DE69209901T2

DE69209901T2 - Heteroepitaktisches Aufwachsen von Germanium auf Silizium mittels Ultra-Hochvakuum-CVD

Info

Publication number: DE69209901T2
Application number: DE69209901T
Authority: DE
Inventors: Shahzad Akbar; Jack Oon Chu; Biran Cunningham
Original assignee: International Business Machines Corp
Current assignee: International Business Machines Corp
Priority date: 1991-06-12
Filing date: 1992-06-03
Publication date: 1996-10-24
Anticipated expiration: 2012-06-04
Also published as: DE69209901D1; JPH07176485A; EP0518800B1; EP0518800A3; US5259918A; EP0518800A2; JP2948414B2

Description

Diese Erfindung bezieht sich auf Halbleiterfertigungsprozesse und spezieller auf ein Verfahren zum Aufwachsen heteroepitaktischer Schichten aus Germanium (Ge) auf Silicium (Si) durch Niedertemperatur-UHV/CVD-Epitaxie.
Die Deposition von heteroepitaktischem Ge und GexSi1-x-Legierungen auf Si hat aufgrund der Möglichkeit einer spezifischen Anpassung der Bandlücke von auf GexSi1-x basierenden Heterostrukturen weitverbreitetes Interesse gefunden. Vorgeschlagene Verwendungen für diese Heterostrukturen umfassen optische Bauelemente, modulationsdotierte Transistoren und Bipolartransistoren mit Heteroübergang. Zum Beispiel können dünne Filme aus elementarem, auf Si-Substraten aufgewachsenem Ge als eine zwischenliegende Epischicht verwendet werden, um ein nachfolgendes Aufwachsen von Galliumarsenid (GaAs) zur optoelektronischen Integration auf Si oder zur Verwendung als ein SiGe-Heteroübergang in Anwendungen von elektronischen Hochleistungsbauelementen zu erlauben. Da GaAs eine bessere Gitteranpassung an Ge aufweist und ohne weiteres auf diesem aufgebracht werden kann, dient eine qualitativ hochwertige epitaktische Ge-Schicht auf Si als ein geeignetes Substrat für das nachfolgende Aufwachsen von GaAs und möglicherweise anderen Schichten (z. B. GaxAl1-xAs) und erlaubt demzufolge die Integration von optoelektronischen GaAs-Bauelementen mit auf Si basierenden Bauelementen.
Ein heteroepitaktisches Aufwachsen von reinem Ge ist äußerst wünschenswert, insbesondere da die Ladungsträgerbeweglichkeit um so höher ist, je höher der Ge-Gehalt der Struktur ist, was wiederum eine größere Stromführungsfähigkeit, einen geringeren Leistungsverbrauch, einen Betrieb bei niedrigerer Temperatur und eine höhere Geschwindigkeit liefert. Außerdem stellt reines Ge, wie zuvor erwähnt, optoelektronische Fähigkeiten bereit
Ein komplizierender Faktor bei der Herstellung von Ge-Si-Heteroübergangssystemen ist jedoch eine große Fehlanpassung sowohl beim Gitterparameter (Z4%) als auch beim thermischen Ausdehnungskoeffizienten (Z50%). Frühere Versuche zur Erzeugung von Ge-Si-Heterostrukturen zeigen eine deutliche Schwankung bei der Wachstumsmorphologie und der kristallinen Qualität, die dem Vorhandensein von Verunreinigungen an der Ge-Si-Grenzfläche zuzuschreiben ist, die in erster Linie durch die Anfangsbedingung und die Präparation der Oberfläche des Si-Substrats und ungeeignete Depositionsprozeßparameter bestimmt ist.
Ge und GexSi1-x-Legierungen wurden früher durch eine Vielzahl von Techniken einschließlich Ionensputtern, physikalische Gasphasenabscheidung, chemische Gasphasenabscheidung (CVD) und in jüngerer Zeit Molekularstrahlepitaxie (MBE) auf Si aufgebracht. CVD ist der vorteilhafteste dieser Prozesse, da er ein Prozeß mit hohem Durchsatz ist und da er außerdem In-situ-Dotierfähigkeiten besitzt. Die Charakteristik herkömmlicher CVD-Systeme hinsichtlich hoher Temperaturen, hoher Drücke und der Trägergase erzeugen jedoch eine unerwünschte Oberflächenrauhigkeit und machen daher den Prozeß für viele Anwendungen unpraktisch.
Beispiele für frühere Verfahren eines heteroepitaktischen Aufwachsens von Ge auf Si unter Verwendung von CVD sind in den folgenden Veröffentlichungen offenbart.
Maenpaa et al., "The heteroepitaxy of Ge on Si: A comparison of chemical vapor and vacuum deposited layers", J. Appl. Phys. 53(2), (Februar 1982), 1076 bis 1983, (Maenpaa et al.) beschreiben ein CVD-Experiment, das unter Verwendung von GeH&sub4; als Trägergas mit einem Druck von 266 Pa bis 1729 Pa (2 Torr bis 13 Torr) und Halten der Si-Temperatur zwischen 500ºC und 900ºC durchgeführt wurde.
Hitoshi Ishii, "Manufacture of Semicoductor Device and Equipment Therefor", japanische Patentveröffentlichung 62-179113, Anmeldungsnr. 61-20283, (Ishii) offenbart die Deposition von Ge unter Verwendung von GeH&sub4; als Trägergas in einer CVD-Kammer bei 450ºC.
