Structural and morphological properties of contacts to a (111) orientation monosilicon substrate based on aluminum with a Ti and w – 10 % Ti barrier layer

Full Text

Введение

Использование силицидов в качестве барьеров Шоттки, омических контактов и тугоплавких соединений с низким удельным сопротивлением становится все более важным в технологии производства интегральных схем (ИС) и полупроводниковых приборов [1-11]. Так, например, в [4] приведены результаты исследований по формированию силицида и барьера Шоттки в системах Ti/Si и Ti/SiO_x/Si. Наблюдение за электронными и химическими изменениями, протекающими в системах Ti/Si и Ti/SiO_x/Si в ультравысоком вакууме, проводилось с использованием ультрафиолетовой фотоэмиссионной спектроскопии и Оже-электронной спектроскопии. Установлено, что титан, нанесенный на кремний, демонстрирует резкую границу раздела, без изменения уровня Ферми и образования силицидов вплоть до нагрева до 400–500 °C. В то же время титан, нанесенный на тонкие оксиды кремния (<2 нм), освобождает кремний на границе раздела и реагирует через оксид с образованием силицида при нагревании до 400–500 °C. Однако титан, нанесенный на толстые термические оксиды, также освобождает кремний, но дальнейшая реакция не происходит до нагрева до 700–900 °С, после чего TiO_x формируется вблизи поверхности. Но при реакции Ti с более толстым слоем SiO₂ формируется оксид Ti, который может действовать в качестве диффузионного барьера для предотвращения дальнейшего восстановления оксида, непрореагировавшим Ti, или образования силицида.

Барьерный слой титана можно считать наиболее ответственным элементом токопроводящей системы [8, 11, 44]. Однако процессы твердофазного взаимодействия в системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si изучены недостаточно, поскольку реальные структуры относятся к областям кремния, легированного бором или фосфором, и широко используются в кремниевой технологии. В результате диффузии бора и фосфора из кремния, а также диффузии кремния через слой титана происходит их взаимодействие, как со слоем титана, так и слоем алюминия с образованием различных по составу полицидов, оксидов и интерметаллидов вплоть до сложного состава Ti₇Si₁₂Al₅ [12, 13, 45]. Именно поэтому исследование твердофазного взаимодействия и особенностей такого взаимодействия – структурно-морфологических особенностей переходных слоев и воздействие на них температуры представляет особый интерес [1, 4, 22, 24].

Методика исследования термодинамики химических реакций в системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si

Прежде чем перейти к рассмотрению твердофазного взаимодействия в системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si, целесообразно оценить термодинамику образования соединений в вышеуказанных системах путем расчета изобарно-изотермического потенциала DG^°_T по методике, например, [14]. Реакция термодинамически возможна при DG^°_T < 0 [1, 46]. Как показали проведенные термодинамические расчеты в диапазоне температур от 400 до 1200 K, для систем Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si характерны процессы сложного химического взаимодействия от образования простых до образования сложных соединений, полный перечень которых приведен в таблице 1.

Согласно расчетам подтверждается высокая химическая активность алюминия по отношению к кислороду (реакция 1) и диоксиду кремния (реакция 5). Алюминий способен реагировать с титаном с образованием твердого раствора Al₃Ti (реакция 2), AlTi (реакция 3) и AlTi₂ (реакция 4). При взаимодействии оксида алюминия с оксидом титана происходит образование устойчивого соединения Al₂TiO₃ за счет взаимного растворения оксидов (реакция 8). Этот механизм наиболее вероятен по отношению к оксиду алюминия и менее вероятен к диоксиду кремния (реакция 9). С диоксидом кремния оксид алюминия образует алюмосиликат Al₂SiO₅ (реакция 10), причем с увеличением температуры вероятность процесса усиливается. Термодинамическая оценка возможности прямого химического взаимодействия титана с бором (реакция 12), с фосфором (реакция 13), с кислородом (реакции 17–19), а так же как и кремния с кислородом (реакции 14–16), свидетельствуют о том, что все эти реакции возможны в условиях создания многослойных структур токопроводящих систем. Тем не менее наиболее вероятными из них являются реакции взаимодействия титана с бором с образованием TiB₃ (реакция 12), окисление титана до образования Ti₂O₃ (реакция 19), с образованием TiO₂ (реакция 18), а также окисление кремния до SiO (тверд.) (реакция 15), с образованием SiO₂ (аморф.) (реакция 16).

Таблица 1 – Изобарно-изотермический потенциал ($\mathbf{∆}$G^°_T) в системах Al – Ti – Si и Al – Ti – SiO_x – Si

Энергетически восстановление оксида алюминия титаном невыгодно, и прохождение реакции с образованием TiO₂ и Al (реакция 6) и TiO и Al (реакция 7) невозможно, так как $∆$G^°_T этих реакций больше нуля. Как показали расчеты $∆$G^°_T = f(T), в рассматриваемой системе при взаимодействии титана с диоксидом кремния в ряде реакций имеет место обменное взаимодействие между металлом и диоксидом кремния (реакции 23, 27, 31 и 35).

Расчеты показывают [9, 11, 47], что для титана с диоксидом кремния вероятен и другой механизм. По этому механизму в результате взаимодействия титана с диоксидом кремния происходит образование оксидов и силицидов титана. Такое взаимодействие может быть обусловлено только разрушением решетки диоксида кремния и последующей диффузией кислорода и кремния в титан с образованием оксидов и силицидов титана (реакции 20–22, 24–26, 28–30 и 32–34). Энергетически наиболее выгодно прохождение реакции с образованием оксидов титана TiO и Ti₂O₃ при одинаковом составе силицидов по отношению к реакции с образованием оксидов титана состава TiO₂.

Расчеты подтвердили образование в результате взаимодействия алюминия с титаном интерметаллида Al₃Ti (реакция 2), который при взаимодействии с кремнием преобразуется в Ti₇Si₁₂Al₅ (реакция 11). В работе [4], однако, приведены возможные реакции титана с кремнием и диоксидом кремния и их теплоты реакций при 298 K.

Методы исследования твердофазного взаимодействия в двухслойных пленках Al/Ti на подложках кремния ориентации (111) и композиции SiO_x/Si

Ранее в работах [15, 16] были изучены процессы твердофазного взаимодействия, происходящие в тонкопленочных системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si при термообработке в технологическом процессе создания омических контактов в зависимости от начальной толщины слоя титана. Особое внимание уделялось исследованию процессов твердофазного взаимодействия, происходящих в системе Al/Ti/Si при термообработке в зависимости от начальной толщины слоя алюминия при неизменной толщине слоя титана. Исследование твердофазного взаимодействия компонент сформированных систем между собой и с кремниевой подложкой осуществлялось методами просвечивающей электронной микроскопии и электронографии. Для этого слой алюминия удалялся в травителе на основе ортофосфорной кислоты, не взаимодействующей с кремнием, титаном и их соединениями.

