走査型電子顕微鏡による半導体材料における拡張欠陥の総合的な特性評価

半導体材料における拡張欠陥の、構造的、電気的および光学的特性は、走査型電子顕微鏡で異なる実験法によって調べました。一般的に、同じサンプルに、さらに粒界や転位の局所的な配列のような明確な単一欠陥のサンプル調製を、に関するいくつかの努力でこれらの特性を調べることが可能です。しかし、物理的欠陥の特性の検査に使用される半導体材料と、一次電子ビームの特異的相互作用の生成物に、CL、EBICまたはccEBSD調査することによって達成することができる空間分解能が互いに異なることに留意すべきです。 図1において、概略図面はEBIC調査のための低温でのCL測定に適したSEM（ 図1A）、アセンブリの適切なセット・アップするために与えられている（ 図1B </>強い）と同様に（CC）EBSD試験（ 図1C）のために必要な主なハードウェア要素のレイアウト。 ここに与えられた全ての代表的な結果は、間接の電子バンド構造を有する半導体材料のためのショーケースとしてシリコンについて得られます。このバンド構造は、直接バンドギャップ構造を有する半導体に比べて放射遷移の低い確率のためにすべての発光測定を妨げます。統計的に確実な結果を得るために十分な発光強度を実現することは困難です。以下では、実験手順は、塑性変形によってだけでなく、シリコン単結晶中の液相の再結晶化により誘導される転位の調査のために記載されています。また、ツイン粒界シリコン双結晶と低角粒界の研究が提示されています。 図2Aは、温度は、熱電対によって測定された凍結試料ホルダへの良好な熱的接触を保証するために、インジウム箔上のサンプルの適切な位置決めの一例を示しています。これは、シリコンのために、約200〜500μmの試料の厚さは、バージン状態でSi単結晶を測定した。図2（b）に与えられた5 KでのCLスペクトルまでの温度で凍結CL調査によく適していることが実験的に証明されました、塑性変形後および追加のアニール後。 SEM内の電子ビームを20 kVでの電子ビームの加速電圧と大容量に起因した電子 – 正孔対の生成に高いCL強度を生じるデフォーカス走査モード、（約45のNaプローブ電流で運転しました適度な励起密度と（450×250×3）μmの3）について。この走査モードでは、試料表面はWD = 15 mmの上に実際にあるが、電子的にWD = 0が調整されます。 Cの場合L画像は、当然のことながら、電子ビームは、数nmの試料表面上でなく、デフォーカス走査モードで一次電子の一部ミクロンの同じ侵入深さの電子ビームのスポット径を得ている集束されなければなりません。 1,024×768ピクセルの店舗解像度の画像あたりの収集時間は、電子ビームの走査速度14の画素平均化モードでは約10分でした。これは、計算され、実験的にデフォーカス走査モードで調査中のサンプル領域の温度が原因で、電子ビームへの熱エネルギーの移動により一部の0.1 K以下で増加されていないことが確認されました。フォーカスされたモードでは、地元のサンプル加熱が強く順番にサンプルドーピングと温度自体20に依存し熱伝導率に依存します。フロートゾーン成長したSiサンプル、pドープされたホウ素で10〜15 cm -3で、集束走査モードでの濃度での局所的な温度上昇ΔTのため約2 Kは、5 Kのクライオスタットの温度で発生し、25 K.でΔT≈0.3 Kの転位の光学的特性を研究するために、バルクSi試料を420℃で295 MPaのに第二変形工程に続いて、800℃で16メガパスカルの圧力で塑性変形を行いました。変形した試料の一部の表面に、図2（c）に示すスリップラインは、二つの異なる111指向すべり面上の転位の滑りプロセスによって引き起こされます。スリップラインは、後方散乱電子（BSE）によって可視化することができます。スリップラインは、転位のほとんどが整列されている格子面の痕跡を示しています。単色CL（モノCL）像（ 図2Dおよび2E）は D4とD3発光バンドのエネルギッシュな位置で取得したとスリップラインによる表面トポグラフィープロファイルから大幅に低下していません。これは、CLの調査aで確認しましたFTER CL強度ストライプパターンはすべり面のトレースに平行な本来波状の試料表面上と同じほぼ不変の発光ストライプのパターンを示した慎重な表面研磨。画像から定量的にCL発光強度の局所分布を分析するために計画されている場合には、CLの画像は、CL信号と濃淡値との関係を線形範囲内に記録しなければなりません。この関係は、画像のグレー値と所定のコントラストと検出器の輝度値での光電子増倍管の絶対的な信号の間の相関を測定することによって実験的に決定することができます。