Рост пленок железа и силицидов железа на атомарно-чистой и модифицированной бором поверхности кремния Si (111)

а 4.1. Формирование плёнок Ре на на поверхности, частично покрытой поверхностной фазой.

81(111)>ЫЗ Я30°-В. 102.

4.1.1 Осаждение Бе на подложку, частично покрытую 81(111) ^3x³ Я30°-В. 102.

4.1.2. Обсуждение результатов эксперимента по осаждению Fe на поверхность, частично покрытую поверхностной фазой Si (l 1 l) V3xV3 R30°-B. 108.

4.1.3. Модель роста плёнки на поверхности, частично покрытой поверхностной фазой. Оценка толщины осаждённого материала для реактивных слоёв. 111.

4.2. Формирование плёнок Fe на поверхности, полностью покрытой фазой Si (lll)V3xV3 R30°-B. 114.

4.2.1. Осаждение железа на поверхность, полностью покрытую поверхностной фазой Si (lll)V3xV3R30°-B. 114.

4.2.2. Обсуждение результатов эксперимента по осаждению железа па поверхность, полностью покрытую поверхностной фазой Si (l 1 l) V3xV3 R30°-B. 122.

4.3. Выводы. 127.

Глава 5. Влияние поверхности, модифицированной бором, на процессы реактивной ТФЭ, количество и структуру нанокластеров FeSI2 на Si (l 11). 128.

Введение

128.

5.1. Реактивная твердофазная эпитаксия плёнок Ре на поверхности 81(111)7×7.129.

5.1.1. Формирование областей с неупорядоченной атомной структурой.129.

5.1.2. Формирование наноостровков Ре81г.133.

5.2. Реактивная твердофазная эпитаксия плёнок Бе на поверхности 8К111) л/Зхл/ЗКЗО°-В. 134.

5.2.1 Формирование наноостровков Ре81г при 550−700 °С.134.

5.2.2. Формирование кластеров атомных размеров при 450 °C.136.

5.3. Выводы.138.

Глава 6. Магнитные свойства плёнок железа, полученных на поверхностях Si (l 11)7×7 и Si (l 1 l) V3xV3 R30°-B 139.

Введение

139.

6.1. Магнитные свойства плёнок железа, полученных на поверхностях Si (l 11)7×7 и Si (lll)V3xV3R30°-B. 139.

6.2. Выводы. 145.

Выводы 146.

Примечание 147.

Список литературы

148.

Приложение 157.

Актуальность работы. Интерес к эпитаксиальным плёнкам металла на кремнии, проявившийся в последние годы, вызван вполне понятными объективными причинами. Хорошо известеи закон Мура, согласно которому «количество транзисторов, которое может быть помещено на квадратный дюйм кремниевой поверхности, удваивается каждые 12 месяцев» [1]. Постоянное уменьшение размеров устройств микроэлектроники необходимо, чтобы повысить их быстродействие и увеличить плотность размещения элементов на кристалле при производстве интегральных схем (ИС). Это вызывает также спрос на поиск новых материалов, в том числе па исследования сверхтонких слоев металла на полупроводнике.

Увеличение степени интеграции электронных приборов, создаваемых на основе полупроводниковых кристаллов, связано с различными технологическими трудностями, многие из которых связаны с хорошо известными физическими явлениями. Ещё совсем недавно считалось, что фотолитография при размере деталей рисунка менее десятых долей микрона становится практически невозможной из-за дифракционных эффектов, возникающих на прорезях фотолиграфических масок. Однако недавние исследования учёных фирмы IBM показали, что на основе фотолитографии возможно создавать элементы рисунка топологии ИС шириной 29,9 им, что позволит использовать имеющиеся в производстве технологии без дорогостоящего переоснащения фабрик в течение около 7 лет [2]. Возможно дальнейшее уменьшение размеров элементов на основе этой технологии. Альтернативные технологии, которые предполагается использовать в будущем, например, метод использования ультрафиолетовых лучей — такая технология получила название EUV (Extreme Ultra Violet lithography — «литография с использованием ультракоротких ультрафиолетовых лучей») позволят ещё более уменьшить размеры элементов. Таким образом, размер элементов производимых ИС в ближайшие годы составит уже десятки, а в дальнейшем единицы нанометров, то есть уже имеет смысл называть современную электронику «наноэлектроникой».

Однако, при уменьшении электронных приборов до размеров менее нескольких десятков нанометров значительную роль приобретают физические эффекты, возникающие на границе раздела тонкая плёнка металла — полупроводник, многие из которых имеют квантовую природу. Например, возрастает роль обменного взаимодействия (применение таких эффектов описано в [3]), проводимость осуществляется посредством не обычных проводников, а так называемых «квантовых проволок» [4]. Такие явления просто необходимо учитывать. По-прежнему остаются вопросы, связанные с диффузионными процессами на поверхности и в объёме полупроводника, которые также приводят к «размытию» профиля элемента и ограничивают степень интеграции.

Стремление к разрешению данных проблем привело к развитию двух из нескольких основных подходов к формированию ИС с высокой степенью интеграции, являющихся ключевыми для формулировки основной цели и задач данного исследования. Во — первых, это исследование способов формирования резких и совершенных границ металлполупроводник с минимальным диффузионным размытием в плоскости плёнки. Как следствие, приборы на основе таких структур должны иметь малые размеры и прогнозируемые стабильные свойства. К работам в этом направлении относятся, например, публикации по изучению роста металлов на буферных слоях[5]. Во — вторых, это создание трёхмерных ИС, в которых большая интегральная плотность элементов достигается не только за счёт создания планарных элементов меньших размеров, но и за счёт формирования дополнительных слоёв рисунка ИС. При этом элементы трёхмерной ИС при исходно больших размерах за счёт объёма могут иметь ту же степень интеграции на единицу площади кристалла, что и элементы планарной меньшего размера. Следовательно, возможно некоторое снижение требований к технологическому процессу их изготовления. Дополнительные слои, формируемые при создании трёхмерных ИС, содержат соединяющие элементы ИС электрические проводники, длина которых существенно уменьшается благодаря такой топологии. Это тем более существенно, что характеристики и стоимость современных ИС в основном определяются именно электрическими проводниками. Кроме того, такая технология позволяет соединять на одном кристалле, например, светочувствительную матрицу и процессор, обрабатывающий поступающую от неё информацию, при этом скорость обработки изображений многократно возрастает[6]. Понятно, что создание такой структуры в плапарпом рисунке является очень сложной или невозможной на сегодняшний день задачей. В целом, оба метода при их развитии предполагают использование подходов на новом качественном уровне и разработку новых технологий формирования плёнок.

Важность создания тонких монокристаллических (или эпитаксиальных) плёнок металла с минимальным числом дефектов на кремниевой подложке очевидна — например, это путь к созданию металлических шин с высокой проводимостью и теплопроводностью, малыми временами задержки для ИС, путь к формированию надёжных многослойных нано-ИС. Существуют также другие возможности применения, часть из которых упомянута ниже.

Эпитаксия металлов реализуется достаточно редко. Это обусловлено необходимостью сочетания нескольких факторов. Во-первых, нужно чтобы параметры решётки у металла хотя бы в одной из плоскостей были бы близки к параметрам решётки поверхности кремния. Во-вторых, атомы таких металлов должны иметь подвижность на поверхности, достаточную для встраивания в регулярные положения и образования упорядоченных слоёв уже при комнатной температуре. Если температуру подложки во время осаждения плёнки (либо температуру отжига после осаждения плёнки) сделать выше некоторой критической температуры, происходит диффузия кремния и образование различных силицидов металлов. Хорошо изучены лишь несколько металлов, напыление которых на кремний уже при комнатной температуре приводит к эпитаксии — это марганец, железо, кобальт и медь.