Вскрытая поверхность межфазной границы раздела исследовалась методами угольных реплик и дифракции быстрых электронов на отражение. Для исследования твердофазного взаимодействия использовали электронный микроскоп ЭМ-125. Образцы для исследований были трех типов.

Первые и вторые имели ту особенность [15, 16], что нанесение пленок титана и алюминия осуществляли методом последовательного электронно-лучевого распыления из двух источников на установке «Оратория-9». При этом для первых образцов толщина слоя Al составляла ~1 мкм, а слоя Ti изменялась в пределах 0,07–0,15мкм. Для вторых толщина слоя титана, контактирующего с кремниевой подложкой, составляла 0,07 мкм, а толщина верхнего слоя алюминия изменялась от 0,1 до 1 мкм. В качестве подложек использовались пластины кремния КДБ-0,03 ориентации (111). Стационарный отжиг контактов осуществляли при температуре 750 K в атмосфере аргона в течение 0,4 ч.

Для изготовления образцов третьего типа [12] (система Al/Ti/SiO_x/Si) использовали структуры кремниевые эпитаксиальные однослойные 76 10КДБ2,0/380ЭКЭС0,01(111), на которых выращивали слой термического оксида кремния в сухом кислороде ~0,2 мкм. Для образцов нанесение пленок титана и алюминия осуществляли на установке «Магна-2М» методом магнетронного распыления титановой и алюминиевой мишеней в среде аргона. Меняя время распыления, задавали толщину пленок Ti соответственно 0,03, 0,1 и 0,13 мкм. Толщина пленок Al составляла во всех случаях ~1,2 мкм. Температура нагревания подложек перед распылением металлов – 573 K. Стационарный отжиг контактов для всех образцов осуществляли при температуре 750 K в атмосфере аргона в течение 0,4 ч.

Обсуждение результатов исследования системы Al/Ti/Si

Результаты исследований системы Al/Ti/Si показали, что при термообработке Ti вступает в твердофазное взаимодействие с кремниевой подложкой и алюминием, образуя интерметаллическое соединение Al₃Ti и дисилицид титана TiSi₂ [15]. Важная особенность такого взаимодействия – структурно-морфологические свойства образующегося промежуточного слоя зависят от начальной толщины слоя титана.

В системах с тонким слоем титана (0,07-0,1 мкм) при стационарной термообработке формируется весьма пористый промежуточный слой [15]. Размеры пор в поперечнике составляют ~0,3 мкм. Результаты электронографического анализа свидетельствуют, что фазовый состав этого слоя соответствует твердому раствору Al₃Ti. Результаты вышеприведенного анализа также показали, что в двухслойных пленках Al/Ti, осажденных на подложку из хлористого натрия и отожжённых в вакууме при температурах 623–773 K после растворения подложки, образуется соединение Al₃Ti. Результаты расшифровки электронограмм представлены в таблице 2.

При его послойном удалении (система Al/Ti/Si) установлено, что поверхность кремниевой подложки, контактирующей с промежуточным слоем Al₃Ti, подвержена сильной эрозии. Это проявляется в образовании в кремниевой подложке локальных «растравов» глубиной 0,7–0,8 мкм, что превышает в 1,5 раза глубину аналогичных «растравов», образующихся в системе Al/Si (без подслоя тугоплавкого металла) [15]. Эти результаты хорошо согласуются с данными [17], в которых представлена тройная фазовая диаграмма системы Si – Ti – Al и показано, что предел твердофазной растворимости кремния в Al₃Ti выше, чем в чистом алюминии. Таким образом, в многослойной системе Al/Ti/Si при малой начальной толщине слоя Ti (0,07–0,10 мкм) результатом твердофазного взаимодействия компонент при термообработке является формирование пористого слоя, фазовый состав которого соответствует твердому раствору Al₃Ti. При этом пористый слой не обладает барьерными свойствами с точки зрения ограничения растворимости кремния в алюминии.

Таблица 2 – Фазовый состав двухслойных пленок Al/Ti, отожжённых в вакууме 2×10^-3 Па в течение 30 мин

Увеличение начальной толщины слоя Ti до 0,15–0,17 мкм сопровождается изменением фазового состава и морфологических свойств формируемого промежуточного слоя. В этом случае преобладающим становится процесс твердофазного взаимодействия титана и кремниевой подложки с образованием слоя стабильной фазы TiSi₂. Данный слой является достаточно плотным, средний размер зерна составляет 0,1–0,15 мкм [15].

Анализ морфологических свойств поверхности кремния после удаления промежуточного слоя TiSi₂ свидетельствует об отсутствии эрозии кремниевой подложки в области контакта. Это указывает на то, что формируемый при термообработке промежуточный слой TiSi₂ является надежным барьером для предотвращения активного растворения кремния в алюминии в области контакта [15]. Барьерные свойства промежуточного слоя в области контакта с Al резко снижаются в случае преобладания фазы Al₃Ti. Это связано с высокой растворимостью кремния в Al₃Ti при термообработке.

В системе Al/Ti/Si, когда толщина слоя титана, контактирующего с кремнием, составляла 0,07 мкм, а толщина верхнего слоя алюминия изменялась от 0,1 до 1,0 мкм, были получены следующие результаты [180]. При отжиге на межфазной границе Al/Ti образуется тонкий переходный слой Al₃Ti, при этом изменения морфологии поверхности слоя алюминия, связанные с образованием выступов или кратеров, зависят от его толщины. Результатом взаимодействия титана с кремниевой подложкой является образование силицидов титана, фазовый состав которых изменяется от TiSi до TiSi₂ с увеличением толщины слоя алюминия в системе Al/Ti/Si от 0,1 до 1,0 мкм. В случае формирования TiSi₂ происходит глубокое взаимное проникновение компонент. Доминирующим диффузантом является кремний, о чем свидетельствует образование в подложке кремния локальных «растравов», размеры которых коррелируют с размерами кратеров, наблюдаемых на поверхности тонкого слоя алюминия. Полученные результаты по влиянию толщины слоя алюминия на характер структурно-морфологических изменений системы Al/Ti/Si при термообработке объясняются различными напряжениями, возникающими в системе при стационарном отжиге.

