Optimierung phosphordotierter Si/SiGe-Multilagen für Hochleistungs-Vertikale Gate-All-Around-Transistoren

Zusammenfassung

Vertikale Gate-All-Around-Feldeffekttransistoren (vGAAFETs) gelten als potenzielle Kandidaten, um FinFETs für fortschrittliche integrierte Schaltkreise bei/über dem 3-nm-Technologieknoten zu ersetzen. Ein Multilayer (ML) aus Si/SiGe/Si wird üblicherweise epitaktisch gewachsen und verarbeitet, um vertikale Transistoren zu bilden. In dieser Arbeit wurden die P-Inkorporation in Si/SiGe/Si und das vertikale Ätzen dieser MLs gefolgt von selektivem Ätzen von SiGe in lateraler Richtung zur Bildung von Strukturen für vGAAFETs untersucht. Mehrere Strategien wurden für die Epitaxie vorgeschlagen, wie Wasserstoff-Purge zur Verringerung des Zugangs von P-Atomen auf der Si-Oberfläche, und/oder Einfügen von Si- oder Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Spacer-Schichten auf beiden Seiten der P-dotierten Si-Schichten, und Ersetzen von SiH₄ durch SiH₂Cl₂ (DCS). Experimentelle Ergebnisse zeigten, dass Segregation und Auto-Dotierung auch durch Zugabe von 7 % Ge zu P-dotiertem Si gelindert werden konnten. Die Struktur wies gute Gitterqualität und nahezu keine Spannungsrelaxation auf. Das selektive Ätzen zwischen P-dotiertem Si (oder P-dotiertem Si₀.₉₃Ge₀.₀₇) und SiGe wurde ebenfalls mittels Nass- und Trockenätzen diskutiert. Die Leistung und Selektivität verschiedener Ätzmethoden wurden verglichen. Diese Arbeit liefert Erkenntnisse, wie man den Herausforderungen oder Schwierigkeiten der Epitaxie und des Ätzens von n-Typ-Schichten in vertikalen GAAFET-Strukturen begegnen kann.

Einleitung

Da die Skalierung der komplementären Metall-Oxid-Halbleiter (CMOS) ihre physikalische Grenze erreicht, schwächen Kurzkanaleffekte die Transistorleistung erheblich. Eine Lösung für diese Probleme sind neue Transistor-Designs, z. B. GAAFETs (Gate-All-Around-Feldeffekttransistoren), die auch als vielversprechendste Kandidaten für nanoskalige Transistoren bis zum 3-nm-Technologieknoten gelten. Laterale und vertikale Nanodrähte/Nanosheets sind laut International Roadmap for Devices and Systems (IRDS) 2020 die Hauptstrukturen, um FinFETs zu ersetzen. Vertikale GAAFETs (vGAAFETs) bieten freie Designflexibilität bei der Gatellänge und großes Potenzial zur Erhöhung der Integrationsdichte. Es gibt zwei Hauptkategorien zur Implementierung vertikaler Nanodrahtstrukturen: Bottom-Up und Top-Down. Die Bottom-Up-Methode führt Metallkatalysatoren ein, was Prozesskompatibilitätsprobleme verursachen kann. Die Top-Down-Methode ist in der Industrie der Mainstream, wegen besserer Kontrolle der Nanodrahtkonfiguration und Kompatibilität mit FinFETs. Die Top-Down-Methode zur Fertigung vertikaler GAAFETs zieht viel Aufmerksamkeit auf sich. Selbstausrichtende Gates mit präziser Gatellängenkontrolle waren ein entscheidendes Problem. Um eine bessere effektive Gatellängenkontrolle zu erreichen oder Variation zu reduzieren, könnte die Gatellänge primär durch die Dicke des Kanalsmaterials bestimmt werden, das epitaktisch auf einer flachen Unterseite gewachsen ist, wie Si/SiGe/Si, wobei SiGe das Kanalsmaterial war. Zudem liegt eine weitere kritische Integrationsherausforderung in der Dotierung zwischen Kanal- und S/D-Bereichen, besonders mit scharfer Übergangskontrolle. Im Vergleich zum traditionellen Source/Drain-Implantationsprozess vereinfacht der Epitaxieprozess die Fertigung, reduziert Oberflächenschäden und erreicht ein uniformes Dotierprofil. Allerdings ist die P-dotierte Si/SiGe/P-dotierte Si-Sandwichstruktur aufgrund von Segregation, Auto-Dotierung und Ausdiffusion der gängigsten n-Typ-Dotierstoffe Phosphor, Arsen und/oder Antimon an der Si/SiGe-Grenzfläche in CVD-Systemen schwer epitaktisch zu wachsen. Daher sammeln sich die segregierten Donatoratome an der Si/SiGe-Grenzfläche an, und die SiGe-Schicht würde dotiert, was die Transistorleistung mit hoher Leckage verschlechtern kann.