US-A-3 473 978 (Jackson) mit dem Titel "Epitaxial Growth of Germanium" lehrt ein Verfahren für die Keimbildung und das Aufwachsen von einkristallinem Germanium auf einem Si-Substrat, welches das epitaktische Aufwachsen einer Schicht aus einkristallinem Si bei einer Temperatur von wenigstens 900ºC, dann das Abkühlen des Si auf unter 670ºC, gefolgt von der Keimbildung und dem Aufwachsen von Ge beinhaltet.
In jüngerer Zeit wurden chemische Gasphasenabscheidungsprozesse bei Ultrahochvakuum (UHV/CVD) zum Aufwachsen von GexSi1-x-Schichten auf Si eingesetzt. Beispiele für diese Technik sind in den folgenden Referenzen offenbart.
Meyerson, Uram und LeGoues, "Cooperative growth phenomena in silicon/germanium low-temperature epitaxy", (Appl. Phys. Lett. 53 (25), 19. Dezember 1288, 1988 American Institute of Physics), (MEYERSON ET AL.), worin die Deposition von Legierungen der Zusammensetzung 0 ≤ Ge/Si ≤ 0,20 unter Verwendung von UHV/CVD und einer Temperatur von 550ºC gelehrt wird.
Racanelli und Greve, "Growth of Epitaxial Layers of GexSi1-x by UHV/CVD", (Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Bd. 198, 1990 Materials Research Society), (PACANELLI et al.), worin ein Verfahren zum Aufwachsen von epitaktischen Schichten aus einer GexSi1-x-Zusammensetzung auf Si bei Temperaturen zwischen 577ºC und 665ºC gelehrt wird.
US-A-4 870 030 beschreibt eine Vorrichtung und ein Verfahren für durch ein fernes Plasma unterstütztes CVD zum Aufwachsen von Halbleiterschichten auf einem Substrat, wobei zuerst ein Zwischenzufuhrgas, das selbst keine abzuscheidenden Elementarbestandteile enthält, in einem Aktivierungsbereich aktiviert wird, um mehrere reaktive Spezies des Zufuhrgases zu erzeugen.
Der Artikel von M. Racanelli und D.W. Greve, "Low-temperature selective epitaxy by ultrahigh-vacuum chemical vapor deposition from SiH&sub4;/H&sub2;", veröffentlicht in Applied Phys. Letters, Bd. 58 Nr. 19, 13. Mai 1991, Seiten 2096 bis 2098, beschreibt: Ein Aufwachsen wird bei 600ºC auf strukturierten Wafern nach einem Ausheizen bei 800ºC, was eine saubere Siliciumoberfläche bereitstellt, durchgeführt.
Der Artikel von ????? "Germanium epitaxial growth mechanism in low-pressure CVD using germane gas", veröffentlicht in Extended Abstracts, FALL meeting, Seattle, Washington 90/2 (1990), Princeton, NY, USA beschreibt, daß die Ge-Filme unter Verwendung eines Niederdruck-CVD-Systems (4) mit ultrareinen heißen Wänden abgeschieden wurden. Mit Absperrventilen und einem Turbomolekularpumpensystem ist das System ultrahochvakuumkompatibel. Um die Kontamination mit Luft während der Waferbeschickung und -entnahme zu minimieren, wurde eine mit N&sub2; gespülte Überführungskammer an den Reaktoreinlaß angefügt. Hier betrug der Feuchtigkeitsgrad der verwendeten N&sub2;- und Trägergase (H&sub2;, He, Ar) 10 ppb oder weniger, und jener von GeH&sub4; betrug 23 ppb oder weniger zum Verwendungszeitpunkt. Der Gesamtdepositionsdruck betrug 19 Pa bis 133 Pa. Die Bereiche der Depositionstemperatur und des GeH&sub4;- Partialdrucks waren 350ºC bis 400ºC beziehungsweise 0,04 Pa bis 67 Pa.
Bei CVD- und UHV/CVD-Prozessen des Standes der Technik wird ein Reaktionsgas über ein geheiztes Substrat geführt. Auf dem Substrat findet eine chemische Zersetzungsreaktion statt, und es tritt eine Deposition mit einer Wachstumsrate auf, die veränderlich von der Substrattemperatur abhängige ist, wobei festgestellt
wird, daß zwei verschiedene Temperaturbereiche (hohe und niedrige Temperatur) existieren. Im Niedertemperaturbereich ist die Deposition stark von der Temperatur abhängig, während sich lediglich eine geringe Abhängigkeit für den Hochtemperaturbereich zeigt. Fig. 1 zeigt eine typische Kurve der CVD-Wachstumsrate in Abhängigkeit von der Temperatur. Für den Niedertemperaturbereich, in dem die Deposition über eine Zersetzung an der Oberfläche kinetisch kontrolliert ist, folgt die Gesamtwachstumsrate G einem Arrhenius-Plot gemäß:
G =Go exp (-ΔE/kTs)
wobei: Go ein Vorexponentialfaktor ist,
ΔE die scheinbare Aktivierungsenergie ist,
k die Boltzmann-Konstante ist,
Ts die Substrattemperatur ist.
Der Wert der Aktivierungsenergie kann verwendet werden, um den ratenbegrenzenden Schritt der Oberflächenreaktion zu postulieren oder-um umgekehrt, wenn der ratenbegrenzende Schritt bekannt ist, die Aktivierungsenergie für eine derartige Reaktion zu bestimmen.
