Optimisation des multicouches Si/SiGe dopées au phosphore pour transistors verticaux gate-all-around haute performance

Résumé

Les transistors à effet de champ verticaux gate-all-around (vGAAFET) sont considérés comme des candidats potentiels pour remplacer les FinFETs pour la technologie de fabrication de circuits intégrés avancés au nœud technologique 3 nm et au-delà. Une multicouche (ML) de Si/SiGe/Si est couramment cultivée et traitée pour former des transistors verticaux. Dans ce travail, l'incorporation de P dans Si/SiGe/Si et la gravure verticale de ces MLs suivie d'une gravure sélective de SiGe dans la direction latérale pour former des structures pour vGAAFET ont été étudiées. Plusieurs stratégies ont été proposées pour l'épitaxie telles que le purging d'hydrogène pour épuiser l'accès des atomes de P sur la surface de Si, et/ou l'insertion de couches espaceurs Si ou Si_0.93Ge_0.07 des deux côtés des couches Si dopées au P, et la substitution de SiH₄ par SiH₂Cl₂ (DCS). Les résultats expérimentaux ont montré que la ségrégation et l'auto-dopage pouvaient également être soulagés en ajoutant 7 % de Ge au Si dopé au P. La structure avait une bonne qualité de réseau et presque pas de relaxation de contrainte. La gravure sélective entre Si dopé au P (ou Si_0.93Ge_0.07 dopé au P) et SiGe a également été discutée en utilisant la gravure humide et sèche. La performance et la sélectivité de différentes méthodes de gravure ont également été comparées. Cet article fournit des connaissances sur la façon de relever les défis ou difficultés de l'épitaxie et de la gravure des couches de type n dans la structure des vGAAFETs.

Introduction

Alors que la mise à l'échelle du semi-conducteur métal-oxyde complémentaire (CMOS) atteint sa limitation physique, les effets de canal court affaiblissent significativement la performance du transistor. Une solution à ces problèmes est de nouveaux designs de transistors, par exemple les GAAFETs (transistors à effet de champ gate-all-around), qui sont également considérés comme les candidats les plus prometteurs pour les transistors à l'échelle nanométrique jusqu'au nœud technologique 3 nm [1,2,3,4,5,6]. Les nanofils/nanofeuilles latéraux et verticaux sont les principales structures selon la Feuille de route internationale pour les dispositifs et systèmes (IRDS) 2020 pour remplacer les FinFETs [7]. Les GAAFETs verticaux (ou vGAAFETs) ont une flexibilité de conception libre sur la longueur de grille et ont un grand potentiel pour augmenter la densité d'intégration [4, 8]. Il y a deux catégories principales pour implémenter les structures de nanofils verticaux : bottom-up et top-down. La méthode bottom-up a introduit un catalyseur métallique, ce qui peut apporter des problèmes de compatibilité de processus [9, 10]. La méthode top-down est la principale dans l'industrie en raison de son meilleur contrôle de la configuration du nanofil et de sa compatibilité avec les FinFETs [4, 11,12,13,14]. La méthode top-down pour fabriquer des vGAAFETs attire beaucoup d'attention. La grille auto-alignée avec un contrôle précis de la longueur de grille était un enjeu crucial [15, 16]. Pour obtenir un meilleur contrôle de la longueur de grille effective ou réduire la variation, la longueur de grille pourrait être principalement déterminée par l'épaisseur du matériau de canal épitaxié sur une surface plane inférieure, telle que Si/SiGe/Si, et SiGe était le matériau de canal [17,18,19,20]. De plus, un autre défi d'intégration critique réside dans le dopage entre les régions de canal et S/D [16, 20, 21], surtout avec un contrôle de jonction abrupt [20]. Comparé au processus d'implantation source/drain traditionnel, le processus d'épitaxie simplifie le processus de fabrication, réduit les dommages de surface, et atteint un profil de dopage uniforme. Cependant, la structure sandwich Si dopé au P/SiGe/Si dopé au P est difficile à croître épitaxialement en raison de la ségrégation, de l'auto-dopage et des phénomènes de diffusion externe des dopants de type n les plus courants, le phosphore [22, 23], l'arsenic [24, 25], et/ou l'antimoine [26, 27] à l'interface Si/SiGe dans les systèmes de dépôt chimique en phase vapeur (CVD). Par conséquent, les atomes donneurs ségrégés se rassemblent à l'interface Si/SiGe et la couche SiGe serait dopée, ce qui peut dégrader la performance du transistor avec une fuite élevée.