試料表面上のCL強度の小さな変化を可視化することを意図している場合は、逆に、最良の結果を得るために、非線形信号対グレイ値の関係は、SEMの撮像処理中に既に適用されるべきです。低温でのバルクシリコン試料のCL像の空間分解能は、相互作用の大きさによって決定されます試料中の一次電子の量は、この相互作用体積の大きさは、電子-正孔対21の放射再結合のための体積よりもわずかに小さいからです。集中的かつ固定ビームのための相互作用容積の直径は、与えられた実験条件の22の下で約3μmです。 ccEBSDによって拡張された欠陥の周囲の歪み場の推定はあっても非常に緊張したサンプル領域に十分な品質を持つ菊池パターンの記録を必要とします。一例が図3Aに示されています。これらのパターンを得るために、試料表面は、望ましくない表面層があってはならない（酸化物、炭素汚染、 など ）。良好な結果は以下の実験パラメータを用いて達成することができます：電子ビーム20のkeVと12 nAに、WD = 15ミリメートルで、入射ビームに対して60°、70°、2×2のEBSD DETE間の通常の試料表面の傾きで測定点と菊地のストレージあたり5〜10フレームを平均672×512ピクセルの解像度をもたらすCTORピクセルビニング、EBSD検出器にフレームあたり20〜43ミリ秒の間に高、露光時間に設定された信号の増幅利得、索引付けせずに、各測定点のための画像としてパターン。 1菊池パターンの総取得時間を読み出して格納フレームの数とビームシフトのために必要な時間のために、数10ミリ秒を乗じた露光時間から推定することができます。 50nmの値は、EBSDマッピング内の2つのサンプルの位置の間の良好な最小ステップサイズであることが実験的に判明しました。これは、電子線回折コントラストのために達成可能な解像度に関する最近の理論的考察23と一致しています。 EBSDマッピング中にビームドリフトを回避するために、マップを実行する前に、関心領域のすぐ近くでビーム走査で少なくとも15分を待つことをお勧めします。それだけEBSD線が傾斜軸が同一線上に基準パターンを現実的な歪みデータを提供する試料と平行に走査することが見出されました。そうでなければ、実際のサンプルの傾斜角を非常に慎重に決意が必要とされるか、あるいはラインの長さは数μmに制限されなければならない傾斜軸に対して垂直に走査します。 8ビットのJPEGファイルとして格納されている菊池パターンはフーリエ変換（FT）と著者（PC）のいずれかで書かれたプログラム「ccEBSD "との相互相関により評価しました。プログラムは、文献に詳細に記載ウィルキンソンet.al. 6、によって開発されたアルゴリズムに基づいています。菊池パターンでは19、いくつかの（15から19）サブパターン（128×128ピクセル）は、明るいバンド交差（参照の図3Aおよび図3B）などの特徴で定義する必要があります。すべてのサブパターンは、FTによって分析されなければなりません。バンドパスフィルタは、FTの画像のすべてに適用されなければならない（内径6πフーリエ空間におけるバンドパスフィルタ（参照： 図3C）の外にゼロにすべての値を設定するために、低周波数についてxels、外半径より高い周波数では40ピクセル）。そして、相互相関（CC）機能（ 図3D）は、基準菊池パターンから各サブパターンのFT（ 図3Eおよび3F）で各サブパターンのFTとの間で計算しなければなりません。 CC-機能（ 図3D）のピークの位置から、サブパターンの相対的な変位を決定することができます。これらの変位を用いて、正常およびせん断ひずみ成分を算出することができます。物質依存の弾性定数が既知である場合、また応力成分を決定することができます。フォークトによって表記では、これらの定数は、C 11 = 165.7 GPaで、C 12 = 63.9 GPaで立方格子24を有するSiのためのC 44 = 79.9 GPaです。 1菊池PAのすべてのサブパターンからの結果の組み合わせtternはひずみ評価の精度を向上させることができます。シリコン単結晶の欠陥フリー領域にccEBSDラインスキャンから決定統計誤差は、全てのひずみテンソルコンポーネントの2×10 -4であることが見出されています。それにもかかわらず、拡張欠陥の場合の定量的な結果を得るために、参照パターンとしての菊池パターンの選択が重要です。 図2に示すように、例えば、試料が完全に転位によって覆われている、場合に、ジャンら 25により提案された洗練された手順は、適切な参照パターンを見つけるために適用することができます。 