Eine Strategie zur Hemmung der Dotierstoffsegregation ist die Anwendung sehr niedriger Wachstumstemperaturen. Es gibt eine Reihe von Berichten, die viele Anstrengungen unternehmen, n-Typ-Dotierung durch Molekularstrahlepitaxie (MBE) zu wachsen; diese Methode wurde jedoch nicht für CVD angewendet. MBE-Anlagen sind meist Single-Chip-Design, erfordern Hochvakuum und haben langsamen Durchsatz. Zudem sind MBE-Anlagen nicht mit Wafergrößen über 8 Zoll in der Industrie kompatibel. Daher ist MBE-Technologie nicht für industrielle Massenproduktion geeignet. RPCVD-Systeme hingegen haben starke Produktionskapazität und einfache Anlagenstruktur, was für die IC-Industrie geeignet ist. Die erste Idee für RPCVD-Wachstum ist die Regulierung des Wasserstoffflusses in der Kammer, da Wasserstoff das Trägergas ist und die Kinetik der Vorläufergase beeinflussen kann. Li et al. berichteten, dass Wasserstoff die Bindungsstruktur der Wirtsatome an der Oberfläche ändert und die Segregationsenergie durch Anwenden niedriger Wachstumstemperatur in RTCVD-Systemen reduziert. Der Effekt von Wasserstoff wurde jedoch an der Si/SiGe-Grenzfläche in RPCVD-Systemen nicht untersucht. Suvar et al. fügten 30 nm undotierte Si-Spacer-Schichten zwischen P-dotiertem Si und SiGe ein, um die P-Konzentration an der Grenzfläche um den Faktor 4 zu senken (von 8 × 10¹⁹ cm⁻³ auf 2 × 10¹⁹ cm⁻³), aber der P-Dotierpeak konnte nicht eliminiert werden. Bennett et al. untersuchten den Einfluss von Spannung auf n-Typ-Dotierung in Si. Die Festkörperlöslichkeit der Dotierung wurde durch Einführen von Zugspannung in Si erhöht. Christensen et al. fanden keine signifikante Abhängigkeit der P-Diffusivität vom Ge-Gehalt in Si₁₋ₓGeₓ (0 ≤ x ≤ 0,22). Und die P-Diffusionskoeffizienten wiesen wenig Unterschied zwischen entspanntem Si und biaxial kompressiv-gespanntem SiGe auf. Zangenberg et al. beobachteten eine Erhöhung des Diffusionskoeffizienten um den Faktor 2 bei 825 °C für entspanntes Si₀.₈₈Ge₀.₁₂.

In dieser Arbeit wurden mehrere Methoden vorgeschlagen, um die P-Inkorporation in Si in einem Multilayer aus Si/SiGe/Si mittels RPCVD zu verbessern. In den Experimenten wurden verschiedene Strategien wie Wasserstoff-Purge, Einfügen undotierter Spacer-Schichten, Ändern des Si-Vorläufers von SiH₄ zu SiH₂Cl₂ (DCS) und Modulation des Spannungsprofils durch Einführen von Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Opferschichten auf beiden Seiten der SiGe-Schicht vorgestellt. Darüber hinaus wurde das selektive Ätzen von SiGe diskutiert, um dünne SiGe-Schichten (als Kanalschicht vorgesehen) zu bilden. Die Ätzeigenschaften von Nass- und Trockenätzwerkzeugen wurden ebenfalls verglichen. Die endgültige Struktur ist für vGAAFETs für sub-10-nm-Technologieknoten in der Zukunft vorgesehen.