Результаты и обсуждение

После отжига системы Al/Ti/SiO_x/Si [12] на межфазной границе Al/Ti и подложки образуется промежуточный слой, состав которого с увеличением толщины исходного слоя титана от 0,03–0,10 до 0,13 мкм изменяется от Al₃Ti до AlTi₂. Анализ микрорельефа поверхности промежуточного слоя показал, что уменьшение толщины исходного слоя титана до 0,03–0,01 мкм способствует повышению пористости образующегося при отжиге промежуточного слоя. Твердофазные реакции взаимодействия в двухслойных пленках Al/Ti как на кремнии, так и композиции SiO_x/Si зависят от соотношения толщин слоев титана и алюминия.

Как показали термодинамические расчеты, в системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si в диапазоне температур 400–1200 K протекают процессы сложного химического взаимодействия от образования простых до образования сложных соединений (реакции термодинамически возможны при DG^°_T < 0). Энергетически наиболее выгодны реакции с образованием оксидов титана TiO и Ti₂O₃ при одинаковом составе силицидов по отношению к реакции с образованием оксидов титана TiO₂. Расчеты подтвердили образование в результате взаимодействия алюминия с титаном интерметаллида Al₃Ti, который при взаимодействии с кремнием преобразуется в Ti₇Si₁₂Al₅.

Исследование химического состава приповерхностных слоев пленки титана в системе Al/Ti/SiO_x/Si

Химический состав приповерхностных слоев пленки титана в системе Al/Ti/SiO_x/Si до отжига исследовали методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС / XPS – англ.) на электронном спектрометре ЭС-2401 [12, 18, 51]. При этом все значения энергии связей приводили к значениям энергии связи 1s_1/2 электронов углерода, равной 284,6 эВ. Результаты интерпретировали с учетом значений энергии связи остовых электронов Si 2p, O 1s, Al 2p, Ti 2p, приведенных в [19].

Атомную долю элемента в приповерхностном слое определяли по формуле:

[i] = (I_i/$\sigma$_i) / ∑(I_j/$\sigma$_j),

где I – измеренная интенсивность, $\sigma$ – сечение фотоионизации [18].

Ионную очистку исходной поверхности образцов и послойный анализ состава приповерхностных слоев осуществляли в течение 1–13 мин с помощью травления ионами Ar⁺ с энергией 1 кэВ. Минимальная скорость травления – 5–8 Å/мин. Методика позволяет определять наличие элементов, находящихся в приповерхностном слое толщиной ≤ 20 Å, в количестве ³ 0,1 % (ат.). При помощи расчета можно проводить количественный анализ с ошибкой 20–30 %. Перед проведением исследований состава приповерхностного слоя титана пленку алюминия стравливали в растворе на основе фосфорной, уксусной и азотной кислот.

В результате анализа образцов методом РФЭС установлено, что исходная (после стравливания пленки Al) поверхность пленки Ti загрязнена углеродом, который, вероятно, попадает на поверхность в результате химического стравливания пленки алюминия и практически удаляется после ионной очистки в аргоне в течение 3 мин. Атомов кремния в приповерхностном слое пленки титана толщиной 65–100 Å не обнаружено в пределах чувствительности прибора.

В РФЭС приповерхностного слоя исходной пленки титана толщиной 0,10 мкм наблюдается пик чистого титана (453,1 – 453,4 эВ), что согласуется с литературными данными [19], причем интенсивность пика возрастает по мере увеличения времени ионного травления до 13 мин (рис. 1). Судя по форме пика окисленного титана, он присутствует в виде смеси оксидов титана с преобладанием TiO₂ (458,5 – 458,7 эВ). Литературные данные для TiO₂ – (458,4 – 459,1 эВ); интенсивность этого пика также возрастает с увеличением времени ионного травления до 13 мин.

В приповерхностном слое исходной поверхности пленки титана толщиной 0,03 мкм атомы чистого титана не обнаружены (рис. 1б) в пределах чувствительности прибора.

Приповерхностный слой представляет собой смесь оксидов титана, в которой TiO₂ присутствует в заметно меньшем количестве, чем другие оксиды нестехиометрического состава (456,3 – 456,8 эВ). По мере увеличения времени ионного травления до 13 мин наблюдается возрастание пиков чистого титана и TiO₂ (рис. 4.15). Алюминий вряд ли присутствует в приповерхностном слое пленки в чистом виде, о чем свидетельствует форма пика алюминия и несколько меньшее значение энергии связи (71,1 – 72,1 эВ) по сравнению с литературными данными для чистого алюминия [19, 48].

Для пленки титана толщиной 0,10 мкм интенсивность пика алюминия в процессе ионного травления до 13 мин незначительно увеличивается по сравнению с исходной поверхностью. Для пленки титана толщиной 0,03 мкм интенсивность пика алюминия сначала немного уменьшается, а затем возрастает, но остается меньше, чем на исходной поверхности. Судя по форме пика окисленного алюминия, в составе приповерхностного слоя пленки титана толщиной 0,03 и 0,1 мкм присутствует смесь оксидов алюминия с преобладанием Al₂O₃ (73,3 – 74,2 эВ), что не противоречит данным для Al₂O₃ (74,1 – 74,9 эВ) [19, 49]. При этом характер изменения интенсивности пика окисленного алюминия идентичен для пленок титана толщиной 0,03 и 0,10 мкм. Ионное травление в течение 3 мин вызывает увеличение интенсивности по сравнению с исходной поверхностью, далее в течение 13 мин – уменьшение, при этом интенсивность остается больше, чем на исходной поверхности.

Рисунок 1 – Спектры фотоэлектронов уровня Ti 2p при толщинах пленки титана 0,10 мкм (а);0,03 мкм (б); 1 – после стравливания пленки алюминия; 2, 3 – после ионной очистки в течение 3и 13 мин соответственно; цифрами указана энергия в эВ

Результаты количественной оценки состава приповерхностного слоя пленки титана толщиной 0,03 и 0,10 мкм после стравливания пленки алюминия и последующего ионного травления в течение 13 мин приведены в табл. 3. Из данных таблицы 3 видно, что концентрация алюминия в приповерхностном слое титана превышает концентрацию титана, то есть алюминий, осажденный на пленку титана, диффундирует в приповерхностный слой титана на глубину ≤ 100 Å. Тот факт, что приповерхностный слой такой толщины в значительной степени окислен, может объясняться тем, что Ti и Al сильно окисляются на воздухе [50]. Этот процесс может быть связан как с воздействием O₂ в процессе магнетронного распыления Ti и Al, а так и с воздействием травителя и отмывки в деионизованной воде после химического травления.