Es ist zu erwähnen, daß oberhalb der Übergangstemperatur, T*, die Wachstumsrate durch Massentransport/Diffusion begrenzt ist. In diesem Bereich ist der ratenbegrenzende Schritt die Diffusion des gasförmigen Reaktanden zur Oberfläche, da die hohe Depositionstemperatur die an der Oberfläche ankommenden Moleküle schnell zersetzt und einbaut. Dieser schnelle Zersetzungsschritt macht eine ausreichende Zahl an Oberflächenstellen verfügbar, um die kontinuierliche Adsorption der ankommenden Spezies des Reaktanden zu ermöglichen. Da der Diffusionskoeffizient langsam mit der Temperatur variiert, wird in dem diffusionsbegrenzten Bereich ein langsameres Anwachsen der Wachstumsrate im Vergleich zu dem kinetisch kontrollierten Bereich beobachtet. Dieses Verhalten wurde für CVD von epitaktischem Si aus einer Vielzahl von Gasquellen (z. B. SiHxCl1-x) beobachtet.
Wie zuvor erwähnt, ist es das heteroepitaktische Aufwachsen von Ge, was erwünscht ist. Die Fig. 2A bis C zeigen schematische Darstellungen der drei grundlegenden Arten von heteroepitaktischem Wachstum. Die erste Art (Fig. 2A) ist als Frank-van der Merwe (F-vdM) bekannt, wobei das Wachstum in einem schicht-aufSchicht-Modus (2D) fortschreitet. Die zweite Art (Fig. 2B) ist als Volmer-Weber (V-W) bekannt, wobei ein Inselwachstum (3D) stattfindet. Die dritte Art (Fig. 2C) ist als Stranski-Krastanov (S-K) bekannt, wobei anfänglich ein Schicht-auf-Schicht-Wachstum erfolgt, gefolgt von einer Inselbildung, nachdem eine kritische Dicke überschritten wurde. Bei Fehlen von jeglicher mechanischer Spannung in der Epischicht (d. h. für gitterangepaßte Systeme) ist die Wachstumsart durch die Oberflächenenergie des Substrates (σ&sub1;) und der Epischicht (σ&sub2;:) sowie die Grenzschichtenergie (γ&sub1;&sub2;) bestimmt und wird rein durch die folgenden Betrachtungen hinsichtlich der thermodynamischen freien Energie vorhergesagt:
σ&sub1; > σ&sub2; + γ&sub1;&sub2; F-vdM (2D)
σ&sub1; < σ&sub2; + γ&sub1;&sub2; V-W (3D)
Wenn die Epischicht eine große Fehlanpassung an das Substrat aufweist, wie es für Ge auf Si der Fall ist, muß ein zusätzlicher Term eingefügt werden, um der mechanischen Spannungsenergie der Epischicht Rechnung zu tragen. Diese mechanische Spannungsenergie (&epsi;t) nimmt mit zunehmender Dicke der Epischicht zu, und die Ausdrücke, die zur Bestimmung der Wachstumsart verwendet werden, lauten dann:
σ&sub1; > σ&sub2; + γ&sub1;&sub2; + &epsi;t F-vdM (2D)
σ&sub1; < σ&sub2; + γ&sub1;&sub2; + &epsi;t V-W (3b)
Da &epsi;t positiv ist, werden Systeme, von denen angenommen wird, daß sie in einem V-W-Modus aufwachsen, bei Fehlen von mechanischer Spannung durch den zusätzlichen Term der mechanischen Spannungsenergie nicht beeinflußt. Es ist jedoch möglich, daß das System mit dem Wachstum im F-vdM-Modus beginnt und Rum 3D-Wachstum wechselt, wenn die mechanische Spannungsenergie einen kritischen Wert übersteigt. Diese Wachstumsart ist der S-K-Modus, und sie ist in Fig. 2C schematisch gezeigt.
Es ist zu erwähnen, daß das vorhergehende theoretische Modell der Wachstumsarten nur in einem strengen Sinn gültig ist, das heißt, wenn keine chemischen Reaktionen oder andere Veränderungen während des Filmwachstums auf der Oberfläche auftreten. Mit anderen Worten, die vorhergesagten Wachstumsmechanismen basieren rein auf Energiebetrachtungen.
Die freie Oberflächenenergie von Ge ist um etwa 10% kleiner als jene von Si, was implizieren würde, daß das Wachstum von Ge/Si in einem F-vdM-Modus erfolgen sollte. Da jedoch die Fehlanpassung zwischen den zwei Gittern ungefähr 4% ist, erzeugt die Akkumulation von mechanischer Spannungsenergie in Wirklichkeit ein S-K-Wachstum, wobei 3 bis 4 Monoschichten (ML) eines Schicht-auf-Schicht-Wachstums vor einer Inselbildung auftreten. Frühere Techniken (wie jene vorstehend erwähnten) zum Aufbringen von Ge auf Si waren unerwünscht, da diese Faktoren eine rauhe Oberflächenmorphologie erzeugten, wie in Fig. 3 dargestellt.
Zusätzlich zu der Erzeugung von Filmen mit rauher Oberflächenmorphologie sind die CVD-Verfahren des Standes der Technik unerwünscht, da sie hohe Prozeßtemperaturen erfordern, wodurch die Anwendung für Bauelemente beschränkt wird. Außerdem verwenden frühere CVD-Verfahren Prozeßtechniken mit unzureichendem Vakuum, was eine Kontamination des Systems verursacht, wodurch die für das Filmwachstum wesentliche Oberflächen-Grenzflächen-Qualität beeinflußt wird.
Desgleichen beschreibt keine der zuvor erwähnten UHV/CVD-Referenzen ein geeignetes Verfahren zum Aufwachsen von reinem Ge auf Si.