Une stratégie pour empêcher la ségrégation du dopant est d'appliquer une température de croissance très basse. Il y a une série de rapports pour faire beaucoup d'efforts pour croître le dopage de type n par épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) [28] ; pendant ce temps, cette méthode n'a pas été appliquée pour le CVD. L'équipement MBE est principalement à conception monocristal, nécessitant un vide élevé et un débit lent. De plus, l'équipement MBE n'est pas compatible avec les tailles de wafer supérieures à 8 pouces dans l'industrie. Par conséquent, la technologie MBE n'est pas appropriée pour les applications de production de masse industrielle. Cependant, le système RPCVD a une forte capacité de production et une structure d'équipement simple, qui est appropriée pour l'industrie IC [29]. La première idée pour la croissance RPCVD est de réguler le flux d'hydrogène dans la chambre puisque l'hydrogène est le gaz porteur et peut affecter la cinétique des gaz précurseurs. Li et al. [23] ont rapporté que l'hydrogène changeait la structure de liaison des atomes hôtes à la surface et réduisait l'énergie de ségrégation en appliquant une basse température de croissance dans le système CVD thermique rapide (RTCVD). Cependant, l'effet de l'hydrogène n'a pas été exploré à l'interface Si/SiGe dans le système CVD à pression réduite (RPCVD). Suvar et al. [30] ont inséré des couches espaceurs Si non dopées de 30 nm entre Si dopé au P et SiGe pour abaisser la concentration de P à l'interface par un facteur de 4 (de 8 × 10¹⁹ cm⁻³ à 2 × 10¹⁹ cm⁻³), mais le pic de dopage P ne peut pas être éliminé. Bennett et al. [31] ont étudié l'effet de la contrainte sur le dopage de type n dans le Si. La solubilité solide du dopage a été augmentée en introduisant une contrainte de traction dans le Si. Christensen et al. [32] n'ont trouvé aucune dépendance significative de la diffusivité du P sur la teneur en Ge dans Si_1-xGe_x (0 ≤ x ≤ 0,22). Et les coefficients de diffusion du P avaient peu de différence entre le Si détendu et le SiGe compressivement tendu biaxialement. Zangenberg et al. [33] ont observé une augmentation du coefficient de diffusion par un facteur de 2 à 825 °C pour Si_0.88Ge_0.12 détendu.

Dans cet article, plusieurs méthodes ont été proposées pour améliorer l'incorporation de P dans le Si dans une multicouche de Si/SiGe/Si en utilisant RPCVD. Dans les expériences, différentes stratégies telles que le purging d'hydrogène, l'insertion de couches espaceurs non dopées, le changement du précurseur Si de SiH₄ à SiH₂Cl₂ (DCS), et la modulation du profil de contrainte en introduisant une couche sacrificielle Si_0.93Ge_0.07 des deux côtés de la couche SiGe ont été présentées. De plus, la gravure sélective de SiGe a été discutée pour former une fine couche SiGe (destinée comme couche de canal) [6, 34]. Les caractéristiques de gravure des outils de gravure humide et sèche ont également été comparées. La structure finale est destinée à être utilisée pour les vGAAFETs pour le nœud technologique sub-10 nm dans le futur.