Methoden

Si/SiGe/Si-Multilagen (MLs) wurden auf 200-mm-Si-<100>-Wafern mit RPCVD (ASM Epsilon 2000) Anlagen gewachsen. Die Si-Substrate wurden mit einer Mischlösung aus H₂SO₄ und H₂O₂ gereinigt, gefolgt von verdünnter HF zur Entfernung des nativen Oxids vor dem Einlegen in die Loadlocks der Epitaxiekammer. Die Proben wurden in-situ durch Ausheilen bei 1050 °C gereinigt, um das native Oxid zu entfernen und eine hochwertige Si-Oberfläche zu erhalten. Die Vorläufer für Si, Ge und P waren SiH₄ (oder SiH₂Cl₂), 10 % GeH₄ in H₂ und 2 % PH₃ in H₂. Die Wachstumstemperatur betrug 650 °C, während der Kammdruck während der Epitaxie bei 80 Torr gehalten wurde. In einigen Experimenten wurde der Kammdruck auf 10 Torr reduziert, um P-dotierte Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Schichten in den Source/Drain (S/D) Bereichen zu wachsen. Der Ge-Gehalt in der SiGe-Kanalschicht wurde konstant bei 0,22 gehalten. Zur Untersuchung der selektiven Ätzeigenschaften wurden 50 nm Nitrid/30 nm Oxid als Hardmask zum Schutz der unteren MLs abgeschieden. Lithografie und trockenes anisotropes vertikales Ätzen wurden durchgeführt, um separate Quader-Muster zu bilden. Selektive Ätzversuche wurden mit Nassätzwerkzeug HF (6 %):H₂O₂ (30 %):CH₃COOH (99,8 %) = 1:2:4 und Trockenätzwerkzeug CF₄:O₂:He = 4:1:5 durchgeführt.

Die Si/SiGe/Si MLs wurden durch Hochauflösungs-Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM), energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX), hochauflösende Röntgendiffraktometrie (HRXRD) und hochauflösende Reziproke-Gitter-Karte (HRRLM) von Bruker JV Delta-x, Rasterelektronenmikroskopie (SEM) von Hitachi (Japan) und Sekundärionen-Massenspektrometrie (SIMS) charakterisiert.