Es ist jedoch möglich, die zuvor erwähnten Mechanismen des Ge- Wachstums durch Ändern der Gleichgewichtsbedingungen der Oberfläche während des Aufwachsens zu ändern. Ein System, das dies erfüllt und die Mängel des Standes der Technik überwindet, ist höchst wünschenswert.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zum heteroepitaktischen Aufwachsen von reinem Ge auf ein Substrat, insbesondere Si. Die wesentlichen Merkmale des Verfahrens sind in Anspruch 1 definiert. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Ansprüchen 2 bis 7 definiert.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der. Bereitstellung eines Verfahrens zum heteroepitaktischen Aufwachsen von Ge auf Si, wobei das aufgebrachte Ge eine glatte, kontinuierliche Oberflächenmorphologie besitzt.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zum heteroepitaktischen Aufwachsen von Ge auf Si unter Einsetzen von niedrigen Drücken und niedrigen Temperaturen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein UHV/CVD-Prozeß eingesetzt, um ein heteroepitaktisches 2D-Schicht-auf-Schicht-Wachstum von Ge auf Si unter Verwendung von Temperaturen unter 500ºC und Drücken zwischen 1,33 Pa und 6,66 Pa (10 mTorr und 50 mTorr) mit einer 12,5 sccm bis 25 sccm Gasquelle von 10% GeH&sub4;/He zu induzieren.
Die vorliegende Erfindung fördert das Aufwachsen von dünnen epitaktischen Ge-Filmen mit abrupten Übergängen. Die Oberflächenmorphologie dieser epitaktischen Filme ist ausreichend glatt, um ein nachfolgendes epitaktisches Aufwachsen von verschieden aufgebautem Ge oder anderen Dünnfilmen zur Anwendung für Bauelemente zu erlauben. Außerdem-zeigen die Ge-Filme eine vollständige Selektivität gegenüber SiO&sub2; für ein Aufwachsen auf Si. Die Ge- Filme können in-situ mit Bor dotiert werden, um p-leitende Ge- Filme mit guten elektrischen Eigenschaften zu liefern. Außerdem können die Ge-Filme in-situ mit Phosphor oder Arsen dotiert werden, um n-leitende Ge-Filme zu liefern. Es wird auch eine sicherere Chemie durch Verwendung von 10% GeH&sub4;/He anstelle des zuvor eingesetzten 100% GeH&sub4; angewendet.
Diese und weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden im Lichte der detaillierten Beschreibung von exemplarischen Ausführungsformen derselben, wie durch die Zeichnungen dargestellt, offensichtlicher werden.
Fig. 1 ist eine graphische Darstellung einer typischen Wachstumsratenkurve für einen CVD-Prozeß.
Fig. 2A ist eine vereinfachte schematische Darstellung eines heteroepitaktischen F-vdM-Aufwachsmodus.
Fig. 2B ist eine vereinfachte schematische Darstellung eines heteroepitaktischen V-W-Aufwachsmodus.
Fig. 2C ist eine vereinfachte schematische Darstellung eines heteroepitaktischen S-K-Aufwachsmodus.
Fig. 3 ist eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme einer rauhen Oberflächenmorphologie, die aus Verfahren des Standes der Technik zum Aufbringen von Ge auf Si resultiert.
Fig. 4 ist ein vereinfachtes schematisches Blockdiagramm des für das Verfahren der vorliegenden Erfindung eingesetzten UHV/CVD- Systems.
Fig. 5A bis 5H sind Querschnitts-Transmissionselektronenmikroskopaufnahmen von Strukturen von bei verschiedenen Temperaturen gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung auf Si aufgewachsenem Ge.
Fig. 6 ist eine Hochauflösungs-Transmissionselektronenmikroskopaufnahme einer Struktur von bei 350ºC gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung auf Si aufgewachsenem Ge.
Fig. 7A bis 7B sind Querschnitts-Transmissionselektronenmikroskopaufnahmen von Strukturen von bei 400ºC während 1 Stunde beziehungsweise 9 Stunden gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung auf Si aufgewachsenem Ge.
Fig. 8 ist ein Arrhenius-Plot von UHV/CVD-Wachstum von Ge auf Si gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung.
Fig. 9 ist eine Querschnitts-Transmissionselektronenmikroskopaufnahme einer gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung aufgewachsenen Si/Ge/Si-Struktur.
Fig. 10 ist ein Arrhenius-Plot von UHV/CVD-Wachstum von Si auf Ge gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung.
Nunmehr bezugnehmend auf Fig. 4, beinhaltet das UHV/CVD-System 100, das zur Ausführung des Prozesses der vorliegenden Erfindung eingesetzt wird, eine Reaktionskammer 102 aus Quarz, einen Ofen 104, der die Reaktionskammer 102 aus Quarz umgibt, und eine Ladeschleusenkammer 106. Die Kammer 102, der Ofen 104 und die Ladeschleusenkammer können beliebige einer Anzahl geeigneter UHV/ CVD-Systeme sein, die auf dem Fachgebiet bekannt sind. Ein Ventil 114, wie Teilenummer 10746-CE44, hergestellt von VAT, isoliert die Ladeschleusenkammer 106 von der Reaktionskammer 102. Ein dem Ventil 114 ähnliches Ventil 112 isoliert die Ladeschleusenkammer 106 von einem Paar von Evakuierungspumpen 108, 110, wie Teilenummern TMP 1500 beziehungsweise D65-BCS, hergestellt von Leibold, die zu der Ladeschleusenkammer in Reihe liegen und dazu verwendet werden, die Kammer 106 zu evakuieren.