Таблица 3 – Концентрация элементов (ат. %) в приповерхностном слое до (I) и после (II) стравливания пленки титана в системе Al/Ti/SiO_x/Si

Примечание: h – толщина пленки.

Исследование состава приповерхностного слоя пленки диоксида кремния толщиной 0,20 мкм после стравливания сначала пленки алюминия, а затем и пленки титана показало, что исходная поверхность пленки оксида кремния обоих образцов сильно загрязнена углеродом, количество которого значительно уменьшается после ионного травления в течение 3 мин (рис. 2). По данным РФЭС (рис. 2), приповерхностный слой образца после химического стравливания пленки титана толщиной 0,10 мкм представляет собой диоксид кремния. В спектрах наблюдаются пики Si и O в SiO₂ (103,1–103,3 и 532,6 эВ соответственно), что близко к известным данным для SiO₂: Si – 103,8 эВ; O –533,1 эВ [19]. Из количественной оценки состава приповерхностного слоя следует, что диоксид кремния нестехиометричен (табл. 3). В спектрах приповерхностного слоя пленки диоксида кремния присутствуют сигналы атомов титана, по-видимому, в окисленном состоянии (455,7 – 456,0 эВ), концентрация которых ≤0,1 % (ат.). РФЭ-спектры приповерхностного слоя образца после химического стравливания пленки титана толщиной 0,03 мкм также представляют собой нестехиометрический диоксид кремния.

Рисунок 2 – Спектры фотоэлектронов уровней C 1s (а), Si 2p (б) и O 1s (в) после удаления пленок алюминия и титана с диоксида кремния; 1 – после химического стравливания пленок алюминияи титана; 2 – после ионной чистки в течение 3 мин; цифрами указана энергия в эВ

Особенности рекристаллизации алюминиевых пленок на кремнии с барьерным слоем титана

Интерес к рекристаллизации – одному из важнейших процессов, управляющих формированием структур и структурно-чувствительных свойств различных материалов [29], – в технологии микроэлектроники постоянно возрастает. Барьерные слои (БС) в многослойных системах призваны исключить при термообработке образование силицидов и обеспечить заданные значения параметров токопроводящих слоев, их стабильность и воспроизводимость в процессе технологического цикла изготовления изделий и надежность при эксплуатации. Однако использование в качестве материала проводящих слоев Al привело при эксплуатации изделий к увеличению отказов из-за локального переноса массы металла вследствие процессов электромиграции атомов алюминия и вторичной рекристаллизации [21, 22].

В качестве материала диффузионных БС между кремниевой структурой и пленкой Al применяют ряд материалов: пленки тугоплавких переходных металлов (Ni, Ti, W, Ta, Cr, V, Ta/Ti), их сплавов (Ti–W), силицидов (MoSi₂, WSi₂, TiSi₂, TaSi₂) [6, 22–25]. Одной из широко используемых комбинаций является система Ti/Al [26]. В [15] были изучены процессы твердофазного взаимодействия, происходящие в двухслойных металлических пленках Ti/Al на подложках кремния ориентации (111) при термообработке в процессе создания омических контактов, в зависимости от начальной толщины подслоя титана. В [12] проведена экспериментальная оценка возможности прохождения наиболее вероятных химических реакций в системах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si. В [151] приведены данные по влиянию микроструктуры подслоя Ti на текстуру тонких пленок Al.

В то же время особенности рекристаллизации Al-пленок в структурах Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si еще не до конца понятны при формировании таких структур на кремнии, легированном бором или фосфором. В результате диффузии бора и фосфора из кремния и диффузии кремния через Ti-подслой эти компоненты вступают в реакцию как с Ti-подслоем, так и с Al-пленкой с образованием различных по составу силицидов, оксидов и интерметаллидов, в частности Ti₇Si₁₂Al₅.

В [25] формирование текстуры Al в двухслойных пленках Al/Ti на Si(111) с низкотемпературным оксидным слоем и без него было изучено методами электронной микроскопии и рентгеновской дифракции при различных концентрациях бора и фосфора в кремнии. В наших исследованиях для изготовления тестовых образцов в качестве подложек использовались кремниевые пластины диаметром 60 мм с ориентацией (111) марки КЭС0,01 с эпитаксиальным слоем n-типа толщиной 5 мм и удельным сопротивлением 3,5 Ом∙см, который легировали методом диффузии бора из пиролитического нитрида бора. Диффузионный отжиг осуществляли в среде влажного кислорода. Меняя время легирования, получали поверхностное сопротивление пластин R_s = 30, 50–600 и 1000 Ом/см². Затем термический оксид удаляли с половины пластины жидкостным травлением и вскрытую область подвергали легированию фосфором, используя в качестве источника диффузии особо чистый трихлорид фосфора. Время диффузии фосфора составило 0,5 ч, в результате чего R_s = 3–7 Ом/см². После удаления термического оксида низкотемпературный оксид толщиной от 0,2 до 0,3 мкм наносили на всю поверхности пластины кремния, как описано в [27]. При этом низкотемпературный оксид был удален жидкостным травлением с части пластины, содержащей как n⁺-, так и p⁺-области кремния.

В качестве исходного материала для нанесения алюминиевых пленок использовали алюминиевую проволоку диаметром 1 мм марки А995Д, для подслоя титана – проволоку из титанового сплава марки 1ВТ1-00. Слои титана и алюминия были нанесены на низкотемпературный оксид и кремний (n⁺ и p⁺) методом последовательного электронно-лучевого распыления на установке «Оратория-9», как описано в [15]. После откачки камеры осаждения до 3×10⁻⁴ Па пластины нагревали до 300 °C, и слои титана (толщиной 0,01, 0,03, 0,07, 0,1и 0,15 мкм) наносили со скоростью 12–15 Å/с в вакууме 9,3×10⁻⁵–2,7×10⁻⁴ Па. В процессе осаждения температура пластин снижалась до 270 °C. Промежуток времени между окончанием нанесения титана и началом осаждения алюминия не превышал 20–30 с. Полученные структуры подвергали термообработке при температуре 475 °C в течение 0,4 ч в атмосфере аргона. Морфологию поверхности слоев алюминия исследовали в электронном микроскопе УЭМВ-100К методом реплик. Преимущественную ориентацию зерен Al оценивали методом дифракции рентгеновских лучей на дифрактометре ДРОН-1.5 Измерение интенсивности линий 111 и 200 проводили при соответствующих углах 2q₁₁₁ = 38,4° и 2q₂₀₀ = 44,8° [28]. Эффективность детектирования не менее 90 %, фон блока детектирования – 5 имп/мин. Интенсивность измеряли на максимуме каждой линии в течение часа, фон в районе линий 111 и 200 также измеряли в течение часа, затем значение фона в районе линий 111 и 200 вычитали из максимальных интенсивностей этих линий, то есть фактически использовали метод импульсно-кодовой модуляции при обработке интенсивности сигнала, содержащего помеху. При суммировании импульсов в течение часа помехи, имеющие разные знаки, складывали и вычитали из интенсивности сигнала.

