п. 12, отличающийся тем, что условия эпитаксиального наращивания регулируют во время наращивания так, чтобы они способствовали формированию наклонных граней (361, 362) и отклонению вертикальных дефектов (380) в наклонных направлениях (381) таким образом, чтобы эти дефекты могли выходить через боковые стенки (351) пятен.