Ein dem Ventil 114 ähnliches Umleitungsventil 116 und ein Dosierventil 117, wie Modellnummer SS-4BMRW, hergestellt von Nupro, isoliert die Ladeschleusenkammer 106 von einem Paar von Evakuierungspumpen 118, 120, wie Leibold Teilenummern TMP 450 beziehungsweise D65-BCS, die ebenfalls zu der Ladeschleusenkammer 106 in Reihe liegen und zum Vorevakuieren der Kammer 106 verwendet werden. Gas wird dem Ventil 114 von einem Ventil 132 durch eine Gasleitung 130 zugeführt. Ein Ventil 132 steuert die Gasmischung, die von vier verschiedenen Quellen (nicht gezeigt) stammt. Silan (SiH&sub4;) wird durch einen Durchflußregler 134 und eine Gasleitung 144 bereitgestellt. Ein Gemisch aus 99,99% He und 0,01% B&sub2;H&sub6; wird durch einen Durchflußregler 136 und eine Gasleitung 146 bereitgestellt. Ein Gemisch aus 10% GeH&sub4; und 90% He wird durch einen Durchflußregler 138 und eine Gasleitung 148 bereitgestellt. H&sub2; wird durch einen Durchflußregler 140 und eine Gasleitung 150 bereitgestellt. Die Durchflußregler können beliebige einer Anzahl auf dem Fachgebiet bekannter sein, wie Teilenummer 1449A, hergestellt von MKS. Eine Serie von drei Pumpen, 160, 162, 164 saugt Gas aus der Reaktionskammer 102 über eine Evakuierungskammer 166 ab. Die Pumpen 160, 162 und 164, die für diese Anwendung eingesetzt werden, können Leibold Teilenummern TMP 1500, WS 250 beziehungsweise D65-BCS sein. Ein Drosselventil 170, wie Teilenummer 228-0400, hergestellt von HVA, und ein dem Ventil 114 ähnliches Ventil 172 sind seriell zwischen die Pumpe 160 und die Evakuierungskammer 166 eingekoppelt. Ein Ventil 174, wie Modell Nummer 151-0050K, hergestellt von HPS, ist zwischen die Pumpe 162 und die Pumpe 160 eingekoppelt.
Der Betrieb des UHV/CVD-Systems 100 gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung verläuft folgendermaßen:
Als erstes werden Wafer mit freiliegenden Si-Oberflächen (oder Substrate) unter Verwendung eines speziellen Reinigungsprozesses (im folgenden als eine Huang-Reinigung bekannt) vorgereinigt, der daraus besteht, a) die Wafer in eine 5 : 1:1-Lösung von H&sub2;O:H&sub2;O&sub2;:NH&sub4;OH bei 65ºC während 1 Minute einzutauchen, gefolgt von einer Spülung in deionisiertem H&sub2;O, und b) die Wafer in eine 5 : 1:1-Lösung von H&sub2;O:H&sub2;O&sub2;:HCl bei 65ºC während 1 Minute einzutauchen, gefolgt von einer weiteren Spülung mit deionisiertem Wasser.
Als nächstes werden die Wafer in einer verdünnten 10 : 1-HF-Lösung bei Raumtemperatur während 10 Sekunden bis 15 Sekunden geätzt und dann auf einem Waferschiffchen 180 angeordnet und in die Ladeschleusenkammer 106 verbracht. Die Ladeschleusenkammer 106 wird dann langsam über die Pumpen 118, 120 durch öffnen des Ventils 116 und Einstellen des Dosierventils 117 vorevakuiert, um dadurch einen Druck von ungefähr 10 mTorr bis 50 mTorr in der Ladeschleusenkammer 106 zu erzeugen.
Das Ventil 116 wird dann geschlossen, und die Ladeschleusenkammer 106 wird über das Ventil 112 und die Pumpen 108, 110 schnell auf einen Druck von ungefähr 1,33·10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr) evakuiert.
Als nächstes läßt der Durchflußregler 140 H&sub2; mit einer Rate von ungefähr 650 sccm durch das Ventil 114 hindurch und in die Reaktisonskammer 102 hinein.
Als nächstes wird das Ventil 114 geöffnet, wodurch die Ladeschleusenkammer 106 zu der Reaktionskammer 102 hin freigegeben wird, und die Wafer werden von der Ladeschleusenkammer 106 in die Reaktionskammer 102 überführt. Es ist zu erwähnen, daß der zuvor erwähnte Fluß von Wasserstoff eine wechselseitige Verunreinigung der zwei Kammern während dieses Waferüberführungsprozesses reduziert.
Es ist zu erwähnen, daß die Reaktionskammer 102 durch die Pumpen 160, 162, 164 und die Ventile 170, 172, 174 während der zuvor erwähnten Waferüberführungsschritte bei einem Druck von etwa 26,6 Pa bis 40 Pa (200 mTorr bis 300 mTorr) gehalten wird.
Als nächstes wird das Ventil 114 geschlossen, wodurch die Ladeschleusenkammer 106 zu der Reaktionskammer 102 hin abgeschlossen wird.