Есть определённые трудности в технологическом использовании, по крайней мере, двух из перечисленных металлов. Марганец образует достаточно тонкие эпитаксиальпые плёнки (порядка 2−3 монослоя), что может говорить о напряжённости структуры или формировании межфазовой границы марганец — кремний, имеющей сложное строение[7]. В пользу этого также говорит факт срыва эпитаксиального роста при увеличении скорости осаждения более 0,3 МС/мин. Понятно, что сложно формировать структуры с высокой проводимостью*и низкой коэрцитивной силой из материалов с высокой плотностью дефектов.

Диффузионная способность меди столь огромна, что медь способна проникнуть сквозь стандартную кремниевую шайбу за 15 часов при комнатной температуре. На поверхности же, как известно, энергия активации диффузионных процессов значительно ниже, и процесс диффузионного размытия протекает активнее. Кроме того, эпитаксиальная плёнка меди уже при достаточно тонких осаждённых слоях (менее 3 нм) формируется на 81(111) таким образом, что её постоянная решётки соответствует постоянной решётки чистой меди, а не подложки кремния. Уже при покрытии Си порядка нескольких моноатомных слоёв плёнка содержит большое число дефектов типа двойников, соизмеримое с числом кристаллитов, ориентированных псевдоморфно [8]. Очевидно, что на межфазовой границе Си/81(111) возникают напряжения. Поэтому, несмотря па то, что лучше меди по проводимости (0,1 750,018 Ом*мм2/м при 20°С) при обычных условиях только драгоценные металлы, а именно: серебро, золото, платина, есть сложности при использовании меди в процессах производства наноэлектронных приборов. Основные среди них — диффузионное размытие профилей проводников, которое будет влиять на стабильность свойств и надёжность электронных элементов, а также возможная деградация проводников из меди со временем из-за напряжений в плёнке, приводящих к рассогласованию на границах зёрен при многократных циклах нагрев-охлаждение.

Хотя плёнки кобальта также представляют большой интерес для исследований вследствие успешной эпитаксии их на поверхности 81(100), плёнки Ре привлекли наше внимание как объект исследования в силу нескольких весьма полезных с точки зрения технологии факторов.

1) Эпитаксиальные блочные плёнки железа на 81(111) могут иметь толщину более 30 им [9]. При этом проводимость чистого железа только в два раза ниже, чем у чистой меди. Поэтому есть потенциальная возможность использования таких плёнок в качестве электрических проводников.

2) Чистое железо — ферромагнетик с большим магнитным моментом. Коэрцитивная сила эпитаксиальных плёнок Ре на 81(111) составляет около 8 Э, что примерно в 6 раз меньше коэрцитивной силы поликристаллических плёнок железа, сформированных на стекле или оксиде кремния [10]. Это даёт возможность интегрировать чувствительные датчики магнитного поля вместе с электронными усилителями и другими устройствами в единой ИС на основе кремниевой технологии.

3) Дисилицид железа Р-Ре812 является прямозонным полупроводником с шириной запрещённой зоны около 0,85 эВ (соответствует длине волны 1,46 мкм) при комнатной температуре, что близко к минимуму поглощения в оптоволокне на основе кремниевых соединений. Помимо этого, благодаря более высокому коэффициенту преломления Р-Ре81г (5,6) по сравнению с кремнием (3,5), двойные гетероструктуры р-81/р-Ре812/п-81 представляют огромный интерес в качестве светоизлучающих приборов[11].

Таким образом, структуры, образуемые железом на поверхности кремния, обладают огромным спектром потенциального применения в наиболее современных микроэлектронных отраслях и поэтому, несомненно, должны быть подробно исследованы. Это явным образом указывает на актуальность и своевременность данного исследования. Целыо диссертационной работы является исследование влияния условий роста па формирование плёнок железа и кластеров силицида железа па атомарно-чистой и модифицированной бором поверхностях 81(111).

Для достижения указанной нелн предполагалось решить следующие задачи:

1) Экспериментально исследовать процессы формирования границы раздела Ре/81(111) при осаждении плёнки Ре на подложку, нагретую до температуры, при которой происходит упорядочение атомов на межфазовой границе;

2) Изучить влияние условий осаждения на коэрцитивную силу плёнок Ре и на формирование границы раздела в системе Ре/81(111);

3) Исследовать возможность формирования резкой границы раздела между плёнкой железа и подложкой кремния с помощью пассивирования поверхности подложки бором;

4) Исследовать возможность формирования дисилицида железа на поверхностной фазе Si (lll)V3xV3R30°-B.

Научная новизна работы состоит в том, что:

— оптимизированы технологические условия получения эпитаксиальных плёнок железа с низкой коэрцитивной силой на чистом кремнии;

— показано, что поверхностная фаза Si (lll)V3xV3 R30°-B блокирует активное перемешивание на межфазовой границе железо — кремний, возникающее уже при комнатной температуре;

— впервые с помощью реактивной твердофазной эпитаксии железа на поверхностной фазе Si (lll)V3xV3 R30°-B получены островки дисилицида железа P~FeSi2, плотность которых значительно превышает плотность островков на поверхности Si (l 11)7×7, выращенных при аналогичных температурах и покрытиях;

— обнаружено формирование новых типов напокластеров атомного масштаба при взаимодействии атомов Fe с поверхностями Si (l 11)7×7 и Si (lll)V3xV3 R30°-B;

— исследована третья оптическая гармоника на эпитаксиальных плёнках Fe на Si (l 11)7×7. Практическая ценность исследования:

1. В ходе выполнения диссертационной работы были исследованы условия формирования эпитаксиальных плёнок железа с низкой коэрцитивной силой 6,2 Э на Si (lll) при 150 °C. Результаты данного исследования могут быть использованы для создаиия датчиков магнитного поля, магнитных головок жёстких дисков.

2. В результате исследования адсорбции железа на поверхность Si (lll)V3xV3 R30°-B установлено, что модифицирование поверхности Si (lll) бором блокирует реактивное взаимодействие па границе Fe/Si (lll). Результаты исследования могут быть использовапы для получения резкой межфазовой границы между кремниевой подложкой и осаждаемой плёнкой железа в спиптронике.

3. Показано, что размеры и плотность островков р—FeSi2 на Si (lll)V3xV3 R30°-B варьируются при изменении количества железа и температуры. Данный результат представляет интерес для оптической наноэлектроники.

Основные защищаемые положения:

1. В интервале скоростей осаждения Fe от 0,05 до 0,1 нм/мин и при температуре подложки Si (l 11)7×7 150 °С выращенные плёнки железа имеют эпитаксиальную структуру и характеризуются низкой коэрцитивной силой.

2. Формирование на поверхности Si (lll) поверхностной фазы Si (l 1 l) V3xV3 R30°-B приводит к блокированию реактивного взаимодействия осаждённой плёнки Fe с поверхностью кремния.

3. В результате реактивной твердофазной эпитаксии покрытий Fe 0,05−0,5 моноатомных слоя при температурах 600−700 °С па поверхностной фазе Si (lll)V3xV3 R30°-B формируются только островки дисилицида железа р—FeSi2.