Так как определяли интенсивности линий 111 и 200 на максимуме, и при этом интенсивность линии 111 превышала интенсивность линии 200 в пленках до отжига в 46–850 раз, а после отжига – в 51–2850 раз, то погрешности измерения интенсивности этих линий 5–10 % фактически не влияли на значения относительной интенсивности этих линий (табл. 4).

Таблица 4 – Относительная интенсивность рентгеновских линий I₁₁₁/I₂₀₀ пленок алюминия в системе Al/Ti/Si

^* Каждая пластина имела три области качества поверхности алюминия: 1-я – Al/Ti/SiO_x/n⁺Si (матовая); 2-я – Al/Ti/n⁺Si (матовая, R_s = 3,8-4,0 Ом/см²); 3-я – Al/Ti/p⁺Si (блестящая, R_s = 240 – 310 Ом/см²).

Структура пленок Al

Методом электронной микроскопии было определено, что средний размер зерен Al в неотожженных структурах Al/Ti/Si с подслоем титана толщиной 0,03–0,10 мкм и R_s = 50–600 (Si, легированный бором) и 3–7 Ом/см² (Si, легированный фосфором) составляет ~500 нм (рис. 3).

Рисунок 3 – Морфология поверхности Al слоя в не подвергнутых термической обработкеAl/Ti/Si структуре: (а) – к базе транзистора (p⁺Si, R_s = 50–600 Ом/см2); (б) – к эмиттеру транзистора (n⁺Si, R_s = 3–7 Ом/см²); А – начальная стадия зарождения «уса»

На поверхности Al слоев в неотожженных структурах Al/Ti/Si на n⁺–области кремния мы наблюдали отдельные зерна в виде пирамид с правильной огранкой (рис. 3б). Установлено, что особенность структуры и морфологии поверхности алюминиевых пленок в системе Al/Ti/n⁺Si заключается в наличии отдельных зерен в виде пирамид с правильной огранкой. Одной из причин образования таких зерен являются остаточные напряжения, возникновение которых обусловлено различными тетраэдрическими радиусами легирующих компонентов: бора – 0,89 Ǻ, фосфора – 1,10 Ǻ, (радиус кремния – 1,17 Ǻ). При концентрации фосфора в кремнии C_s » 1,5×10²¹ см⁻³ остаточные напряжения могут достигать величины (σ_x)_макс > 6×10⁸ Па [29].

Образование отдельных зерен на поверхности алюминиевых пленок в виде пирамид с правильной огранкой на кремнии n⁺–типа с подслоем титана обусловлено процессом своеобразного формирования кристаллографически ориентированных центров роста внутри анизотропной твердой фазы алюминия под действием ориентирующих свойств кремниевой подложки, остаточных напряжений и температуры. Эти зерна могут развиваться аномально с образованием нитевидных кристаллов, получивших название «усы».

Отсутствие зерен в виде пирамид с правильной огранкой на поверхности пленок алюминия на кремнии p⁺–типа с подслоем титана может служить косвенным доказательством того, что в этом случае знак и уровень напряжений будут другими. Так как согласно [29] диффузия бора в кремний вызывает растягивающие напряжения, максимальная величина которых (σ_x)_макс » 6×10⁸ Па для концентрации бора C_s » 5×10²⁰ см^-3.

Рост «уса» можно рассматривать как рост кристалла из твердой фазы в поле остаточных напряжений [30, 31]. Согласно Гегузину [30], в «ус» над поверхностью пленки со временем превращается одно из его приповерхностных зерен, которое выдавливается сжимающими напряжениями. При этом вещество, необходимое для сохранения сплошности пленки, диффузионно поступает к глубинному торцу зерна из его окружения. «Ус» будет удлиняться до тех пор, пока в пленке поддерживаются напряжения и обусловленный ими направленный диффузионный поток атомов к зерну, из которого растет «ус». Движущей силой процесса является высокий уровень остаточных напряжений, в частности сжимающих, возникающих при внедрении фосфора в кремний [32, 33].

На рисунке 4 в качестве типичного примера иллюстрации «усов» приведена микрофотография части структуры биполярного СВЧ-транзистора, отказавшего вследствие электромиграции. Видно, что электромиграция приводит к образованию пустот в алюминиевой пленке, к локальному накоплению алюминия, а также наличию дефектов на некоторых эмиттерных алюминиевых дорожках типа нитевидных кристаллов («усы»). Массоперенос атомов алюминия к концу эмиттерных токоведущих дорожек, вследствие протекания высокочастотных токов большой плотности (³10⁵ А/см²), дополнительно к напряжениям, обуславливающим направленный диффузионный поток атомов алюминия к зерну, из которого растет «ус», будет способствовать удлинению «уса». Если произойдет замыкание дорожек из-за наличия «усов», возможны катастрофические отказы транзисторов.

Рисунок 4 – РЭМ-фотография структуры биполярного СВЧ-транзистора, отказавшего вследствие электромиграции; x700. Стрелками показаны нитевидные усы на алюминиевых эмиттерных токоведущих дорожках

Следует, однако, отметить, что алюминиевые пленки, используемые в приборах микроэлектроники, как правило, являются поликристаллическими, причем кристаллическая структура каждого зерна ориентирована в ином направлении, чем любого соседнего. Известно, что наличие неравновесной структуры зерен в пленках алюминия, имеющих различную ориентацию, понижает температуру начала рекристаллизации. При этом наблюдается аномальный рост некоторых зерен за счет других [34].

Считается, что рост аномально больших зерен алюминия, размер которых сопоставим с шириной линий эмиттерных алюминиевых токопроводящих дорожек в транзисторах, обусловлен токами высокой частоты в таких линиях [21]. Большой размер зерна возникает в результате вторичной рекристаллизации и вызывает растягивающие напряжения, которые могут привести к отслаиванию или разрушению Al дорожек (рис. 5).