Ergebnisse und Diskussion

Epitaxie von P-dotierten Si/SiGe/Si MLs

In dieser Studie wurde die Inkorporation von P in Si und SiGe zunächst untersucht. Die ML-Strukturen sind in Abb. 1a dargestellt. Ein ML aus P-dotiertem Si/undotiertem Si mit steigendem PH₃-Fluss wurde gewachsen, und die Schichtprofile wurden durch SIMS in Abb. 1b untersucht. Die Abbildung zeigt, dass die P-Konzentration ansteigt und das höchste Niveau von 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³ erreicht. Zwei weitere Proben mit Profilen „P-dotiertes Si/Si₀.₇₂Ge₀.₂₈/P-dotiertes Si“ und „Si/P-dotiertes Si₀.₇₂Ge₀.₂₈/Si“ wurden entworfen, und das P-Profil ist in Abb. 1c, d dargestellt. In Abb. 1c wird ein P-Aufbau an den Grenzflächen von P-dotiertem Si/Si₀.₇₂Ge₀.₂₈-Multilagen beobachtet. Der interfaciale P-Aufbau nimmt mit steigender P-Konzentration von unten nach oben in den Multilagen zu, und die höchste Konzentration beträgt 1,6 × 10²⁰ cm⁻³, was das 6-fache der Konzentration in Abb. 1b (2,6 × 10¹⁹ cm⁻³) ist. In dotierten Si₀.₇₂Ge₀.₂₈-Schichten (Abb. 1d) sind die P-Konzentrationen bemerkenswert höher, und es gibt keine Peaks an der Grenzfläche. Aufgrund der Dotierung ist der Ge-Prozentsatz leicht erhöht. Dieses Verhalten hängt mit der verstärkten Adsorption von SiH₄ und GeH₄ in Gegenwart von PH₃ zusammen. Außerdem sind aufgrund der Dotierung die Schichtdicken zwischen Abb. 1c, d unterschiedlich, obwohl sie die gleiche Wachstumszeit haben. Das bedeutet, dass P-Dotierung das Wachstumstempo von Si₀.₇₂Ge₀.₂₈-Schichten und die Absorption von GeH₄ erhöht, während das Wachstumstempo von Si durch P-Adsorption verzögert wird. Diese Phänomene sind konsistent mit den Ergebnissen in Refs. [36,37,38]. Aus dem Obigen sind P-Segregation und Auto-Dotierung an der Si/SiGe-Grenzfläche schwerwiegend. Der P-Dotierpeak an der Si/SiGe-Grenzfläche führt zu unbeabsichtigter Dotierung in der SiGe-Schicht. Da SiGe als Kanalschicht in den Transistoren vorgesehen ist, würden inhomogene Dotierprofile oder hohe Hintergrunddotierungsniveaus die Bauelementanwendungen beschränken. Mehrere Methoden zur Eliminierung des P-Peaks werden im Folgenden diskutiert. Für besseren Vergleich sind alle SiGe-Schichten gespannt, und das Flussverhältnis von SiH₄ (SiH₂Cl₂) und GeH₄ für die SiGe-Schicht wurde in allen Experimenten nicht verändert.

Einfluss von Spacer-Schichten

Undotierte Si-Spacer-Schichten wurden zwischen der unteren dotierten Si-Schicht und der undotierten SiGe-Schicht eingefügt, um überschüssige P-Atome zu absorbieren. Abb. 2a zeigt das schematische Diagramm der entworfenen Struktur, und Abb. 2b–d demonstrieren die Profilergebnisse von integrierten Si-Spacern mit Dicken von (b) 3 nm, (c) 5 nm und (d) 10 nm. Die Peaks des P-Aufbaus werden reduziert, während Si/Ge-Prozentsatz und P-Konzentration in Si-Schichten konstant bleiben wie in Abb. 2b–d. Der P-Aufbau-Peak wird um 82 % reduziert, von 4 × 10¹⁹ cm⁻³ in Abb. 2b auf 7 × 10¹⁸ cm⁻³ in Abb. 2d, wenn die Spacer-Dicke X_b von 3 auf 10 nm erhöht wird. Die Erhöhung der Dicke undotierter Si-Spacer-Schichten erhöht die Absorption überschüssiger P-Atome. In Abb. 2d beträgt die Steigung des P-Profils an der Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si-Oberfläche 15,9 nm/dec, während an der Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄-Grenzfläche die Steigung 31,3 nm/dec beträgt. Allerdings ist eine zu dicke Si-Spacer-Schicht keine geeignete Lösung, da der Schichtwiderstand zunimmt. Daher muss ein Kompromiss zwischen Schichtwiderstand und unkontrolliertem P-Profil für Transistoren gefunden werden. Abb. 2 zeigt auch, dass der Einfluss der Spacer-Schicht zwischen den Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄-Schichten (X_b) anders war als die Schicht zwischen den Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si (X_t). In Abb. 2b, c betrugen die Spacer-Dicken zwischen den Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si 3 nm und 5 nm, während in Abb. 2d keine Spacer-Schicht eingefügt wurde. Dennoch ist die Steigung des P-Profils an der Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si gleich (ca. 15,9 nm/dec), obwohl in Abb. 2d die obere Spacer-Schicht entfernt wurde, aber kein Einfluss auf das Dotierprofil beobachtet wurde. Aus den obigen Ergebnissen war der P-Peak nur an der Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄-Grenzfläche vorhanden, was möglicherweise auf die Löslichkeitsgrenze zurückzuführen ist; die überschüssigen P-Atome können P-P-Dimere an der Oberfläche bilden und in die SiGe-Kappenschicht inkorporiert werden. Zudem gibt es eine Auto-Dotierung von P während des SiGe-Wachstums nach P-dotiertem Si. Daher wurden Methoden gesucht, um die überschüssigen P-Atome zu beseitigen oder die Si-Löslichkeit zu verbessern.