4. На поверхности Si (l 11)7×7 в результате реактивной твердофазной эпитаксии в области покрытий Fe 0,05−0,5 моноатомных слоя при температурах 450−700 °С формируются кластеры силицида железа атомного масштаба — тримеры.

5. На поверхности Si (lll)V3xV3 R30°-B в результате реактивной твердофазной эпитаксии покрытий Fe 0,05−0,5 мопоатомпых слоя при температурах 450 °C получены кластеры силицида железа атомного масштаба, которые на СТМ изображениях выглядят как упорядоченная группа из девяти максимумов.

Апробация результатов работы. Основные результаты работы были представлены и обсуждались на Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (Вторые Самсоновские чтения) (г. Хабаровск, Россия, 4−6 ноября 2002 г.), Всероссийском совещании Кремний-2004 (г. Иркутск, Россия, 5−9 июля 2004 г.), X Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» (ДСМСМС-2005), (г. Екатеринбург, Россия, 18−22 марта 2005 г.), Седьмой всероссийской молодёжной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой оптои наноэлектронике (г. Санкт-Петербург, Россия, 5−9 декабря 2005 г.), V и VI Международной очно — заочной научно — практической конференции студентов, аспирантов и молодых исследователей «Интеллектуальный потенциал ВУЗОВ на развитие Дальневосточного региона России» (г., Владивосток, Россия, 2003;2004 гг.), IX и X Конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов (ПДММ — 2005, ПДММ — 2006, г., Владивосток, Россия, 2005;2006 гг.), а также 60 м Российско-Японском семинаре по поверхностям полупроводников JRSSS-6 (г. Тояма, Япония, 10−17 октября 2004 г.). Доклады на конференциях неоднократно были отмечены почётными грамотами.

Публикации и личный вклад автора. По теме диссертации опубликованы 8 статей в рецензируемых научных журналах.

1. Chebotkevich L.A., Ivanchenko M.V., Churusov В.К., Gavriljuk Y.L., Bekhtereva O.V., Astapova E.S., Pivchenko E.B., Lifshits V.G. Magnetic properties of epitaxial Fe films grown on clean Si (l 11) surface.// Phys. Low-Dim. Struct. 2003. V 9/10. P. 141−154.

2. Aktsipetrov O.A., Murzina T.V., Kim E.M., Kapra R.V., Fedyanin A.A., Inoue M., Kravets A.F., Kuznetsova S.V., Ivanchenko M.V., Lifshits V.G. Magnetization-induced secondand third-harmonic generation in magnetic thin films and nanoparticles. // Journal of Optical Society of America B. 2005. Vol. 22. No 1. P.138−147.

3. Мурзина T.B., Ким E.M., Капра P.B., Акципетров О. А., Иванченко М. В., Лифшиц В. Г., Кузнецова С. В., Кравец А. Ф. Генерация магнитоиндуцированной третьей гармоники в наноструктурах и тонких пленках. // ФТТ. 2005. Т. 47. С. 147−149.

4. Иванченко М. В., Борисенко Е. А., Котляр В. Г., Утас О. А., Устинов В. В., Лифшиц В. Г. Увеличение плотности нанокластеров p-FeSi2 на поверхности Si (lll) с помощью формирования реконструкции Si (lll)V3xV3 R30°-B. // Письма в ЖТФ. 2006. Т.32. Вып.9. С.58−64.

5. Ivanchenko M.V., Borisenko Е.А., Kotlyar V.G., Utas O.A., Ustinov V.V., Lifshits V.G. Increase in the Density of p-FeSi2 Nanoclusters on a Si (lll) surface by Means of Si (l 1 l) V3xV3 R30°-B Reconstruction. // Tech. Phys. Lett. 2006. Vol.32. N.5. P.396−398.

6. Aktsipetrov O.A., Kim E.M., Kapra R.V., Murzina T.V., Kravets A.F., Inoue M., Kuznetsova S.V., Ivanchenko M.V., Lifshits V.G. Magnetization-induced optical third-harmonic generation in Co and Fe nanostructures. // Phys. Rev. B. 2006. Vol. 73. No 140 404®. P. 1−4.

7. Иванченко M.B., Борисенко E.A., Чеботкевич Л. А., Гаврилюк Ю. Л., Коробцов В. В., Котляр В. Г., Утас О. А., Потапов С. В., Гриценко В. А., Лифшиц В. Г. Исследование роста плёнок железа при комнатной температуре на поверхностных фазах Si (l 11)7×7 и Si (l 11) V3xV3 Д30°-В. // Вестник ДВО. 2006. Вып. 6 прил. С. 38−48.

8. Ivanchenko M.V., Borisenko Е.А., Kotlyar V.G., Utas O.A., Zotov A.V., Saranin A.A., Ustinov V.V., Solin N.I., Romashev L.N., Lifshits V.G. Comparative STM study of SPE growth of FeSi2 nanodots on Si (lll) 7×7 and Si (l 11) л/3хл/3 i?30°-B surfaces. // Surface Science. 2006. V. 600. N. 12. P. 2623−2628.

Личный вклад автора заключается в участии в определении способов решения поставленных задач, приготовлении всех экспериментальных образцов с адсорбированными атомами железа, перечисленных в экспериментальной части работы, проведении большей части экспериментов с использованием методов дифракции медленных электронов (ДМЭ), электронной оже-спектроскопии (ЭОС), спектроскопии характеристических потерь энергии электронами (СХПЭЭ). Автор принимал активное участие в интерпретации полученных результатов, а также производил корректировку процедуры приготовления образцов при работе в соавторстве с исследовательскими группами, проводившими по просьбе автора исследования магнитоиндуцированных оптических гармоник и исследования поверхности с помощью сканирующей туннельной микроскопии (СТМ). Автором была получена часть изображений СТМ с атомарным разрешением, а также все кривые магнитного гистерезиса и значения коэрцитивной силы плёнок. Во всех совместных экспериментах и расчётах автор принимал активное личное участие вместе с коллективом сотрудников ИАПУ ДВО РАН, а также сотрудниками других организаций — соавторами совместных публикаций.

Участие соавторов публикаций заключалось в следующем: профессор, чл.-корр. РАН Лифшиц В. Г., а затем д.ф.-м.н. Зотов A.B. осуществляли руководство работой и внесли большой вклад в интерпретацию и представление для опубликования полученных результатов. Профессор, чл.-корр. РАН Саранин A.A., а также д.ф.-м.н., профессор Чеботкевич JI.A. участвовали в обсуждении результатов, а также внесли ряд ценных замечаний по оформлению публикаций и представлению результатов в печать. Д.ф.-м.н., профессор Акципетров O.A. осуществлял руководство при исследовании процессов генерации магнитоиндуцироваппых оптических гармоник, а также проводил их теоретическое исследование. Соавторы д.ф.-м.н. Астапова Е. С. и к.ф.-м.н. Пивченко Е. Б. осуществляли рентгеновские исследования полученных плёнок. Соавторы д.ф.-м.н. Котляр В. Г., Утас O.A. участвовали в проведении исследований СТМ. Соавторы к.ф.-м.н. Чурусов Б. К. и Потапов C.B. участвовали в техническом оформлении экспериментов. Соавторы профессор, чл.-корр. РАН Устинов В. В., д.ф.-м.н. Солин Н. И., д.ф.-м.н. Гаврилюк IO.JI., д.ф.-м.н. Коробцов В. В., д.ф.-м.н. Гриценко В. А., к.ф.-м.н. Ромашев JI.H., Бехтерева О. В., а также коллега из Японии профессор Ино М. участвовали в обсуждении результатов. Соавторы к.ф.-м.н. Мурзина Т. В., к.ф.-м.н. Кузнецова C.B., к.ф.-м.н. Федянин A.M., Ким Е. М., Капра Р. В., Кравец А. Ф., участвовали в проведении экспериментов по генерации оптических гармоник и обсуждении результатов.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка цитируемой литературы и приложения. Она содержит 163 страницы, в том числе 75 рисунков, список литературы на 9 листах, включающий 124 наименования, и 7 листов приложения.