Als nächstes stoppt der Durchflußregler 140 den H&sub2;-Fluß, und der Durchflußregler 138 startet einen Fluß des Gemisches aus He und GeH&sub4; mit einer Rate von ungefähr 10 sccm bis 25 sccm durch die Reaktionskammer 102. Das Drosselventil 170 wird dann so eingestellt, daß ein GeH&sub4;-Partialdruck von ungefähr 0,133 Pa bis 0,665 Pa (1 mTorr bis 5 mTorr) erzeugt wird. Wenn die Temperatur der Reaktionskammer 102 bei ungefähr 300ºC bis 375ºC gehalten wird, findet ein F-vdM-Wachstum (vorstehend beschrieben) von Ge auf den Si-Wafern statt. Die bevorzugten Prozeßbedingungen für einen einzelnen Durchlauf bei 350ºC sind eine GeH&sub4;/He-Flußrate von 12,5 sccm bei einem Gesamtprozeßdruck von 1,33 Pa bis 2,66 Pa (10 mTorr bis 20 mTorr) und einem nachfolgenden GeH&sub4;-Partialdruck von 0,1 : 33 Pa bis 0,266 Pa (1 mTorr bis 2 mTorr). Da der Ge-Partialdruck während dieser Deposition äußerst niedrig ist, ist eine homogene Pyrolyse von GeH&sub4; vernachlässigbar. Der geeignete mechanistische Wachstumsmodus ist dann heterogene Oberflächenzersetzung von GeH&sub4;.
Der zuvor erwähnte Prozeß liefert ein heteroepitaktisches Wachstum von Ge auf einem Si-Substrat. Es ist zu erwähnen, daß Ge unter Verwendung des Verfahrens der vorliegenden Erfindung auch auf Substraten aufgebracht werden kann, die aus anderen Materialien als Si bestehen. Zum Beispiel kann Ge auf einem GexSi1-x-Substrat gemäß der vorliegenden Erfindung aufgebracht werden. Außerdem können, nicht gemäß der Erfindung, andere Materialien als Ge aufgebracht werden, wenn andere Gase in der Reaktionskammer verwendet werden. Zum Beispiel kann Si aufgebracht werden, wenn SiH&sub4; anstelle von GeH&sub4; verwendet wird. Wenn ein homoepitaktisches Wachstum von Si-Filmen erwünscht ist, sollte SiH&sub4; mit einem konstanten Fluß von 4 sccm bis 5 sccm und einem Si-Partialdruck von 0,133 Pa bis 0,266 Pa (1 mTorr bis 2 mTorr) bei Temperaturen von ungefähr 550ºC bereitgestellt werden.
Nunmehr bezugnehmend auf die Fig. 5A bis 5H, sind Querschnitts- Mikroaufnahmen von Filmen gezeigt, die durch das Depositionsverfahren der vorliegenden Erfindung bei acht verschiedenen Temperaturen im Bereich von 275ºC bis 560ºC aufgewachsen wurden. Filme, die bei oder unter 275ºC aufgewachsen wurden, zeigen, daß während bis zu elf Stunden nahezu kein Wachstum auftritt, wie in Fig. 5A dargestellt. Die Fig. 5B bis 5D zeigen, daß die Filme zwischen 300ºC und 350ºC glatt sind, was anzeigt, daß das Wachstum durch einen 2D-Prozeß vor sich ging. Nunmehr auf die Fig. 5E bezugnehmend, zeigt sich, daß das 2D-Wachstum bei 375ºC einem 3D-Wachstum Platz macht, wie aus der leichten Rauhigkeit des Films-hervorgeht. Über 375ºC findet Wachstum als 3D-Inselbildung statt, wie durch die Fig. 5F bis 5H dargestellt. Diese Inselbildung ist bei 560ºC (Fig. 5H) äußerst, deutlich.
Nunmehr bezugnehmend auf Fig. 6, zeigt eine Hochauflösungs- Transmissionselektronenmikroskopaufnahme eines bei 350ºC aufgewachsenen Ge-Films eine ausgezeichnete Oberflächenglattheit auf einer atomaren Skala.
Nunmehr bezugnehmend auf die Fig. 7A und 7B, sind zwei Ge-Filme dargestellt, beide bei 400ºC aufgewachsen, jedoch während zweier wesentlich unterschiedlicher Zeitdauern. Der Film in Fig. 7A wurde während etwa 1 Stunde aufgewachsen, und der in Fig. 7B aufgewachsene Film wurde während etwa 9 Stunden aufgewachsen. Mit Verlängerung der Aufwachszeit nimmt die Höhe der Oberflächenrauhigkeit zu, was anzeigt, daß keine Glättung der Rauhigkeit mit zunehmender Depositionsdauer stattfindet.
Die Wachstumsraten bei den verschiedenen Temperaturen wurden durch Messen der Dicke der während langer Zeitdauern (> 4 Stunden) aufgewachsenen Filme bestimmt, um mögliche Effekte aufgrund irgendwelcher Keimbildungsperioden, die mit der Adsorption von GeH&sub4; auf einer Si-Oberfläche verknüpft sind, zu minimieren. Die Wachstumsraten für die rauhen- Filme wurden durch Messen einer durchschnittlichen Filmdicke bestimmt.
Nunmehr bezugnehmend auf Fig. 8, sind die Ergebnisse der Wachstumsrate von gemäß der vorliegenden Erfindung auf Si aufgewachsenem Ge in Abhängigkeit von 1/T aufgetragen. Fig. 8 zeigt, daß die Wachstumsrate eine Arrhenius-Temperaturabhängigkeit mit einer Aktivierungsenergie von 1,46 eV (33 kcal/Mol) für den Temperaturbereich zwischen 300ºC und 375ºC aufweist. Es ist zu erwähnen, daß in Fig. 8 zwei ausgeprägte Steigungen vorliegen, eine erste, allmählichere Steigung und dann eine steilere Steigung. Eine Deposition von Ge gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung tritt im Bereich der steileren Steigung auf.