Einfluss von Wasserstoff-Purge an der Si/SiGe/Si ML-Grenzfläche

In diesem Abschnitt wurde die Si-Spacer-Schicht auf 5 nm fixiert, und Wasserstoff-Purge wurde eingeführt, um überschüssige P-Atome nach dem P-dotierten Si-Wachstum zu beseitigen. Aus Abb. 3c, d ist ersichtlich, dass die Erhöhung des Wasserstoffflusses von 20 auf 60 sccm und der Purge-Zeit von 2 auf 10 min keinen offensichtlichen Effekt auf den P-Peak hat. Die Dotierkonzentration in Si beträgt 3 × 10¹⁹ cm⁻³, was dem in Abschnitt „Einfluss von Spacer-Schichten“ diskutierten Wert entspricht. Die P-Peak-Konzentration an der Grenzfläche ist gleich der Konzentration in Si aus Abb. 3d. Die Schichtdicken sind unter verschiedenen Purge-Bedingungen gleich. Die P-Atome können nicht durch Wasserstoff beseitigt werden; dies kann durch die Bildung stabiler P-Komplexe an der Oberfläche erklärt werden. Durch Ändern von Parametern wie Temperatur, Druck, Purge-Zeit wäre es hilfreich, aber zu lange Purge-Zeit ist aufgrund der Zeitkosten nicht geeignet, und hohe Temperaturen (> 950 °C) verursachen Si-Ge-Interdiffusion.

Einfluss der Wachstumschemie auf P-Inkorporation

In diesen Experimenten wurde der Si-Vorläufer SiH₄ durch SiH₂Cl₂ (DCS) ersetzt. In diesen Proben waren die Wachstumsparameter dieselben wie zuvor, und die Strukturen enthalten 5 nm Si-Spacer-Schicht und die Purge-Zeit beträgt 5 min mit Fluss von 60 sccm. Die Idee dahinter ist zu untersuchen, ob Cl-basierte Chemie die überschüssigen P-Atome an der Si-Oberfläche beseitigen kann und Reaktionen von P-Cl, Si-Cl oder Ge-Cl stattfinden können. Aus Abb. 4 reduziert sich die P-Peak-Konzentration um den Faktor 2 (von 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³ auf 1,3 × 10¹⁹ cm⁻³), und die P-Konzentrationen in Si-Schichten betragen 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³. Der geschätzte Ge-Gehalt beträgt 30 %, was höher ist als SiGe mit SiH₄. Der höhere Ge-Gehalt zeigt, dass Cl bevorzugt Si-Atome an den Oberflächenreaktionen entfernt. Dieses Ergebnis kann auch durch das unterschiedliche Verhältnis von Gasflussverhältnis und Ge-Konzentration mit SiH₄ und SiH₂Cl₂ gasförmigen Vorläufern erklärt werden. Eine andere Erklärung war, dass Ge-Atome die Wasserstoffdesorption erhöhen, dann freie Nukleationsstellen zunehmen. Die P-Konzentrationssteigung der Si₀.₇Ge₀.₃/Si-Grenzfläche betrug 13,2 nm/dec, was etwas schärfer war als die Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si-Grenzfläche (15,9 nm/dec). Die Steigung des P-Profils an der Si/Si₀.₇Ge₀.₃-Grenzfläche betrug 20 nm/dec. Daher kann durch Einführen von mehr HCl oder Erhöhen des Gasflussverhältnisses von SiH₂Cl₂ und GeH₄ die segregierten P-Atome an der dotierten Si-Oberfläche durch HCl geätzt werden, um P-Cl-Dimere zu bilden, und die P-Peak-Konzentration an Si/SiGe könnte niedriger sein.