Méthodes

Les multicouches (MLs) Si/SiGe/Si ont été cultivées sur des wafers Si <100> de 200 mm avec l'équipement RPCVD (ASM Epsilon 2000). Les substrats Si ont été nettoyés avec un mélange de solution H₂SO₄ et H₂O₂, suivi par HF dilué pour éliminer l'oxyde natif avant l'insertion dans les sas de chargement de la chambre d'épitaxie. Les échantillons ont été nettoyés in situ par recuit à 1050 °C pour éliminer l'oxyde natif afin d'obtenir une surface de Si de haute qualité. Les précurseurs pour le Si, Ge, et P étaient SiH₄ (ou SiH₂Cl₂), 10 % GeH₄ dans H₂, et 2 % PH₃ dans H₂. La température de croissance était de 650 °C, tandis que la pression de la chambre était maintenue à 80 Torr pendant l'épitaxie. Dans certaines expériences, la pression de la chambre a été réduite à 10 Torr pour cultiver la couche Si_0.93Ge_0.07 dopée au P dans les régions source/drain (S/D). La teneur en Ge dans le canal SiGe a été maintenue constante à 0,22. Pour étudier les caractéristiques de gravure sélective, 50 nm nitrure/30 nm oxyde a été déposé comme masque dur pour protéger les MLs inférieures. La lithographie et la gravure sèche anisotrope verticale ont été effectuées pour former des motifs cuboïdes séparés. Les expériences de gravure sélective ont été menées avec l'outil de gravure humide HF (6 %) : H₂O₂ (30 %) : CH₃COOH (99,8 %) = 1:2:4 et l'outil de gravure sèche CF₄ : O₂ : He = 4:1:5 [35].

Les MLs Si/SiGe/Si ont été caractérisées par les techniques de microscopie électronique à transmission haute résolution (HRTEM, Thermo Scientific Talos F200), spectroscopie X à dispersion d'énergie (EDX), diffraction des rayons X haute résolution (HRXRD), et carte de réseau réciproque haute résolution (HRRLM) de Bruker JV Delta-x, microscopie électronique à balayage (SEM) de Hitachi (Japon), et spectrométrie de masse d'ions secondaires (SIMS).

Résultats et discussion

Épitaxie des MLs Si/SiGe/Si dopées au P

Dans cette étude, l'incorporation de P dans le Si et SiGe a été initialement explorée. Les structures ML sont montrées dans Fig. 1a. Une ML de Si dopé au P/Si non dopé avec flux PH₃ croissant a été cultivée, et les profils de couche ont été examinés par SIMS dans Fig. 1b. La figure montre que la concentration de P augmente et atteint le niveau le plus élevé de 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³. Deux échantillons de plus avec profil de 'Si dopé au P/Si_0.72Ge_0.28/Si dopé au P' et 'Si/Si dopé au P_0.72Ge_0.28/Si' ont été conçus, et le profil de P est démontré dans Fig. 1c, d, respectivement. Dans Fig. 1c, une accumulation de P est observée aux interfaces des multicouches Si dopé au P/Si_0.72Ge_0.28. L'accumulation interfaciale de P augmente avec l'augmentation de la concentration de P du bas vers le haut dans les multicouches, et la concentration la plus élevée est de 1,6 × 10²⁰ cm⁻³, ce qui est 6 fois plus que la concentration dans Fig. 1b (2,6 × 10¹⁹ cm⁻³). Dans les couches Si_0.72Ge_0.28 dopées (Fig. 1d), les concentrations de P sont remarquablement plus élevées, et il n'y a pas de pics à l'interface. À cause du dopage, le pourcentage de Ge est légèrement augmenté. Ce comportement est lié à l'adsorption accrue de SiH₄ et GeH₄ en présence de PH₃. De plus, en raison du dopage, les épaisseurs de couche sont différentes entre Fig. 1c, d, qui ont le même temps de croissance. Cela signifie que le dopage au P améliore le taux de croissance des couches Si_0.72Ge_0.28 et l'absorption de GeH₄, tandis que le taux de croissance du Si est ralenti en raison de l'adsorption de P. Ces phénomènes sont cohérents avec les résultats rapportés dans les Réf. [36,37,38]. De ce qui précède, la ségrégation de P et le phénomène d'auto-dopage sont graves à l'interface Si/SiGe. Le pic de dopage P à l'interface Si/SiGe cause un dopage non intentionnel dans la couche SiGe. Puisque SiGe est destiné comme couche de canal dans les transistors, le profil de dopage inhomogène ou les niveaux élevés de dopage de fond limiteraient les applications du dispositif [39]. Plusieurs méthodes pour éliminer le pic de P seraient discutées ci-dessous. Pour une meilleure comparaison, toutes les couches SiGe sont tendues, et le rapport de flux de SiH₄ (SiH₂Cl₂) et GeH₄ pour la couche SiGe n'a pas été altéré tout au long de toutes les expériences.