Рисунок 5 – РЭМ-фотография структуры n–p–n транзистора, отказавшего вследствие вторичной рекристаллизации; x2000. Cтрелками показано отслаивание (а) и разрушение (б) Al эмиттерных токоведущих дорожек

Высокие сжимающие напряжения могут привести к росту монокристаллических «усов» на поверхности пленки. Рост продолжается до тех пор, пока пленка находится под влиянием сжимающих напряжений и существует обусловленный ими направленный диффузионный поток атомов к зерну, из которого растет «ус». Следует отметить, что углы между ограняющими «ус» плоскостями совпадают с углами между плоскостями {110} и {100} в кубической решетке, что указывает на то, что «усы» являются монокристаллическими. Необходимо проведение дополнительных исследований для определения состава и ориентации «усов».

Отсутствие «усов» на поверхности Al слоев в структурах Al/Ti/Si на p⁺–области кремния свидетельствует об отсутствии сжимающих напряжений и о том, что легирование кремния бором повышает стабильность гетероструктур при термообработке [33].

Процесс рекристаллизации Al в системе Al/Ti/Si на p⁺–области кремния протекает с пониженной скоростью, о чем свидетельствует тот факт, что отжиг при 475 °C в течение 0,4 ч оказывает незначительное влияние на размер зерен Al, что, по-видимому, связано с легированием кремния бором [35]. На основании изучения структуры пленок алюминия можно утверждать, что процессы собирательной рекристаллизации в алюминиевых пленках в системе Al/Ti/p⁺Si заторможены, о чем свидетельствует незначительное изменение размера зерна после отжига. По нашему мнению, это обусловлено модифицирующим действием бора на структуру алюминия. При этом Al слои в системе Al/Ti/p⁺Si имеют гладкую (блестящую) поверхность, в отличие от шероховатых (тусклых) Al слоев в системах Al/Ti/n⁺Si и Al/Ti/SiO_x/Si (рис. 6).

Рисунок 5 – РЭМ-фотография поверхности пленок алюминия с барьерным слоем титана к эмиттеру (а) и базе (б) n–p–n транзистора; ×4000

Эти особенности важны при формировании качественных токопроводящих алюминиевых дорожек изделий микроэлектроники, в частности n-p-n транзисторов.

Кристаллографическая ориентация Al пленок

Физико-химические свойства материалов, использующихся в электронной технике, определяют основные эксплуатационные параметры функциональных слоев, элементов, компонентов и изделий в целом. В частности, для уменьшения числа отказов приборов микроэлектроники вследствие электромиграции алюминия при использовании его в качестве материала токопроводящих слоев необходимо выращивать пленки с оптимальной структурой: с незначительным разбросом размеров зерен и с более высокой степенью их кристаллографической ориентации в плоскости (111) параллельно плоскости (111) кремния (эпитаксиальное наращивание). В [25, 52] показано, что увеличение ориентации алюминиевых пленок в плоскости (111) может быть достигнуто при использовании в качестве материала подслоя титана определенной толщины, нанесенного на диоксид кремния. Механизм улучшения ориентации алюминия при использовании в качестве подслоя титана был объяснен небольшим (около 3 %) различием межплоскостных расстояний алюминия (111) и a-титана (002), что способствует эпитаксиальному росту алюминия на плоскости титана (001) [52].

Однако кристаллографическая ориентация алюминиевых пленок в составе многослойных систем Al/Ti/Si и Al/Ti/SiO_x/Si изучена недостаточно, при этом не установлено, почему монокристаллический кремний ориентации (111) с дырочной (p) и электронной (n) проводимостью при концентрации бора или фосфора ~ 10²⁰–10²¹ см⁻³ и подслоем титана по-разному влияют на кристаллографическую ориентацию алюминиевых пленок, осажденных в едином технологическом цикле одновременно на n⁺- и p⁺-области кремния.

На основании отношения интенсивности линий 111 и 200 можно заключить (см. табл. 4), что зерна имеют преимущественную ориентацию в плоскости (111). При этом после отжига, если судить по отношению интенсивностей линий 111 и 200, степень ориентации зерен алюминия в плоскости (111) в системе Al/Ti/p⁺Si значительно выше по сравнению с ориентацией зерен в системах Al/Ti/n⁺Si и Al/Ti/SiO_x/n⁺Si.

Анализ отношения интенсивностей линий 111 и 200 алюминия до и после отжига образцов показал (табл. 4), что пленка алюминия обладает явно выраженной преимущественной ориентацией зерен в плоскости (111) параллельно поверхности кремния ориентации (111) в системе Al/Ti/p⁺Si. Ориентация зерен свидетельствует об упорядочении системы при отжиге. Степень ориентации зерен алюминия в плоскости (111) в системе Al/Ti/p⁺Si значительно выше, чем в системах Al/Ti/n⁺Si и Al/Ti/SiO_x/n⁺Si. Следовательно, при толщине подслоя Ti от 0,03 до 0,10 мкм можно получать Al слои с ориентацией (111) в системе Al/Ti/p⁺Si [36].

Высокая степень ориентации зерен алюминия в плоскости (111) в слоях Al обуславливает анизотропию их свойств [37]. Преимущественная кристаллографическая ориентация зерен в плоскости (111) также влияет на поверхностную энергию, модуль Юнга и другие свойства материала [47].

Например, в ГЦК-кристаллах (включая Al) плоскости (111) обладают самой низкой поверхностной энергией. Соответственно, пленки с преимущественной ориентацией зерен в плоскости (110) химически более активны, чем пленки с ориентацией зерен в плоскости (111). Следовательно, создавая определенную ориентацию зерен в пленке, а также меняя характер ее распределения по толщине [22], можно управлять физико-химическими свойствами пленок. Например, ориентирование слоев Al в плоскости (111) объясняется следующим: легирование бором до R_s в диапазоне 50–600 Ом/см² позволяет определенным образом изменить поверхностные свойства кремния, в то время как подслой титана толщиной 0,03–0,10 мкм выступает в качестве «ингибитора», замедляя процессы рекристаллизации в алюминиевом слое как до, так и после отжига. Это позволяет получать зеркально-гладкие Al слои на p⁺-кремнии.