Einfluss des Ge-Gehalts auf P-Profil

Wie zuvor diskutiert, war die Inkorporation von P in SiGe bemerkenswert höher als in Si. Daher könnte dies die Idee aufwerfen, einige Prozent Ge (7 %) in Si-Spacern (5 nm) hinzuzufügen, um die Inkorporation von P in Si zu verbessern. Es ist erwähnenswert, dass unser Zweck nicht ist, den Charakter von P-dotiertem Si signifikant zu ändern, sondern die Segregation von P in Si zu behindern. In diesen Proben wurde der Kammdruck während des Wachstums der Spacer-Schichten auf 10 Torr reduziert. Das dotierungsabhängige Wachstumstempo und der Ge-Prozentsatz wären unter dieser Bedingung wichtig. Aus Abb. 5b waren die oberen und unteren Schichten 110 nm Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ mit P-Konzentration von 1 × 10²⁰ cm⁻³, die mittlere Schicht war 40 nm Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ mit P-Konzentration von 3,5 × 10¹⁹ cm⁻³. Die P-Konzentrationssteigung von P-dotiertem Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ betrug ca. 33 nm/dec. Die Steigung war nicht scharf, weil der Ge-Prozentsatzunterschied zwischen den beiden Schichten nicht groß genug war. In Abb. 5d wurden drei Schichten von P-dotiertem Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/P-dotiertem Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ MLs gewachsen, um die Dotieruniformität zu verifizieren, und ihr Strukturdiagramm war in Abb. 5c dargestellt. Es ist zu sehen, dass von unten nach oben die P-Konzentration abnahm, was durch den Memory-Effekt von P erklärt werden kann. Die residualen P-Atome in der Kammer oder diffundierten P-Atome akkumulieren an der Filmoberfläche und blockieren freie aktive Stellen an der Oberfläche. Obwohl der P-Peak eliminiert worden war, war die Segregation zwischen Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ und Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ immer noch schwerwiegend.

Selektive Ätzeigenschaften von Si/SiGe/Si MLs

Wenn die ML-Struktur erfolgreich gewachsen ist (unter Verwendung der oben genannten Wachstumsstrategien), werden die NWs durch vertikales Ätzen mit SiO₂/SiN als Hardmask gebildet. Anschließend muss die SiGe-Schicht in lateraler Richtung selektiv zu Si geätzt werden, um die Kanalschicht mit einer definierten Breite zu bilden. In diesen Experimenten wurden zwei Arten von ML-Strukturen ausgewählt: P-dotiertes Si/SiGe/P-dotiertes Si (Sample-1, in Abb. 2c) und P-dotiertes Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/P-dotiertes Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ (Sample-2, in Abb. 5b). Diese Auswahl erfolgte gemäß den obigen Diskussionen, wo die Ausdiffusion von P (teilweise) unterdrückt wurde, sowie aus Perspektiven der Bauelementanwendung.