Impact des couches espaceurs

Des couches espaceurs Si non dopées ont été insérées entre la couche Si dopée du bas et la couche SiGe non dopée pour absorber l'excès d'atomes de P. La Figure 2a montre le diagramme schématique de la structure conçue, et Fig. 2b-d démontrent les résultats de profil à partir de l'intégration de couches espaceurs Si avec une épaisseur de (b) 3 nm, (c) 5 nm, et (d) 10 nm. Les pics d'accumulation de P sont réduits, tandis que le pourcentage Si/Ge et la concentration de P dans les couches Si sont maintenus constants comme dans Fig. 2b-d. Le niveau d'accumulation de P est réduit de 82 %, de 4 × 10¹⁹ cm⁻³ dans Fig. 2b à 7 × 10¹⁸ cm⁻³ dans Fig. 2d, lorsque l'épaisseur de la couche espaceur Si non dopée X_b augmente de 3 à 10 nm. L'augmentation de l'épaisseur des couches espaceurs Si non dopées augmente l'absorption des atomes de P excessifs. Dans Fig. 2d, la pente du profil de P à la surface Si_0.86Ge_0.14/Si est de 15,9 nm/dec, tandis qu'à l'interface Si/Si_0.86Ge_0.14 la pente est de 31,3 nm/dec. Pendant ce temps, une couche espaceur Si trop épaisse n'est pas une solution appropriée car la résistance de feuille augmente. Par conséquent, un compromis entre la résistance de feuille et le contrôle non maîtrisé du profil de P doit être fait pour les transistors. La Figure 2 révèle également que l'impact de la couche espaceur entre les couches Si/Si_0.86Ge_0.14 (X_b) était différent de la couche entre les Si_0.86Ge_0.14/Si (X_t). Dans Fig. 2b, c, les épaisseurs des espaceurs entre les Si_0.86Ge_0.14/Si étaient de 3 nm et 5 nm, tandis que dans Fig. 2d, aucune couche espaceur n'a été insérée. Cependant, la pente du profil de P à l'interface Si_0.86Ge_0.14/Si est la même (environ 15,9 nm/dec), bien que dans Fig. 2d la couche espaceur supérieure ait été retirée mais aucune influence sur le profil de dopage n'a été observée. Des résultats ci-dessus, le pic de P était seulement à l'interface Si/Si_0.86Ge_0.14, ce qui était possiblement dû à la limite de solubilité ; l'excès d'atomes de P peut former des dimères P-P à la surface et être incorporé dans la couche de capage SiGe. De plus, il y a un auto-dopage de P pendant la croissance de SiGe après Si dopé au P. Par conséquent, les méthodes pour éliminer l'excès d'atomes de P ou améliorer la solubilité du Si ont été recherchées.

Impact du purging d'hydrogène à l'interface des MLs Si/SiGe/Si

Dans cette section, la couche espaceur Si a été fixée à 5 nm, et le purging d'hydrogène a été introduit pour éliminer l'excès d'atomes de P après la croissance du Si dopé au P. On peut voir dans Fig. 3c, d qu'augmenter le flux d'hydrogène de 20 à 60 sccm et le temps de purge de 2 à 10 min n'a pas d'effet évident sur le pic de P. La concentration de dopage dans le Si est de 3 × 10¹⁹ cm⁻³, ce qui est le même que discuté dans la section "Impact des couches espaceurs". La concentration du pic de P à l'interface est la même avec la concentration dans le Si de Fig. 3d. Les épaisseurs de couche sont les mêmes sous différentes conditions de purge. Les atomes de P ne peuvent pas être éliminés par l'hydrogène ; cela peut être expliqué par la formation de complexes P stables à la surface. En changeant des paramètres tels que la température, la pression, le temps de purge serait utile [24, 40], mais un temps de purge trop long n'est pas approprié en raison du coût en temps, et une température élevée (> 950 °C) cause l'interdiffusion Si-Ge [41].