Согласно результатам электронографического анализа [15], на морфологию поверхности Al слоя в Al/Ti/p⁺Si структурах оказывает влияние образование интерметаллического соединения Al₃Ti (со структурой DO₂₂ [28]) уже при осаждении Al на Ti при температуре пластины 300 °C, который имеет пористую структуру. При последующей термообработке (475 °C; 0,4 ч) Al слой «извлекает» кремний и бор из монокристаллической подложки через поры в слое Al₃Ti, способствуя росту зерен Al ориентации (111). Это подтверждается, как было сказано выше, и результатами, представленными Горднером и др. [17], которые изучали тройную фазовую диаграмму системы Si–Ti–Al и показали, что предел твердофазной растворимости кремния в Al₃Ti выше, чем в чистом алюминии.

После удаления Al травителем на основе ортофосфорной кислоты, не взаимодействующей с кремнием, титаном и их соединениями, оптические исследования контактных окон к базе и эмиттеру (рис. 7) выявили множество ориентированных частиц Al₃Ti [25] на поверхности базовых окон по длине. В то же время на поверхности эмиттерных окон частицы Al₃Ti не имели преимущественной ориентации. Эти данные согласуются с приведенными выше результатами по текстуре Al слоев на p⁺-областях кремния Al/Ti/Si структур.

Рисунок 5 – Поверхность эмиттерных (а) и базовых (б) окон n–p–n транзистора после удаления слоя алюминия; ×1200

Без титанового подслоя Al слои на поверхности кремниевых пластин, легированных бором, в пределах изменения удельного поверхностного сопротивления R_s от 50 до 600 Ом/см² не имеют ориентации (111). При толщине титана меньше 0,03 мкм наблюдается существенно менее выраженная ориентация (111) зерен алюминия на p⁺-областях кремния, поскольку количество титана слишком мало, чтобы влиять на рекристаллизацию Al, и система подобна Al/p⁺-Si. При толщине титана больше 0,10 мкм доминирующим процессом в системе Al/Ti/Si является образование дисилицида титана, TiSi₂, который препятствует диффузии кремния из подложки в алюминиевый слой, и последний не проявляет никакой ориентации (111), как и при отсутствии титана. При R_s > 600 Ом/см² (в данном исследовании 1000 Ом/см²) легирование бором оказывает слабое влияние на поверхностные свойства кремния (низкий уровень легирования), и алюминиевый слой не проявляет ориентации (111). При R_s < 50 Ом/см² (например, 30 Ом/см²) концентрация бора приближается к предельной растворимости в кремнии, и p⁺-область кремния по свойствам близка n⁺-области кремния.

В системе Al/Ti/SiO_x/n⁺(p⁺)-Si ориентация (111) зерен алюминия не наблюдается, поскольку SiO_x действует как барьер для диффузии кремния из монокристаллической подложки через поры в слое Al₃Ti [12, 18].

Совместное действие стационарного отжига, ориентирующего влияние кремниевой подложки при уменьшении толщины слоя Ti, способствует сильному текстурированию алюминиевой пленки в системе Al/Ti/p⁺Si (см. табл. 4). Слабое текстурирование алюминиевого слоя в системе Al/Ti/n⁺Si связано с влиянием фосфора на структуру пленок алюминия, который изменяет условия кристаллизации алюминия при термической обработке и вызывает образование зерен в виде пирамид с правильной огранкой. В системе Al/Ti/SiO_x/n⁺Si степень преимущественной ориентации в плоскости (111) зерен алюминиевых пленок не наблюдается из-за наличия толстого слоя оксида кремния (0,2–0,3 мкм), который не имеет кристаллического строения и, кроме того, является барьером для диффузии атомов бора, фосфора и кремния из монокристаллической кремниевой подложки. Кристаллографическая ориентация кремния при уменьшении толщины подслоя титана и образование при термической обработке в результате твердофазных реакций пористого слоя в системе Al/Ti/p⁺Si со сложной фазовой структурой влияет на кристаллографическую ориентацию зерен алюминия.

Отметим, что осаждение титана и алюминия на легированный фосфором или бором кремний магнетронным распылением элементарных мишеней в аргоне также приводит к преимущественной ориентации (111) Al слоя.

Электронно-микроскопические исследования контактов к кремнию ориентации (111) на основе алюминия с барьерным слоем W–Ti

Повышение рабочих температур и расширение технологических возможностей формирования элементов металлизации – одна из основных задач технологии приборов микроэлектроники. Поэтому большое внимание уделяется повышению термостабильности применяемых систем металлизации. В этом направлении наиболее перспективна металлизация, состоящая из сплавов переходных металлов и их соединений [23, 38–40].

Структура и свойства пленок сплава вольфрам–титан изучены в работах, например, [39] для металлизации ИС на основе арсенида галлия. И в работах [38, 40] для металлизации ИС на основе кремния.

Однако структурно-морфологические особенности границы раздела в контактной области тонкопленочных слоев системы Al/W–Ti при стационарной термообработке в технологическом процессе создания контактов изучены еще недостаточно. Учитывая значительное влияние структурно-морфологических особенностей границы раздела в контактной области тонкопленочных слоев на электрофизические параметры металлизации [22, 41, 42] в [24, 43], была проведена экспериментальная оценка границы раздела Al/W–Ti, а также поверхности пленки алюминия методом просвечивающей электронной микроскопии угольных реплик с поверхности пленки алюминия и пленки вольфрам–титан на подложках кремния ориентации (111).

Для получения реплик с поверхности пленки W–Ti слой алюминия удаляли в ортофосфорной кислоте. Затем в установке вакуумного напыления на поверхность границы раздела осаждали тонкую угольную пленку, воспроизводящую микрорельеф поверхности. Для усиления контраста угольная пленка–реплика оттенялась хромом. Микрофотографии границы раздела были получены с помощью просвечивающего электронного микроскопа ЭМ-125.

Тонкопленочные слои формировали методом магнетронного распыления на установке «Оратория-5». В качестве мишени для формирования двухслойной пленки W–Ti использовали составную мишень, в которой по титановому полю монтировали вольфрамовые вставки, что обеспечивало в напыляемой пленке вольфрам–титан содержание титана ~10 % (масс.). Толщину слоя W–Ti изменяли от 0,05 до 0,12 мкм путем варьирования времени распыления от 60 до 120 с. Перед нанесением металлических пленок подложки кремния обрабатывали в перекисно-аммиачном растворе с последующим освежением в 1 %-ном растворе HF. Температура нагревания подложек перед распылением металлов ~573 K, время – 200 с. Далее проводилось напыление слоя W–Ti в течение 60, 90 и 120 с (напряжение 420 В, ток разряда 7А). После напыления на три подложки вышеуказанных слоев W–Ti без разгерметизации установки в ручном режиме проводили напыление Al в два приема по 5 мин на каждую подложку без перевода позиции подложек, так как непрерывное напыление Al в течение 10 мин приводит к сильному разогреву магратронов и ухудшению качества пленок Al (напряжение на алюминиевой мишени 400 В, ток разряда 12 А). Давление аргона в процессе формирования слоев как W–Ti, так и Al составляло (1–3)×10⁻¹ Па. Затем образцы с тремя толщинами W–Ti барьерного слоя и Al подвергали стационарному термическому отжигу в атмосфере Ar.