Das Ätzen in vertikaler Richtung wurde durch Trockenätzen durchgeführt, während für laterales Ätzen ein selektives Trocken- oder Nassätzen angewendet wurde. Die Ätzprofile von Sample-1 sind in Abb. 6a, b dargestellt. Und das TEM-Bild und EDS-Mapping von Abb. 6a wurde in Abb. 7 gezeigt. In diesen Experimenten ist die Hardmask Oxid/Nitrid. Abb. 6a zeigt nach 11,5 s Trockenätzen von CF₄/O₂/He. Die Ätzselektivität von Si₀.₈₆Ge₀.₁₄ und P-dotiertem Si beträgt 5,8. Abb. 6b zeigt nach 20 min Nassätzen von HF (6 %)/H₂O₂ (30 %)/CH₃COOH (99,8 %). Das Nassätzen hat die Hardmask (SiO₂/SiN) entfernt, und als Ergebnis wurde die Si-Kappenschicht ebenfalls ~10 nm geätzt. Wie im Abschnitt „Einfluss von Spacer-Schichten“ diskutiert, gibt es einen P-Aufbau an der P-dotierten Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄-Grenzfläche. Das Nassätzen ist empfindlich gegenüber dem Dotiergrad; daher wurde die erste Grenzfläche schneller geätzt. Als Ergebnis ist die vordere Ätzgrenzfläche nicht vertikal, sondern facettiert oder angewinkelt. Die durchschnittliche Selektivität war kleiner als 4,2. Vergleicht man die beiden Ätzmethoden, ist Trockenätzen empfindlich gegenüber Ge-Prozentsatz mit besserer Selektivität von SiGe, während Nassätzen empfindlich gegenüber Dotierkonzentration ist. Die Ätzungen von Sample-2 werden auch in Abb. 6c, d untersucht. Ähnliche Phänomene wurden in diesem Sample beobachtet, während die SiGe-selektiv geätzten Tiefen tiefer waren (Abb. 6a, c) aufgrund höherem Ge-Prozentsatz. Im Trockenätzen betrug die Selektivität von Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ und P-dotiertem Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ 6,3, während im Nassätzen die durchschnittliche Selektivität kleiner als 2,5 war. Daher war Trockenätzen in Betrachtung von Ätzeinheitlichkeit und Selektivität die bessere Wahl.

Weitere Analysen wurden durchgeführt, um die Spannung nach Ätzschritten in Sample-1 und Sample-2 zu untersuchen. Abb. 8a–h zeigt (004) Rocking Curves (RCs) von diesen Proben wie folgt: as-grown, nach vertikalem Ätzen, und SiGe laterales Ätzen mittels Nass- und Trockenätzen. In der RC-Analyse ist die Verbreiterung (Full-Width-Half-Maximum oder FWHM) ein Indikator für die Defektdichte, und die Position des SiGe-Peaks im Vergleich zu Si bestimmt den Spannungsbetrag in der Schicht. Wir betonen hier, dass die Peakverbreiterung auch auf die dünne Dicke der Schicht zurückzuführen sein kann. Daher wird es schwierig sein, aus der RC-Analyse den Beitrag der Defektdichte zu unterscheiden, aber wir können nur FWHM in einigen Erweiterungen in diesen Analysen vergleichen. In diesen RCs hat Sample-1 (Abb. 8a–d) eine einzelne SiGe-Schicht; Sample-2 (Abb. 8e–h) zeigt hingegen zwei Peaks, die 7 % und 22 % Ge repräsentieren. Für as-grown Proben wird eine Interferenz des Röntgenstrahls beobachtet, die Dickenschicht-Fringes verursacht. Das Auftreten dieser Fringes zeigt eine hochwertige SiGe/Si-Grenzfläche an. In RCs von Sample-1 und Sample-2 hat sich der Ge-Peak in Richtung des Si-Substrat-Peaks verschoben, was Spannungsrelaxation anzeigt. Nach lateralem Trockenätzen von SiGe wurde keine weitere Verschiebung des Ge-Peaks detektiert. Dies ist ein vielversprechendes Ergebnis für die Transistorleistung, da die Trägerbeweglichkeit im Kanalbereich von der Spannung abhängt. Gleichzeitig wurde die Spannung für nass-geätztes SiGe stärker relaxiert, und eine stärkere Verschiebung in Richtung Substrat-Peak wurde beobachtet. Dies zeigt, dass Nassätzen nicht für laterales SiGe-Ätzen geeignet ist, um die Kanalschicht zu bilden.