выводы.

1. Установлено, что рост плёнки Fe на чистой поверхности кремния Si (l 11)7×7 при температуре подложки 150 °C сопровождается реактивным взаимодействием железа с кремнием и образованием силицидов FeSi2 и FeSi. Показано, что при скорости осаждения плёнок Fe от 0,05 до 0,1 нм/мин происходит формирование эпитаксиальиых плёнок железа.

2. Показано, что образование поверхностной фазы Si (lll) л/Зхл/З R30°-B блокирует образование силицидов Fe. Плёнка Fe растёт послойно-островково (т.е. по механизму Странски-Крастанова).

3. Показано, что реактивная твердофазная эпитаксия (реактивная ТФЭ) покрытий Fe до. толщин 0,5 монослоя на Si (l 11) V3xV3 R30°-B в интервале температур 600−700 °Сприводит к формированию системы нанокластеров дисилицида железа p-FeSi2. Островки-со структурой 2×2, которые связывают с металлическим силицидом y-FeSi2, и неупорядоченные области при реактивной ТФЭ Fe на Si (lll) л/Зхл/З R30°-B практически отсутствуют.

4. Получены тримеры на Si (ll 1)7×7 и нанокластеры атомных размеров на Si (l 11) V3xV3 R30°-B, которые на изображениях СТМ видны как образование из 9 ярких максимумов.

5. Предложен способ оценки толщины осаждённой плёнки на реактивной межфазовой границе.

6. Проведены теоретические оценки коэрцитивной силы плёнок Fe на Si (ll 1)7×7 и на Si (lll) V3xV3 R30°-B, показано, что оцененные с учётом кристаллической структуры плёнок параметры коэрцитивной силы хорошо согласуются с экспериментально измеренными.

Несколько позже часть этих данных была подтверждена в работе Гаврилюка и др. [30], где были также обнаружены новые особенности данной системы, не описанные ранее. Согласно этим данным, структура (1×1) плёнки чистого Fe сохраняется даже для толстых плёнок (~600A), из чего было сделано заключение, что плёнки являются псевдоморфными. На картинах ДМЭ рефлексы (1×1) для плёнок с толщиной покрытия больше 1 МС имеют сильное размытие, что указывает на наличие в составе данных плёнок когерентно ориентированных отдельных блоков с размером, сопоставимым с длиной когерентности первичных электронов ДМЭ. В опубликованной позднее работе Чеботкевич и др. [10] приведены спектры СХПЭЭ и ЭОС от плёнок Fe толщиной 30 нм, показывающие, что электронная структура и состав их идентичны чистому железу. Таким образом, эти авторы установили, что плёнки Fe на Si (lll) при комнатной температуре растут эпитаксиально до толщины, по крайней мере, несколько десятков нанометров. Были сделаны выводы, что поскольку период двумерной кристаллической решетки для OLJK-Fe (lll) составляет 3,8A, что на ~5% больше, чем у Si (lll) (3,6A), происходит блочный рост плёнки, при этом компенсируется часть напряжений. На это же указывает «размытие» рефлексов 1×1 на картине ДМЭ. Согласно Urano и <3р. 28], рост плёнок Fe толщиной более 1 МС должен также характеризоваться сокращением параллельной составляющей периода кристаллической решетки и расширением его перпендикулярной составляющей.

В работе [30] также было показано, что если покрытие железа, осаждаемого на подложку Si (l 11) при комнатной температуре, больше 1 МС, но меньше 2 МС, то после отжига образца при температуре выше 400° С на поверхности формируется не упоминаемая ранее фаза V3xV3 R30°. Спектры СХПЭЭ этой структуры аналогичны спектрам объемных моносилицидов железа и отличаются от спектров дисилицидов и спектров Si (l 11)2×2-Fe (рис. 1.6). Для покрытий более 2 МС, картина ДМЭ исчезает после отжига при 400 °С<�Т<530 «С. Если температура отжига превышает 530 °C, структура 1×1 появляется вновь. Спектры СХПЭЭ, измеренные для данной системы, подобны спектрам объёмного FeSI2 в обоих случаях: когда ожидаемая картина ДМЭ наблюдалась (Т>530 °С) и когда картина ДМЭ отсутствовала (400 «С < Т < 530 °С). Предполагается, что отжиг при Т>530 «С вызывает упорядочение структуры дисилицида железа.

Если осаждать железо на нагретую поверхность 81(111), то в зависимости от температуры подложки и количества осаждённого железа, формируются различные структуры двумерных силицидов (Рис. 1.7).

По данным авторов[12], плёнка Ре81 со структурой УЭхЛУз Я30° формируется при низких температурах, при повышенных температурах и малых покрытиях образуется напряженная плёнка з-Ре812, обладающая кубической решёткой типа СаР2 и структурой (2×2), а при более высокой температуре помимо з-Ре812 формируется также Р-Ре81г. Примечательно, что в данной работе есть график интенсивности рефлекса ДОБЭ, характеризующего наличие на поверхности (3-Ре812. Если расположить электронный луч таким образом, что электроны пролетают вдоль направления [112] поверхности 81(111), упомянутый рефлекс находится на % расстояния между рефлексами 1×1 поверхности 81(111). Наличие этого рефлекса позволяет отличить Р-Ре81г от з-Ре812, картина ДОБЭ которого не содержит данный рефлекс. Согласно упомянутому графику (рис. 1.8), небольшое количество Р-Ре81г присутствует наряду с фазой 8-Ре812 на поверхности уже при субмонослойных покрытиях, постепенно снижаясь практически до нуля при толщине плёнки железа около 3,5 А. Данное покрытие (3,5 А) соответствует формированию на поверхности сплошной плёнки з-Ре812. При осаждении более 7 А, судя по значительному росту интенсивности, формируется сплошное покрытие поверхности кремния силицидом Р-Ре81г.

300 350 400 450 500 550.

Температура кремниевой подложки при напылении (С).

Рис. 1.7 Формирование силицидов в зависимости от температуры и толщины осаждённого Ре [12].

-,-,-,.

• • * «> sFeSi 2. p-FeSi 2.

•—¦+""*. i-1−1.

4 8 12 16 20.

Время напыления, мин.

Рис. 1.8 График интенсивности рефлекса ДОБЭ, характеризующего наличие на поверхности P-FeS?2 [12] (см. текст). На графике показана область существования структуры s-FeSI2, при этом ненулевая интенсивность рефлекса указывает, что в этой же области покрытий Fe помимо s-FeSI2 также присутствует некоторое количество [3-FeSI2.