Impact de la chimie de croissance sur l'incorporation de P

Dans ces expériences, le précurseur Si, SiH₄, a été remplacé par SiH₂Cl₂ (DCS). Dans ces échantillons, les paramètres de croissance étaient les mêmes qu'avant, et les structures contiennent une couche espaceur Si de 5 nm et le temps de purge est de 5 min avec un flux de 60 sccm. L'idée derrière est d'étudier si la chimie à base de Cl pourrait éliminer les atomes de P excédentaires par la surface de Si et des réactions de P-Cl, Si-Cl ou Ge-Cl pourraient se produire [42]. D'après Fig. 4, la concentration du pic de P diminue d'un facteur de 2 (de 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³ à 1,3 × 10¹⁹ cm⁻³), et les concentrations de P dans les couches Si sont de 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³. La teneur en Ge estimée est de 30 %, ce qui est plus élevé que le SiGe avec SiH₄. La teneur en Ge plus élevée démontre que le Cl a préférentiellement éliminé les atomes de Si aux réactions de surface. Ce résultat peut également être expliqué par la relation différente du rapport de flux de gaz et de la concentration de Ge avec les précurseurs gazeux SiH₄ et SiH₂Cl₂ [32, 43]. Une autre explication était que les atomes de Ge augmentaient la désorption d'hydrogène, augmentant alors les sites de nucléation libres [44]. La pente de concentration de P de l'interface Si_0.7Ge_0.3/Si était de 13,2 nm/dec, ce qui était un peu plus abrupte que l'interface Si_0.86Ge_0.14/Si (15,9 nm/dec). La pente du profil de P à l'interface Si/Si_0.7Ge_0.3 était de 20 nm/dec. Par conséquent, en introduisant plus de HCl ou en augmentant le rapport de gaz de SiH₂Cl₂ et GeH₄, les atomes de P ségrégés à la surface du Si dopé peuvent être gravés par HCl pour former des dimères P-Cl et la concentration du pic de P à l'interface Si/SiGe pourrait être plus faible [38, 45].

Impact de la teneur en Ge sur le profil de P

Comme discuté avant, l'incorporation de P dans SiGe était remarquablement plus élevée que dans le Si. Par conséquent, cela peut soulever l'idée d'ajouter quelques pourcentages de Ge (7 %) dans les espaceurs Si (5 nm) pourrait améliorer l'incorporation de P dans le Si. Il vaut la peine de mentionner ici que notre but n'est pas de changer significativement le caractère du Si dopé au P mais d'empêcher la ségrégation de P dans le Si. Dans ces échantillons, la pression de la chambre a été réduite à 10 Torr pendant la croissance des couches espaceurs. Le taux de croissance dépendant du dopage et le pourcentage de Ge seraient importants sous cette condition. D'après Fig. 5b, les couches supérieures et inférieures étaient de 110 nm Si_0.93Ge_0.07 avec une concentration de P de 1 × 10²⁰ cm⁻³, la couche du milieu était de 40 nm Si_0.78Ge_0.22 avec une concentration de P de 3,5 × 10¹⁹ cm⁻³. La pente de concentration de P de Si_0.93Ge_0.07 dopé au P/Si_0.78Ge_0.22 était d'environ 33 nm/dec. La pente n'était pas abrupte car la différence de pourcentage de Ge entre les deux couches n'était pas assez grande. Dans Fig. 5d, trois couches de Si_0.93Ge_0.07 dopé au P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopé au P MLs ont été cultivées pour vérifier l'uniformité du dopage, et son diagramme de structure était montré dans Fig. 5c. On peut voir, de la couche du bas vers le haut, la concentration de P diminuait, ce qui peut être expliqué par l'effet mémoire du P. Les atomes de P résiduels dans la chambre ou les atomes de P diffusés s'accumulent à la surface du film et bloquent les sites actifs libres sur la surface [38, 39]. Bien que le pic de P ait été éliminé, la ségrégation entre Si_0.78Ge_0.22 et Si_0.93Ge_0.07 était encore grave.

Caractéristiques de gravure sélective des MLs Si/SiGe/Si

Lorsque la structure ML est cultivée avec succès (en utilisant les stratégies de croissance ci-dessus), les nanofils (NWs) ont été formés par gravure verticale en utilisant SiO₂/SiN comme masque dur. Par la suite, la couche SiGe doit être gravée sélectivement par rapport au Si dans la direction latérale pour former la couche de canal avec une largeur conçue. Dans ces expériences, deux types de structures ML ont été choisis : Si dopé au P/SiGe/Si dopé au P (échantillon-1, dans Fig. 2c) et Si_0.93Ge_0.07 dopé au P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopé au P (échantillon-2, dans Fig. 5b). Ces choix sont faits selon les discussions ci-dessus où la diffusion externe de P a été (partiellement) supprimée, ainsi que les perspectives d'application du dispositif sont considérées.