Weitere Röntgenanalysen wurden durchgeführt, um mehr Informationen über die Defektdichte in den Proben in Abb. 9a–h zu erhalten. HRRLMs, die auf zweidimensionalen Messungen basieren, wurden hier wie in Abb. 9a–h gezeigt durchgeführt. Der Indikator für die Defektdichte in HRRLMs ist die Verbreiterung der SiGe-Schicht entlang der ω-Richtung (ω ist der Einfallswinkel des Strahls). Die Position der Si- und SiGe-Peaks liefert die Spannungskomponenten parallel und senkrecht zur Wachstumsrichtung. In Sample-1 und Sample-2 zeigen die as-grown SiGe-Schichten geringfügige ω-Verbreiterung, und die Schicht ist zum Si ausgerichtet, was vollständig gespannte SiGe-Schichten zeigt (Abb. 9a, e). Abb. 9b zeigt das Sample nach vertikalem Ätzen, der SiGe-Peak hat sich in ähnlicher Weise in Richtung Si-Substrat verschoben wie in den RC-Ergebnissen in Abb. 8b, was Spannungsrelaxation anzeigt. Überraschenderweise zeigt das lateral trocken-geätzte Sample (Abb. 9c) eine klare ω-Verbreiterung des SiGe-Peaks zusammen mit einer Verschiebung im reziproken Raum, die in Richtung aus der Ausrichtung mit dem Si-Peak geht. Das nass-geätzte Sample (in Abb. 9d) ist jedoch vollständig spannungsausgerichtet und hat eine geringere Schichtintensität als das trocken-geätzte (in Abb. 9c). In diesem Fall wird erwartet, dass die erzeugten Defekte unterschiedliche Ursprünge in diesen Proben haben, da die Natur des Ätzprozesses unterschiedlich ist. Sample-2 enthält zwei SiGe-Schichten; der Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Peak überlebt nach Ätzen in sowohl vertikaler als auch lateraler Richtung, während Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ nach vertikalem Ätzen verschwindet und vollständige Spannungsrelaxation zeigt (Abb. 8f–h). Die schlechte Prozessstabilität von Sample-2 könnte von P-Dotierung herrühren, die die Bildung von Fehlanpassungsdislokationen fördert.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit wurde die Epitaxie von P-dotierten Si/SiGe/P-dotierten Si MLs zusammen mit dem Ätzen dieser MLs als initiale Strukturen für vGAAFETs untersucht. Zunächst wurde die Inkorporation von P in Si/SiGe/Si MLs studiert. Verschiedene Strategien für die Epitaxie und ML-Struktur wurden vorgeschlagen, um den P-segregierten Peak an der Grenzfläche der Si/SiGe-Heterostruktur zu eliminieren. Aus Experimenten konnte das Einfügen undotierter Spacer-Schichten den P-Peak verringern. Wasserstoff-Purge zur Beseitigung überschüssiger P-Atome war nicht sehr hilfreich, und stabile P-P-Dimere konnten nicht vollständig entfernt werden. Das Ersetzen von SiH₄ durch SiH₂Cl₂ als Si-Vorläufer zur Einführung von Cl-Chemie während des Wachstums verringerte den segregierten P-Peak bemerkenswert aufgrund aktiver Cl-Oberflächenreaktionen. Der Einfluss von Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Spacer-Schichten nach P-dotiertem Si wurde ebenfalls untersucht. Die Ergebnisse zeigten, dass der P-Peak an der SiGe-Grenzfläche verschwand, während die P-Inkorporation in diesen Schichten um eine Größenordnung verbessert wurde. Im zweiten Teil dieser Studie wurde das vertikale Ätzen von Si/SiGe/Si ML durchgeführt, um NWs zu bilden, und später wurde in diesen NWs das SiGe selektiv nass- oder trockengeätzt. Das Nassätzen war empfindlich gegenüber Dotierkonzentration; Trockenätzen war empfindlich gegenüber Ge-Gehalt. Trockenätzen war für n-Typ-Strukturen mit einheitlichem Ätzprofil und höherer Selektivität geeigneter. Für P-dotierte Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/P-dotierte Si MLs betrug die Selektivität 5,8 beim Trockenätzen und 4,2 beim Nassätzen. Die Selektivität von P-dotierten Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/P-dotierten Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ MLs betrug 6,3 beim Trockenätzen und 2,5 beim Nassätzen. Die Spannung in SiGe wurde in Si/SiGe/Si nach vertikalem und lateralem Ätzen weitgehend beibehalten; hingegen hatte diese Spannung in MLs mit eingeführten Si₀.₉₃Ge₀.₀₇-Spacer-Schichten nach Ätzprozess schlechte Stabilität.