Также, данной группой авторов показано, что рост эпитаксиальной плёнки железа происходит при температурах 50+80 °С, т. е., несколько выше комнатной температуры. Эпитаксия же железа, наблюдаемая многими авторами предположительно при комнатной температуре, скорее всего, возникает при нагреве образцов излучением источника железа.

Как видно, при повышенных температурах формируется «реактивная» граница раздела, т. е. при осаждении плёнки происходит реакция образования силицида. Однако, насчёт присутствия «реактивной» границы раздела при комнатной температуре нет единого мнения.

Группой Alvarez и др. [31] была исследована начальная стадия роста железа на кремнии при комнатной температуре. В отличие от Urano и др., сообщавших о формировании нереактивной границы раздела и последующем послойном росте чистого железа, они доказали, что граница раздела является реактивной и при комнатной температуре.

1,2.

TI.

W in.

О -«.

5 0,8 а.

5 0,6 й.

I 0,2 а м в 1 а т А.

Рис. 1.9 CTM картины поверхности Si (l 11) после осаждения Fe при комнатной температуре, а) 0,04А б) 0,5А в) 4А [31].

Исследования поверхности в экспериментах Alvarez и др. проводились с использованием метода СТМ. На полученных картинах СТМ (Рис. 1.9) видно, что уже при осаждении 0,04 А железа на поверхностной фазе Si (l 11)7×7 появляются яркие максимумы в виде островков или выступов, приподнятые на 1,3А по сравнению с яркими максимумами адатомов поверхности кремния. Выступы расположены на поверхности в случайном порядке, в кластерах состоящих из ~7 сопряжённых вместе ярких максимумов. С увеличением покрытия железа их плотность растёт.

Эти выступы, согласно данным спектроскопии ионного рассеяния, вызваны присутствием атомов кремния, вытесненных атомами железа в процессе реакции перемешивания на поверхность. Вытесненные атомы кремния достаточно подвижны, чтобы срастаться в маленькие островки, почти одинаковые по размеру и форме с островками, получаемыми в результате осаждения кремния на поверхность Si (lll) при комнатной температуре.

Более подробно атомная модель данного процесса была описана в работе Mascaraque и др. 32], авторы которой снимали спектры рентгеновской фотоэлектронной дифракции и сопоставляли их со спектрами, построенными теоретически на основе выбранной модели расположения атомов. Было обнаружено, что реактивная граница раздела Fe/Si (lll) частично упорядочена уже при комнатной температуре, однако отжиг при 150 °C приводит к дальнейшему улучшению её структуры. Атомная структура, найденная для упорядоченного прореагировавшего слоя, схематически представлена на рис. 1.10. При расчётах учитывалось, что благодаря меньшей поверхностной энергии кремния, происходит сегрегация верхнего двойного слоя кремния, что подтверждается данными работы [31]. Нижние 3-й и 4-й слои структуры частично занимают атомы осаждённого железа, замещая случайные положения в кристаллической решётке кремния, а рост вытесненного наверх т.

Вид СВфХу П"2|.

51(111)1X1 о 1-ый слой О 2-ой слой.

РеШПЮ.

О 3-ий слой • атомы Ее из 3-его слоя о 4-ый слой • атомы Ее из 4-ого слоя.

Вид сбоку 51(111)1X1 1 2.

Рис. 1.10 Атомная структура реактивного слоя системы Ре/81(111) [32]. двойного слоя кремния происходит в виде плёнки, развёрнутой на 180° относительно подложки в плоскости образца. Эта структура хорошо объясняет все экспериментальные данные о границе раздела Fe/Si (lll), сформированной при низкой температуре. Авторы также показывают, что отжиг при 250 °C приводит к разупорядочепию на границе раздела, а дальнейшее упорядочение наступает только при температуре отжига 450 °C. Позднее эта структура была подтверждена работой J. Avila и др., где изучалось формирование границы раздела Fe/Si (l 11) методом фотоэлектронной дифракции[33].

Согласно работе [31], при дальнейшем осаждении железа до ~0,5A происходит исчезновение картины ДМЭ 7×7, и остаются видны только рефлексы 1×1 при достаточно сильном фопе[28,30]. Картина СТМ показывает, что выступы покрывают всю поверхность подложки, формируя аморфный непрерывный слой. Данная аморфная реактивная граница раздела обладает составом и плотностью состояний близкими к таковым в моиосилициде FeSi. Осаждение 4A железа вызывает появление на аморфном реактивном слое 3D-островков, главным образом треугольной или гексагональной формы. По данным спектроскопии ионного рассеяния, полученным Alvarez и др., интенсивность сигнала атомов кремния, регистрируемых при травлении пучком медленных ионов Не+, не изменяется, в то время как интенсивность сигнала от атомов железа растет. Это указывает на то, что вытесненные атомы кремния располагаются на внешней поверхности ЗО-островков.

Островки обладали следующими размерами: ~30A в высоту и ~80−90A в длину. На этой стадии осаждения они покрывают примерно 10% поверхности. Факт того, что при осаждении 2A Fe только 10% осажденных атомов железа были обнаружены на поверхности, ещё раз подтверждает, что большая часть атомов железа оказываются под уровнем адатомов кремния на поверхности подложки, а граница раздела системы Fe/Si (lll) является реактивной. Наконец, при -8*10A осажденного железа, островки сливаются и закрывают всю поверхность, в результате на поверхности образуется плёнка почти чистого железа. Состав островков меняется от почти чистого железа (~9% Si) до чистого железа при толщине осаждённой плёнки более 8A. Анализ плёнок толщиной 60A, осаждённых с большой скоростью ~10А/мин, показал, что они состоят из ОЦК железа с предпочтительной ориентацией (111). Однако в данных условиях картин ДМЭ не наблюдалось, т. е. плёнка состоит из кристаллитов с размером менее 100A.

Группа Kim и др. занималась изучением морфологии поверхности при эпитаксиальном росте Fe на Si (lll), измеряя коэффициент отражения синхротронных рентгеновских лучей [34]. Рост плёнки на поверхности Si (lll) был разделен на три стадии: начальную (гетероэпитаксиальный рост), промежуточную, и конечную (гомоэпитаксиальный рост). При кинетически ограниченных условиях фронт растущей поверхности становится.

Рис. 1.11 Островок p-FeSi2 на поверхности Si (l 11) [35]. прогрессирующе шероховатым в процессе роста. На начальной стадии воздействие подложки оказывает большое влияние ввиду наличия деформаций, вызванных несоответствиями параметров решётки подложки и плёнки. При росте плёнок до 80А толщиной шероховатость растущей поверхности быстро увеличивается. Быстрое увеличение шероховатости в перекрестном режиме связано с рябью поверхности, развивающейся для снятия деформации плёнки Fe. В дальнейшем, коэффициент отражения начинает изменяться медленнее, что означает переход к следующей стадии роста. Основываясь на измерении осцилляции интенсивности интерферирующих лучей, пришедших от поверхности и от границы раздела, был сделан вывод об отличии свойств границы раздела от таковых у исходных материалов подложки и чистого железа. Из аппроксимаций кривых коэффициента отражения были найдены плотность и толщина границы раздела, равные соответственно 6,8±0,8 г/см3 и 1,5±-2А. Отсюда следует, что FeSi, Fe3Si, Fe5Si3 — возможные составляющие межслоевых силицидов, поскольку их плотность сходна с вышеприведенным значением. Однако, Kim и др. не смогли различить ни одного дифракционного пика, связанного с границей раздела. Авторы объясняют это тем, что толщина слоя настолько мала, что он не даёт заметного сигнала.