La gravure dans la direction verticale a été effectuée par gravure sèche, tandis que pour la gravure latérale, une gravure sèche ou humide sélective a été appliquée. Les profils de gravure de l'échantillon-1 sont montrés dans Fig. 6a, b. Et l'image MET et le cartographie EDS de Fig. 6a ont été montrés dans Fig. 7. Dans ces expériences, le masque dur est oxyde/nitrure. La Figure 6a montre après 11,5 s de gravure sèche de CF₄/O₂/He. La sélectivité de gravure de Si_0.86Ge_0.14 et Si dopé au P est de 5,8. La Figure 6b montre qu'après 20 min de gravure humide de HF (6 %)/H₂O₂ (30 %)/CH₃COOH (99,8 %). La gravure humide a éliminé le masque dur (SiO₂/SiN), et par conséquent, la couche de capage Si a été gravée ~ 10 nm également. Comme discuté dans la section "Impact des couches espaceurs", il y a une accumulation de P à l'interface Si dopé au P/Si_0.86Ge_0.14. La gravure humide est sensible au niveau de dopage ; par conséquent, la première interface a été gravée plus rapidement. En conséquence, l'interface de gravure frontale n'est pas verticale et elle est facettée ou inclinée. La sélectivité moyenne était inférieure à 4,2. En comparant les deux méthodes de gravure, la gravure sèche est sensible au pourcentage de Ge avec une meilleure sélectivité de SiGe, tandis que la gravure humide est sensible à la concentration de dopant. Les gravures de l'échantillon-2 sont également étudiées dans Fig. 6c, d. Des phénomènes similaires ont été observés dans cet échantillon, tandis que les profondeurs gravées sélectivement de SiGe étaient plus profondes (Fig. 6a, c) en raison d'un pourcentage de Ge plus élevé. En gravure sèche, la sélectivité de Si_0.78Ge_0.22 et Si_0.93Ge_0.07 dopé au P était de 6,3, tandis qu'en gravure humide, la sélectivité moyenne était inférieure à 2,5. Par conséquent, la gravure sèche était un meilleur choix en considération de l'uniformité de gravure et de la sélectivité.

Des analyses supplémentaires ont été effectuées pour étudier la contrainte après les étapes de gravure dans l'échantillon-1 et l'échantillon-2. La Figure 8a-h montre les courbes de balancement (004) (RCs) de ces échantillons comme suit : tel que cultivé, après gravure verticale, et gravure latérale de SiGe en utilisant la gravure humide et sèche. Dans l'analyse RC, l'élargissement (pleine largeur à mi-hauteur ou FWHM) est un indicateur pour la densité de défauts, et la position du pic SiGe par rapport au Si détermine le montant de contrainte dans la couche. Nous soulignons ici que l'élargissement du pic peut aussi être dû à l'épaisseur mince de la couche. Par conséquent, il sera difficile de distinguer de l'analyse RC la contribution de la densité de défauts, mais nous pouvons seulement comparer FWHM dans certaines extensions dans ces analyses. Dans ces RCs, l'échantillon-1 (Fig. 8a-d) a une seule couche SiGe ; pendant ce temps, l'échantillon-2 (Fig. 8e-h) montre deux pics représentant 7 % et 22 % Ge. Pour les échantillons tel que cultivés, une interférence du faisceau de rayons X est observée, ce qui cause des franges d'épaisseur de couche. L'émergence de ces franges montre une interface SiGe/Si de haute qualité. Dans les RCs, de l'échantillon-1 et l'échantillon-2, le pic Ge s'est déplacé vers le pic du substrat Si indiquant une relaxation de contrainte. Aucun décalage supplémentaire du pic Ge n'a été détecté après la gravure sèche latérale de SiGe. C'est un résultat prometteur pour la performance du transistor puisque la mobilité des porteurs dans la région de canal dépend de la contrainte. Pendant ce temps, la contrainte a été plus relaxée pour le SiGe gravé humide, et plus de décalage vers le pic du substrat a été observé. Cela montre que la gravure humide n'est pas appropriée pour la gravure latérale de SiGe, formant la couche de canal.