Nunmehr bezugnehmend auf Fig. 9, wurde eine zweistufige Deposition von Ge auf (100) Si gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung bei 350ºC, gefolgt von einer Deposition von Si auf den dünnen Ge-Film durchgeführt. Das Si wurde bei 550ºC durch Zersetzung von SiH&sub4; aufgebracht. Fig. 9 zeigt eine Transmissionselektronenmikroskopaufnahme der resultierenden Si/Ge/Si-Struktur. Wenngleich der UHV/CVD-Si-Film stark fehlerbehaftet ist, ist erkennbar, daß der Film in einem Schicht-auf-Schicht(F-vdM)- Modus aufgewachsen ist. Modelle des Standes der Technik für diese Deposition sagen im Gegensatz dazu einen V-W-Wachstumsmodus voraus. Es ist zu erwähnen, daß das Aufwachsen dieser Typen von Si/Ge/Si-Strukturen aufgrund zum Beispiel der möglichen Anwendungen in Transistoren mit hoher Elektronenbeweglichkeit (HEMT) sehr wohl von stärkerem technologischem Interesse als Ge/Si- Strukturen sein kann.
Nunmehr bezugnehmend auf Fig. 10, sind die Wachstumsraten von homoepitaktischen Si-Filmen, die gemäß der vorliegenden Erfindung im Temperaturbereich von 550ºC bis 650ºC aufgewachsen wurden, in Abhängigkeit von 1/T aufgetragen.
Es folgt nun eine Erklärung für die Ergebnisse der Deposition von Ge gemäß der vorliegenden Erfindung. Im niedrigen Temperaturbereich (300ºC bis 375ºC), in dem die Wachstumsrate oberflächenreaktionsbegrenzt ist, ist der heteroepitaktische Wachstumsmodus des Ge gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung Schicht-auf-Schicht. Es wird angenommen, daß dieses 2D-Wachstum, das in dem niedrigen Temperaturbereich beobachtet wird, in der Steuerung der Wachstumskinetik durch einen Oberflächenreaktionsmechanismus (d. h. dem H&sub2;-Desorptionsschritt vor dem Gittereinbau des Ge) begründet ist. Die GeHx-Oberflächenspezies sind aufgrund eines Wasserstoffabschlusses an der Wachstumsgrenzfläche wahrscheinlich weniger mobil (und weniger reaktiv) als Ge-Atome, wodurch die Gesamtoberflächenbeweglichkeit reduziert und eine Inselbildung verhindert wird. Oberhalb einer Übergangstemperatur von etwa 375ºC ist die Wachstumsrate durch Diffusion und Adsorption von GeH&sub4; aus der Gasphase kontrolliert, und der Wachstumsmodus ändert sich zu S-K. Die Wachstumskinetik ist durch den Fluß von GeH&sub4;-Molekülen dominiert, die auf der Oberfläche adsorbiert sind. In diesem Bereich ist das UHV/CVD-Verhalten ähnlich wie bei MBE, bei der die Wachstumsrate durch den Fluß von Ge- Atomen kontrolliert ist, die auf die Oberfläche auftreffen.
Es wird außerdem beobachtet, daß auf (100) Si aufgewachsene GexSi1-x-Filme die zuvor erwähnte Charakteristik der Wachstumsrate in Abhängigkeit von der Temperatur zeigen. Mit Erhöhen der Ge-Konzentration in den GexSi1-x-Filmen tritt eine stärkere Tendenz zur Inselbildung auf, wiederum als Konsequenz des Terms der mechanischen Spannungsenergie, der das Wachstum von 2D nach 3D treibt. Da die Gitterfehlanpassung mit Zunahme des Ge-Anteils größer wird, erhöht sich auch der Term der mechanischen Spannungsenergie.
Es zu erwähnen, daß eine hohe Dichte von Schraubenversetzungen in allen der gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung aufgewachsenen Filmen beobachtet wurde. Wenngleich die Aufgabe der vorliegenden Erfindung weder darin besteht, Defektdichten zu minimieren, noch darin, die Defektstruktur mit Wachstumsparametern zu korrelieren, zeigen anfängliche Experimente mit schnellem thermischem Ausheilen, daß es möglich ist, die Dichte dieser Versetzungen wesentlich zu reduzieren. Fehlanpassungsversetzungen wurden an der Ge/Si-Grenzfläche beobachtet, wie aus energetischen Betrachtungen aufgrund der großen Gitterfehlanpassung erwartet. Von einem Gesichtspunkt der Bauelementanwendung gesehen, ist die Steuerung oder Eliminierung dieser Defekte wünschenswert.
Des weiteren ist zu erwähnen, daß Ge auch auf GexSi1-x-Substraten gemäß dem hier vorstehend offenbarten Verfahren der vorliegenden Erfindung aufgewachsen werden kann.
Es ist außerdem zu erwähnen, daß die Si- und/oder Ge-Filme in einer Weise in-situ dotiert (z. B. Dotierung mit Bor) werden können, die auf dem Gebiet der UHV/CVD-Prozeßtechnik allgemein bekannt ist. Prozeßbedingungen in der Reaktionskammer 102 für eine Bordotierung können zum Beispiel ein Fluß von 1 sccm bis 30 sccm eines 100 ppm Gemisches von B&sub2;H&sub6; in He sein.
Des weiteren ist zu erwähnen, daß eine Ge-Deposition gemäß der vorliegenden Erfindung auf (100) Si-Oberflächen ausgeführt wurde. Es können jedoch auch Si-Oberflächen mit anderen Kristallorientierungen als Depositionssubstrat verwendet werden.