Недавние исследования с помощью СТМ ранних стадий осаждения железа с последующим отжигом выявили присутствие на поверхности кремния структур, не наблюдавшихся ранее, а также более чётко показали особенности роста силицидов железа на Si (lll) в области покрытий железа до 2 МС. В частности, в работах[35,36] показано, что на стадиях осаждения, соответствующих данной области покрытий, при температурах отжига 450 -г650 °С на Si (l 11) формируются островки силицидов железа, обозначенные как островки А, В и Стипов. При этом островки, А и С типов имеют форму треугольников с усечёнными углами и периодичность 2×2, островки В — типа имеют круглую или близкую к треугольной форму и состоят из трёх доменов, разделённых углублениями, ориентированными вдоль направлений [1 1−2] поверхности Si (lll). Их структура остаётся неразрешённой (рис. 1.11).

По данным работ[37,38], эти островки испытывают напряжения и частично деформированы вследствие различия постоянных решётки p-FeSi2 с таковыми у поверхности кремния Si (lll).

Формирование так называемых кольцевых кластеров (ring-cluster, RC) в системе Fe/Si (lll) отмечено в работе [39]. Однако, в статье был сделан акцент на формирование кластеров Ni на Si (lll) и нет подробного описания кластеров для системы Fe/Si (lll), поскольку эта система, как считают авторы, подобна системе Ni/Si (l 11).

Было отмечено также формирование структуры с (4×8), не наблюдавшейся ранее. Образование этой структуры происходит в диапазоне температур 500 +650 °С. При этом практически полное заполнение поверхности, за исключением областей 7×7 возле ступеней, плоскими крупными упорядоченными доменами фазы с (4×8) происходит при температуре 600° С и строго определённом значении покрытия железа, находящемся в интервале 1,5 4−2,2 МС [35,40]. При увеличении покрытия, на поверхности с (4×8) появляются уже описанные островки, А и В — типов, а при дальнейшем росте покрытия приблизительно па поверхность практически полностью покрывается структурой 2×2.

Общая тенденция — появление на поверхности плёнки кремния при высоких температурах отжига (по спектрам ЭОС, СХПЭЭ) имеет три версии объяснения: сегрегация кремния на поверхность, разрушение силицидпой плёнки с формированием островков, или оба процесса одновременно.

Наиболее достоверной моделью расположения атомов в структуре Si (lll)lxl-Fe является модель, в которой атомы Fe занимают позиции Н3 в подложке Si с отсутствующим верхним слоем. Расстояние между плоскостью атомов железа и кремния — 0,93А. Hinarejos и др. [41], изучая электронную структуру эпитаксиальпых силицидов на Si (lll), отождествляют фазу 1×1 с квазистехиометричным FeSi, обладающим структурой CsCl.

Подводя итоги, следует отметить, что в системе Fe/Si (l 11) наблюдаются поверхностные реконструкции 2×2, V3xV3 R30°, lxl, с (4×8). При осаждении большого количества железа при температурах, близких к комнатным, возможен эпитаксиальный рост плёнок Fe (lll). При этом на границе формируется реактивный слой, и существуют разногласия касательно состава этого слоя. Большинство экспериментов указывает на формирование фазы, схожей с FeSi, однако есть предположения о формировании p-FeSi2.

Фаза Si (lll)2×2-Fe является деформированной модификацией силицида FeSi2. Эта фаза, названная y-FeSi2, структурно близка к CaF2, что подтверждено экспериментами с использованием электронной микроскопии Onda и др., а также картинами СТМ (рис. 1.12), полученными Vazquez и др. 42]. Последние считают, что картину СТМ 2×2 образуют адатомы кремния над последним слоем FeSi2 со структурой фторида (рис. 1.13).

Рис. 1.12 С ГМ топограмма образца, Рис. 1.13 Схематическая модель дающего картину ДМЭ 2×2 [42]. поверхности фазы Ре812 со структурой фторида, обладающей упорядочением 2×2 адатомов кремния. Черные кружки отображают Бе, большие и маленькие пустые кружкиатомы кремния в верхнем и нижнем слоях. Серые кружки — адатомы [42].

Теоретически существование этой фазы FeSi2 было предсказано в работе[43], при этом было определено, что несоответствие решёток y-FeSi2 и Si (lll) должно составлять менее 1%. Также было показано, что эта структура должна иметь металлические свойства, что было подтверждено экспериментально с помощью ультрафиолетовой фотоэлектронной спектроскопии (УФЭС) [44].

Спектры СХПЭЭ фазы Si (ll 1) л/3хл/3 R30°-Fe соответствуют спектрам образца моносилицида FeSi [10]. Le Thanh V. и др. [12] рассматривали данную структуру как эпитаксию соединения FeSi с простой кубической фазой и параметром решетки 4,4А. Это подтверждается и другими работами [45,46], и для толщин менее 25 А фаза Si (lll)V3xV3 R30°-Fe ассоциируется с соединением e-FeSi (рис. 1.14).

На данный момент неясной остаётся структура фазы с (4×8). Однако, мнения исследователей сходятся в том, что её поверхность образована слоем адатомов кремния, а структура во многом определяется наличием вакансионных дефектов железа под верхним слоем [35,40]. По-видимому, химический состав этой структуры описывается формулой FeSix, где 1<х<2.

Остановимся подробнее на описании кольцевых кластеров. Как известно, при осаждении на Si (l 11)7×7 и отжиге малых покрытий многих силицидообразующих металлов, в частности.

Co, Ni, Pd, Pt, Ir, формируется так называемая «lxl» -RC структура, которая состоит из неупорядоченных массивов кольцевых кластеров[39,47−50].

Существует два известных типа кольцевых кластеров. Кольцевой кластер первого типа (далее — RC) выглядит при обеих полярностях изображений СТМ как группа из трёх продолговатых овалов, центр которой находится в позиции Н3 (рис.2с). Известно, что в случае регулярного расположения такие кольцевые кластеры образуют массивы с периодичностью которые могут покрывать большие участки поверхности, как это происходит в случае Ni/Si (111) [49−51 ].

Кольцевой кластер второго типа (далее — V7 RC) выглядит на изображениях СТМ незаполненных состояний также как группа из трёх продолговатых овалов, однако принципиально отличается от Vl9 RC: он меньшего размера, выглядит более ярким, и его центр находится в позиции on top (Ti). На изображениях СТМ заполненных состояний он выглядит как один круглый яркий максимум. При регулярном расположении такие кольцевые кластеры образуют массивы с периодичностью.

V7xV7, как в случае системы.

Co/Si (lll) [47,48]. Поскольку в работе [39] указано, что центры кольцевых кластеров в системе Fe/Si (lll) находятся в положениях on top (Т|) решётки чистого кремния, очевидно, что в данной работе наблюдали именно.

V7 RC.

Среди силицидов железа, особо следует выделить дисилицид железа P-FeSi2, речь о котором пойдёт в следующем разделе.

Кубическая решётка, а = 4,483−4,488А о.

Рис. 1.14 Кристаллическая структура e-FeSi. Две плоскости (111) затенены, направление [111] обозначено стрелкой [41].

1.2.2. Формирование и свойства полупроводникового силицида /?-Ее812.