Исследованию подвергали три группы образцов системы Al/(W–Ti)/Si с разной толщиной слоя вольфрам–титан (0,05, 0,08 и 0,12 мкм), которые предварительно отжигали при температурах 750, 773 и 823 K. Время отжига изменяли в диапазоне от 15 до 30 мин. Толщина слоя Al, контактирующего со слоем W–Ti, составляла во всех случаях ~1,0–1,1 мкм. Установлено, что с увеличением температуры отжига независимо от толщины слоя W–Ti происходит увеличение размеров зерна и рост высоты бугорков пленок Al.

В отличие от пленок Al, поведение барьерного слоя существенно изменяется и зависит от его толщины и длительности термической обработки, особенно для температуры 823 K. Микрофотографии (см. рис. 6) характеризуют состояние межфазной границы раздела Al/W–Ti в образцах с различной толщиной слоя W–Ti, подвергнутых отжигу при 823 K в течение 30 мин.

На границе Al/W–Ti образца с толщиной слоя вольфрам–титан ~0,05 мкм присутствует большое количество кристаллитов, средний размер которых составляет 0,4–0,5 мкм (максимальный – 1,0 мкм, минимальный – 0,15 мкм, рисунок 6а).

В образце с промежуточной толщиной слоя W–Ti ~0,08 мкм таких кристаллитов существенно меньше, причем их средний размер составляет 0,25–0,30 мкм (максимальный – 0,5 мкм, а минимальный – 0,15 мкм, рис. 6б). И, наконец, в образце с толщиной слоя W–Ti ~0,12 мкм такие кристаллиты вообще отсутствуют (рис. 8в).

Рисунок 6 – Морфология поверхности слоя вольфрам–титан после термообработки; x20000 а) 0,05 мкм, б) 0,08 мкм, в) 0,12 мкм

Заключение и выводы

В ходе проведения исследования было замечено, что независимо от толщины барьерного слоя вольфрам–титан (при отжиге до 773 K), а также от времени отжига состояние межфазной границы раздела аналогично рисунку 4в. При полном стравливании барьерного слоя W–Ti на поверхности кремния ни на одном образце не обнаружены ямки взаимодействия алюминия с кремнием до температуры отжига 773 K и для толщины барьерного слоя 0,12 мкм. Это согласуется с результатами, полученными в работе [203], чего нельзя сказать о системе Al/Ti/Si с толщиной слоя титана ~0, 07 мкм [15].

Таким образом, можно сделать следующие выводы:

1. При соотношении толщин слоев двухслойных металлических пленок Al/W–Ti – 10:1 система Al/W–Ti/Si термостабильна при температуре отжига 823 K в течение 30 мин. При соотношении толщин слоев пленок больше 10:1, но меньше 20:1 система термостабильна до 773 K.
2. При температуре 823 K при соотношении толщин слоев пленок металла ~20:1 термостабильность контактов снижается, вероятно, из-за внутренних макронапряжений, приводящих к распаду вольфрам–титановой пленки на отдельные кристаллиты в результате рекристаллизации.
3. В результате электронно-микроскопических исследований системы Al/W–Ti/Si установлено, что барьерный слой вольфрам–10 % (масс.) титана надежно термостабилен до температуры 773 K независимо от толщины слоя (0,05–0,12 мкм). Барьерный слой вольфрам–титан толщиной 0,12 мкм термостабилен и при температуре 823 K в течение 30 мин.

About the authors

Yuri P. Snitovsky

Author for correspondence.
Email: yu.snitovsky@tut.by
SPIN-code: 7996-5717

Candidate of Technical Sciences, Associate Professor of the Department of Micro- and Nanoelectronics

References

Supplementary files

Supplementary Files

Action

1. JATS XML

Download

2. Figure 1 – Spectra of photoelectrons of Ti 2p level at titanium film thicknesses of 0.10 microns (a); 0.03 microns (b); 1 – after etching the aluminum film; 2, 3 – after ion purification for 3 and 13 minutes, respectively; the energy in eV is indicated in figures

Download (63KB)

Indexing metadata

3. Figure 2 – Spectra of photoelectrons of levels C 1s (a), Si 2p (b) and O 1s (c) after removal of aluminum and titanium films from silicon dioxide; 1 – after chemical etching of aluminum and titanium films; 2 – after ion cleaning for 3 minutes; the energy in eV is indicated by numbers

Download (58KB)

Indexing metadata

4. Figure 3 – Morphology of the surface of the Al layer in a non–heat–treated Al/Ti/Si structure: (a) – to the base of the transistor (p+Si, Rs = 50-600 ohms/cm2); (b) - to the emitter of the transistor (n+Si, Rs = 3-7 ohms/cm2); And - the initial stage of the origin of the "mustache"

Download (147KB)

Indexing metadata

5. Figure 4 – SEM photo of the structure of a bipolar microwave transistor that failed due to electromigration; x700. The arrows show thread-like whiskers on aluminum emitter current-carrying tracks

Download (134KB)

Indexing metadata

6. Figure 5 – SEM photo of the structure of an n–p–n transistor that failed due to secondary recrystallization; x2000. The arrows show the peeling (a) and destruction (b) of the Al emitter current-carrying tracks

Download (275KB)

Indexing metadata

7. Figure 6 – SEM photo of the surface of aluminum films with a titanium barrier layer to the emitter (a) and base (b) of an n–p–n transistor; ×4000

Download (239KB)

Indexing metadata

8. Figure 7 – The surface of the emitter (a) and base (b) windows of the n–p–n transistor after removing the aluminum layer; ×1200

Download (212KB)

Indexing metadata

9. Figure 8 – Surface morphology of the tungsten–titanium layer after heat treatment; x20000 a) 0.05 microns, b) 0.08 microns, c) 0.12 microns

Download (375KB)

Indexing metadata