Des analyses de rayons X supplémentaires ont été effectuées pour trouver plus d'informations sur la densité de défauts dans les échantillons dans Fig. 9a-h. Les HRRLMs, qui sont basées sur des mesures bidimensionnelles, ont été effectuées ici comme montré dans Fig. 9a-h. L'indicateur pour la densité de défauts dans les HRRLMs est l'élargissement de la couche SiGe le long de la direction ω (ω est l'angle du faisceau incident). La position des pics Si et SiGe fournit les composantes de contrainte en-parallèle et perpendiculaire à la direction de croissance. Dans l'échantillon-1 et l'échantillon-2, les couches SiGe tel que cultivées montrent un élargissement ω mineur, et la couche est alignée au Si montrant des couches SiGe entièrement tendues (voir Fig. 9a, e). La Figure 9b montre l'échantillon après la gravure verticale, le pic SiGe s'est déplacé vers le substrat Si d'une manière similaire dans les résultats RC dans Fig. 8b indiquant une relaxation de contrainte. Mais étonnamment, l'échantillon gravé sec latéralement (Fig. 9c) montre un élargissement ω clair du pic SiGe le long d'un décalage dans l'espace réciproque, qui est dans la direction hors de l'alignement avec le pic Si. Cependant, l'échantillon gravé humide (dans Fig. 9d) est entièrement aligné en contrainte et a une intensité de couche inférieure à celle gravée sèche (dans Fig. 9c). Dans ce cas, il est attendu que les défauts générés aient des origines différentes dans ces échantillons puisque la nature du processus de gravure est différente. L'échantillon-2 contient deux couches SiGe ; le pic Si_0.93Ge_0.07 a survécu après gravure dans les directions verticale et latérale, tandis que Si_0.78Ge_0.22 a disparu après gravure verticale montrant une relaxation de contrainte complète (Fig. 8f-h). La faible stabilité du processus de l'échantillon-2 pourrait provenir du dopage au P, qui favorise la formation de dislocations de décalage.

Conclusions

Dans ce travail, l'épitaxie de MLs Si dopé au P/SiGe/Si dopé au P ainsi que la gravure de ces MLs comme structures initiales pour vGAAFET a été étudiée. Premièrement, l'incorporation de P dans les MLs Si/SiGe/Si a été étudiée. Différentes stratégies pour l'épitaxie et la structure ML ont été proposées pour éliminer le pic de P ségrégé à l'interface de l'hétérostructure Si/SiGe. Des expériences, l'insertion de couche espaceur non dopée pourrait diminuer le pic de P. Le purging d'hydrogène pour éliminer les atomes de P excédentaires n'était pas très utile et les dimères P-P stables ne pouvaient pas être entièrement éliminés. La substitution de SiH₄ par SiH₂Cl₂ comme précurseur Si pour introduire la chimie Cl pendant la croissance a diminué le pic de P ségrégé de manière remarquable en raison des réactions de surface actives du Cl. L'impact des couches espaceurs Si_0.93Ge_0.07 après Si dopé au P a également été étudié. Les résultats ont montré que le pic de P à l'interface SiGe a disparu, tandis que l'incorporation de P dans ces couches s'est améliorée d'un ordre de grandeur. Dans la deuxième partie de cette étude, la gravure verticale des MLs Si/SiGe/Si a été effectuée pour former des NWs, et plus tard, dans ces NWs, le SiGe a été gravé sélectivement humide ou sec. La gravure humide était sensible à la concentration de dopant ; pendant ce temps, la gravure sèche était sensible à la teneur en Ge. La gravure sèche était plus appropriée pour les structures de type n avec un profil de gravure uniforme et une sélectivité plus élevée. Pour les MLs Si dopé au P/Si_0.86Ge_0.14/Si dopé au P, la sélectivité était de 5,8 avec gravure sèche et 4,2 pour gravure humide. La sélectivité des MLs Si_0.93Ge_0.07 dopé au P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopé au P était de 6,3 avec gravure sèche et 2,5 avec gravure humide. La contrainte dans SiGe était principalement préservée dans Si/SiGe/Si après gravure verticale et latérale ; pendant ce temps, cette contrainte dans les MLs avec couche espaceur Si_0.93Ge_0.07 introduite avait une faible stabilité après le processus de gravure.