Следует отметить возросший в последние годы интерес к исследованию небольшой группы полупроводниковых силицидов, ширина запрещённой зоны которых меньше, чем у чистого кремния. Такое внимание исследователей обусловлено в первую очередь опасностью нарушения в ближайшие несколько лет закона Мура, поскольку при увеличении степени интеграции и неизбежном уменьшении размеров проводников микропроцессоров существенно уменьшится эффективность обычных электрических соединений. Одним из наиболее приемлемых решений этой проблемы является использование оптических соединений. Дисилицид железа Р-Ре812 является прямозонным полупроводником с шириной запрещённой зоны около 0,85 эВ (соответствует длине волны 1,46 мкм) при комнатной температуре [43, 52−54], что близко к минимуму поглощения в оптоволокне на основе соединений кремния. Благодаря высокому коэффициенту преломления в Р-Ре812 (5,6) [55] по сравнению с кремнием (3,5), двойные гетероструктуры р-81/р-Ре812/п-81 представляют огромный интерес в качестве светоизлучающих приборов.

Стремление к снижению размеров светоизлучающих приборов привело к исследованию условий формирования и свойств напочастиц Р-Ре812. Частицы Р-Ре812 диаметром 80 ч-100 нм, захороненные в р-слое кремниевого р-п перехода, показали наличие электролюминесценции в диапазоне 0,82−0,84 эВ [56−58]. Однако, лишь немногие работы сообщают о наблюдении фотолюминесценции (длина волны 1,5−1,6 цш) частиц р-РеБ12 в составе р-п перехода светоизлучающих диодов при комнатной температуре[57]. Среди возможных причин — пеизлучательная рекомбинация на дефектах, образующихся при ионной имплантации железа, а также рекомбинация носителей на поверхности р-полупроводника[59]. Следовательно, методика бездефектного выращивания Р-Ре812 крайне необходима для создания приборов с высокой излучательной эффективностью. Сейчас активно исследуются способы формирования наименее дефектных структур на основе нанокластеров Р-Ре81г, в частности, реактивно — активированная эпитаксия [59,60]. Значительные усилия направлены на уменьшение размеров нанокластеров, поскольку увеличение числа излучающих центров рекомбинации при уменьшении их размеров, снижении плотности дефектов в частицах Р-Ре81г и в прилегающих слоях кремния, позволит уменьшить размеры и увеличить эффективность светоизлучающих приборов [56].

Несмотря на стабильность объёмной модификации Р-Ре812, его сложно вырастить на поверхности 81(111) из-за несоответствия постоянных решётки. Если не создавать специфические условия для роста, данная структура формируется в виде маленьких островков[37,38] или в виде плёнки толщиной более 0,7 нм на поверхности Si (l 11) [12]. Для снижения числа дефектов в структурах и формирования наночастиц P-FeS?2 с высокой эффективностью излучения в толще р-n перехода светоизлучающих диодов применяют длительную процедуру отжига, что ведёт к увеличению размеров частиц [59], а также будет приводить к значительному удорожанию процесса формирования структур благодаря многочасовому увеличению времени их формирования в промышленных установках.

Таким образом, для дальнейшего улучшения эффективности приборов, уменьшения их размеров и удешевления производства необходимо найти альтернативные способы формирования таких структур.

1.2.3. Рост плёнок железа па буферных структурах, формируемых па кремнии.

Снизить перемешивание на границе металл/полупроводник — одна из важнейших задач при создании приборов нанометровых размеров на основе плёнок металлов. Поскольку при осаждении железа на кремний образование реактивного слоя наблюдалось практически уже при комнатных температурах, в данном случае эта задача стоит особенно остро. Одним из способов снижения перемешивания является создание на межфазовой границе буферного слоя, препятствующего диффузии материалов. В настоящее время в литературе описаны, по крайней мере, три способа формирования буферного слоя, на котором наблюдался рост эпитаксиальной плёнки железа: метод шаблона (template method), метод металл-металл эпитаксии на кремнии (metal-metal epitaxy on silicon, MMES) и выращивание эпитаксиальной плёнки железа на поверхности, терминированной водородом.

Метод шаблона подразумевает формирование буфера из силицида переходного металла состава MS?2 (М=Со или Fe) на чистой поверхности кремния. На таком буферном слое наблюдали формирование эпитаксиальной плёнки a-Fe толщиной до 40 монослоёв при комнатной температуре. Формирование относительно толстой плёнки объясняется тем, что объёмная фаза a-Fe является стабильной при комнатной температуре. Оси лёгкой намагниченности таких плёнок, сформированных на Si (001), лежат в плоскости плёнки, в соответствии с ориентацией плёнки a-Fe на подложке. Коэрцитивная сила этих плёнок (около 30−35 Эрстед) была измерена вдоль направлений лёгких осей в плёнке [1 0 0] и [1 1 0], как показано Bertoncini и др. [61].

Хорошо известным примером металл-металл эпитаксии на кремнии является рост железа на буферных слоях меди. Подобно ситуации роста на поверхностях Cu (lll) и Си (001), на медном буфере стабилизируется тонкая эпитаксиальная плёнка y-Fe. Как известно, объёмное y-Fe стабильно только в диапазоне температур 1184 +1666 К. Поэтому толщина таких плёнок не более нескольких ангстрем, в то время как при большей толщине происходит рекристаллизация плёики в a-фазу железа[62, 63]. Авторы выполнили расчеты, показавшие, что y-Fe может существовать в двух модификациях: магнитной и немагнитной, что определяется постоянной решётки. Для плёнок железа на Cu/Si (l 11) толщиной более 5−6 A и при температуре ниже 50 К, в соответствии со структурной трансформацией плёнки в а-Fe, ось лёгкой намагниченности переходит в плоскость плёнки, вплоть до наибольшей толщины исследованных плёнок -12 A [64]. При температурах выше 50 К, плёики толщиной менее 5 A не ферромагнитные, в то время как более толстые плёнки ферромагнитные, с одной осью лёгкой намагниченности, расположенной в плоскости плёнки. Оказалось, что петли гистерезиса плёнок почти правильной квадратной формы при намагничивании в направлении [1 1 0]. При толщине плёики, превышающей 5−6 A, наблюдался рост доменов а-фазы Fe (110)||Si (lll) и Fe[-1 1 1] || [-1 1 0]Si, т. е. в ориентации Курдюмов — Сачс. Ферромагнитные плёнки a-Fe обладают коэрцитивной силой около 40 +60 Э.

Было обнаружено, что на терминированной водородом поверхности Si (lll) также эпитаксиально растёт плёнка железа. К сожалению, данных по присутствию перемешивания на границе раздела в данной работе не приводилось. При этом, как и при росте на чистом кремнии, (lll)Fe||(lll)Si и реализуется механизм роста по типу В (т.е. осуществляется рост плёнки, развёрнутой на 180° относительно подложки в плоскости образца)[65]. Это указывает на реконструирование верхних слоёв кремния, а значит, на разрушение буфера из атомов водорода и формирование силицидного слоя па границе железо-кремний, как и при росте на чистой поверхности кремния[66,67]. Происходит «смачивание» поверхности плёнкой железа, а не вытеснение железа в островки, что говорит о сильной связи кремниевой подложки и адсорбата — железа. Более поздние исследования показывают, что на ранних стадиях формирования плёнки происходит замещение верхних атомов кремния атомами железа, а межфазовая граница более резкая, чем на Si (l 11)7×7[68]. Было показано также, что возможен рост плёнок a-фазы (110) Fe па терминированной водородом поверхности Si (l 11)[69]. К сожалению, нет данных о магнитных свойствах изученных плёнок.