Claims

1. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Reaktionskammer, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:

a) Evakuieren der Reaktionskammer und einer zugehörigen Ladeschleusenkammer auf einen Anfangsgleichgewichtsdruck von unter 1,33 · 10&supmin;&sup7; Pa (10&supmin;&sup9; Torr);

b) Erwärmen-der Reaktionskammer auf eine vorgeschriebene Prozeßtemperatur im Bereich von 300ºC bis 375ºC;

c) Vorreinigen des Substrats;

d) Anordnen des Substrats in der Ladeschleusenkammer, wodurch der Druck in der Ladeschleusenkammer auf Atmosphärendruck anwächst; wobei die Ladeschleusenkammer während des Anordnens des Substrats in der Ladeschleusenkammer von der Reaktionskammer isoliert ist;

e) langsames Evakuieren der Ladeschleusenkammer von Atmosphärendruck auf einen ersten vorgeschriebenen Druck im Bereich von 1,3 Pa bis 7 Pa (10 mTorr bis 50 mTorr) und dann weiteres schnelles Evakuieren der Ladeschleusenkammer von dem ersten vorgeschriebenen Druck auf einen zweiten vorgeschriebenen Druck von ungefähr 1,33 · 10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr);

f) Ausströmenlassen von H&sub2; in die Reaktionskammer, wodurch der Druck in der Reaktionskammer auf einen Überführungsdruck im Bereich von 26 Pa bis 40 Pa (200 mTorr bis 300 mTorr) anwächst;

g) Öffnen der Ladeschleusenkammer zu der Reaktionskammer hin und Überführen des Substrats von der Ladeschleusenkammer in die Reaktionskammer, wobei das Ausströmenlassen von H&sub2; des vorherigen Schritts eine wechselseitige Verunreinigung zwischen der Ladeschleusenkammer und der Reaktionskammer während der Überführung reduziert und wobei sich das Substrat auf die vorgeschriebene Prozeßtemperatur im Inneren der Reaktionskammer erwärmt; und

h) Stoppen des Ausströmens von H&sub2; und -Bereitstellen eines Gemisches aus GeH&sub4;- und He-Gas in der Reaktionskammer, um dadurch Ge auf das Substrat aufzubringen, wobei die Reaktionskammer auf einen Gesamtprozeßdruck im Bereich von 1,3 Pa bis 2,6 Pa (10 mTorr bis 20 mTorr) ins Gleichgewicht kommt.

2. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß Anspruch 1, wobei das Substrat aus Si oder Geb- Si1-x besteht.

3. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei das Gemisch in der Größenordnung von 10% GeH&sub4; und 90% He liegt.

4. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß Anspruch 1, 2 oder 3, wobei der Partialdruck von GeH&sub4; in der Größenordnung von 0,133 Pa bis 0,665 Pa (1 mTorr bis 5 mTorr) liegt.

5. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß irgendeinem der vorherigen Ansprüche, das des weiteren vor Schritt c) die Schritte umfaßt:

Eintauchen der Wafer in eine ungefähre 5 : 1:1-Lösung aus H&sub2;O: H&sub2;O:NH&sub4;OH bei etwa 65ºC während etwa 1, Minute;

Spülen der Wafer mit deionisiertem H&sub2;O;

Eintauchen der Wafer in eine ungefähre 5 : 1:1-Lösung aus H&sub2;O: H&sub2;O&sub2;:HCl bei etwa 65ºC während etwa 1 Minute; und Spülen der Wafer mit deionisiertem H&sub2;O.

6. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß irgendeinem der obigen Ansprüche, wobei Schritt c) die Bereitstellung des Gemisches bei einer Flußrate in der Größenordnung von 12,5 sccm bis 25 sccm umfaßt.

7. Verfahren zum Aufbringen von Ge auf ein Substrat in einer Kammer gemäß irgendeinem der Ansprüche 5 bis 7, das des weiteren nach dem letzten Spülungsschritt den Schritt des Eintauchens des Substrats in eine ungefähre 10 : 1-Lösung aus H&sub2;O:HF bei Raumtemperatur während etwa 10 Sekunden bis 15 Sekunden umfaßt.