В целом, используемые на сегодняшний день буферные слои обладают рядом недостатков: либо позволяют выращивать плёнки с дефектной структурой и высокой коэрцитивной силой, либо слишком толстые и дефектные для построения эффективных приборов спинтроники, либо недостаточно блокируют реактивное взаимодействие и перемешивание на границе. Поэтому, несмотря на широкое использование различных буферных материалов, задача создания эффективного буферного слоя остаётся актуальной.

1.3. Влияние структуры плёнок на их физические свойства.

1.3.1. Влпяппе структуры па коэрцитивную силу тонких магнитных пленок.

Одной из важнейших характеристик магнитных плёнок, описывающих процессы их намагничивания, является коэрцитивная сила. Процессы намагничивания тонких магнитных плёнок рассмотрены в работе[70]. Наиболее приемлемые результаты, согласующиеся с экспериментальными данными, даёт модель гибкой доменной границы (ДГ) [71]. Согласно данным этих работ, величина коэрцитивной силы, т. е. критического поля, при котором происходит перемагничивание плёнок, обусловлена закреплением ДГ структурными дефектами. Наименьшей величиной коэрцитивной силы обладают плёнки с наименьшим числом дефектов, к которым относятся эпитаксиальные плёнки. В частности, эпитаксиальные плёнки железа, сформированные при комнатной температуре на 81(111), обладают коэрцитивной силой около 8 Э.

Другим крайним случаем являются поликристаллические плёнки. Поликристаллические плёнки железа, полученные при тех же условиях, имеют большую коэрцитивную силу ~50 Э, что обусловлено структурными дефектами. Такими дефектами в тонких магнитных плёнках (ТМП) являются межзёренные границы, шероховатость поверхности, дисперсия локальных осей кристаллографической анизотропии, микропоры. Одиночные дислокации в высокодисперсных плёнках отсутствуют[72]. Величина коэрцитивной силы (Нс), обусловленная взаимодействием ДГ с локализованными дефектами (магнитными и немагнитными включениями, макропорами), весьма мала в плёнках Бе и составляет -0,02 Нс [73].

Коэрцитивная сила ТМП, обусловленная структурными дефектами, определяется с помощью выражения [70,74]: где Н0 — критическое поле, необходимое для перемагничивания материала, /5 — намагниченность насыщения- ?> — толщина плёнкиу, 5 — соответственно поверхностная взаимодействия доменной стенки с дефектами /-го типа, рассчитанная на единицу длины Ь у плотность энергии и ширина доменной стенки- = >)/Ь — дисперсия силы и &-р — дисперсия силы, обусловленная поверхносшыми неоднородностями, межзереиными ¡-раницами, дисперсией локальных осей кристалло1 рафической анизотропии и микропорами соотве1Сгвенно. В поликристаллических пленках сущес1 венный вклад в закрепление ДГ внося I все перечисленные дефекты. В моиокрисгаллических пленках отсутствует компонента коэрцитивной силы, обусловленная закреплением ДГ дисперсией локальных осей кристаллографической анизотропии. Кроме того, при послойном росте монокристаллической пленки на подложке пренебрежимо мала компонента коэрцитивной силы, связанная с шероховатостью поверхности. Этот случай реализуется, например, при эпитаксии Ре на 81(111) [26−28,30]. В поликристаллических пленках шероховатость поверхности существенна, что может влиять на величину закрепления ДГ.

В монокристаллических пленках, осажденных в сверхвысоком вакууме, примеси практически отсутствуют. В мелкодисперсных поликристаллических пленках атомы примесей скапливаются в межзеренпых границах, изменяя их объём и намагниченность.

В ноликристаллических пленках доменная стенка взаимодействует с болынеугловыми межзеренными границами магнитоупруго и магнитостатически, в то время как в монокристаллических плёнках ДГ взаимодействует с малоугловыми 1раницами между блоками в основном магнитоупруго [73]. Сила магнитостатического взаимодействия доменной стенки с малоугловыми границами более чем на порядок меньше, чем с боль шеу гловыми.

Таким образом, для поликристаллических пленок:

Расчеты и эксперименты, выполненные в работе [10], показывают, что структурное совершенство пленок оказывает существенное влияние на величину коэрцитивной силы. Согласно расчетам, коэрцитивная сила эпитаксиальных пленок железа может достигать 6,2 Э, в то время как измеренная величина составила 8 Э. Это может быть связано с тем, что плёнки формируются не при оптимальных условиях.

1.3.2. Влияние структуры на проводимость гонких плёнок.

Для проводников и межсоединений инте1ральных схем одной из важнейших характеристик является их проводимость. При уменьшении проводников до нанометровых, а для монокристаллических размеров неизбежно значительное влияние дефектов на проводимость проводников, что требует проведения дополнительных исследований для таких систем. Влияние структуры на проводимость тонких плёнок изучено экспериментально многими группами авторов. При осаждении субмонослойных покрытий различных металлов на кремнии в зависимости от покрытия и температуры образуются различные поверхностные структуры — поверхностные фазы. Предполагается, что некоторые фазы, обладающие анизотропией проводимости, можно будет использовать в будущем в качестве электрических проводников моноатомпой толщины в интегральных схемах.

Поверхностные фазы в зависимости от условий получения могут быть однодоменными, т. е. ориентированными на поверхности в одном направлении, или многодоменными, в последнем случае различные области поверхностной фазы — домены — могут быть ориентированы в различных направлениях, поскольку на начальных стадиях роста плёнки образуются различно ориентированные локальные зародыши. Аналогия здесьмонокристаллические и поликристаллические структуры. Если на поверхности присутствуют два основных типа ориентации зародышей фазы — фаза двухдомеппая, тритрёхдомеппая, и т. д.

Очевидно, что наименьшим числом дефектов должны обладать монокристаллические однодоменные поверхностные фазы. Помимо этого, некоторые однодомепные структуры представляют собой вытянутые в определённом направлении ряды атомов с проводящими свойствами, разделённые атомами другого сорта. Конечно, такие структуры должны обладать анизотропией поверхностной проводимости, и это позволяет рассматривать их как так называемые «квантовые проволоки». В работе[75] с помощью четырёхзондового метода, основанного на использовании зондов СТМ, показано, что проводимость однодоменной поверхностной фазы Si (l 11)4×1 -In вдоль цепочек металлических атомов составляет (7,2±0,6) х 10″ 4 SAD, что приблизительно в 60 раз больше проводимости в перпендикулярном направлении. Помимо этого, проводимость однодоменных фаз в несколько раз выше, чем многодоменных.

В работе [76] показано, что максимальное значение проводимости однодоменной фазы Si (lll)5×2-Au составляет (17,7±0,2) х Ю-5 SAD, в то время как максимальная проводимость такой же трёхдоменной фазы ниже и составляет (4,0±0,6) х 10~5 SAD. Этот результат показывает, что на проводимость оказывает существенное влияние структурное совершенство исследуемых плёнок. Согласно проведённым исследованиям, на дефектах структуры происходит рассеяние электронов, что неизбежно будет снижать эффективность изготовленных с применением таких плёнок промышленных электронных структур.

РОССИЙСКАЯ ГОСУДАРСТВЕННАЯ БИБЛИОТЕКА.