ccEBSDの利用状況は、液相の再結晶化を誘導するために高エネルギー電子ビームによって処理されたSiウエハ（[001] -表面配向）のために容易である（ 図4参照）。再結晶化のトラックの周りに、スリップラインがDISLを示すBSE画像に表示されますトレースとの滑り面上ocationの動きが画像（ 図4A）のエッジに平行です。 CL調査は塑性変形し、サンプルと同じ実験条件下で行いました。バンド間遷移とD4とD2転位発光バンド（それぞれ図4B、4Cおよび4D）のエネルギーで記録されたモノCL像は、再によって生じる拡張欠陥の空間分布を示して-crystallization手順。バンド間遷移とD線発光帯域間の局所抗相関は、モノCL画像から推測することができます。これは、電子ビームのスポットモードでのサンプル位置1,2及び3（参照する図4A）で測定したCLスペクトル（ 図4E）により支持されています。再結晶トラック（ 図4Aの白線）の前にラインスキャンとして実行ccEBSD調査から、局所的なひずみテンソルcomponenラインスキャンに沿っtsが（ 図4Fおよび4G）決定することができます。これは、統計的な誤差の範囲内で、値がこのパターンはバンド間遷移が支配的な領域に位置する場合、特定の菊池パターンを基準パターンとして使用したに依存しないことが、証明されました。脱臼に関連する電子遷移は、通常の株Trを（ε）の合計が5×10 -4の値を超えた場合に表示されます。 Trは（ε）再結晶トラックに近い約150μmの長さの領域でのスキャンのためにゼロに等しくないので、試料表面に近い量の平均格子拡張があります。評価プログラム「ccEBSD」の前提として、弾性の線形理論によると、33σ垂直応力はゼロに等しいです。 EBSDラインスキャンにクラックがある場合、ccEBSD評価起因菊池パターンCAUの急激な変化に一つの基準パターンの全体スキャンを介して行うことができません亀裂の幾何学的効果によってsedの。 何Si中の結晶粒界の構造光学的および電気的特性の調査のために記載した実験方法により、原理的には達成することができるが10 17 cmでホウ素濃度を有するp型ドープのSiのバイクリスタルは、 図5に示されています-3。従来のEBSDマップは菊池パターンのインデックスを作成する場合にのみが取得ソフトウェアによるパターン取得後すぐに実行され、マップの各点での結晶方位の完全な情報が得られます。さらに、また、粒界のタイプは、従来のEBSDデータ管理プログラム（ 図5A）により表示することができます。 LAGBの検出のために、臨界角は、隣接する2つの測定点での結晶格子の方位差のために定義されなければなりません。 1°の最小値が適切であることが証明されました。のためにLAGBは方位差角が4.5°であり、EBSDマップに示されています。同じサンプル領域（ 図5B）のEBIC画像を室温で測定しました。インコヒーレントΣ3粒界とLAGBは暗い線としてここに表示されます。この効果は、局所的に増加したキャリアの再結合によって引き起こされます。 LAGB（参照、 図5H）、（60±12）μmでの拡散長と（4.1±0.4）の再結合速度を横切っEBIC信号のコントラストプロファイルから10 4センチ秒-1のために決定されたxをDonolato 14によるモデルの枠組みの中で少数キャリア。 EBIC像における単一の暗い点、全体の試料表面に広がり、特にLAGBの付近に集中は、貫通転位の位置を示しています。 4 KでのCLイメージング研究では、LAGBは、バンド間遷移エネルギー（ 図5C）、予想されるように、しかしsurprisiでモノCL像で暗く見えますnglyまた、通常、転位に割り当てられているD4バンド（ 図4D）のエネルギーでモノCL像インチしかし、LAGBはD1 / D2の発光バンド（ 図5E）に対応する1530ナノメートルの波長でモノCL像に明るいように見えます。この発光現象はLAGBを構成する転位の近傍に点欠陥によって誘発されると考えられています。回線がローカル歪場を決定するLAGB横切って走査するようさらに、ccEBSD手順が実施されました。電子ビームの加速電圧は、それぞれの菊池パターンに対する増加合計取得時間を犠牲にして歪み決意の空間分解能を増加させるために10キロボルトまで減少しました。ダブルパターンは菊池パターンの解析を妨げるように見えるため、 図5F及び5Gに示す通常およびせん断ひずみ成分は、それぞれ、（約50nm以上）LAGBの中心領域に対して計算することができません。もっと以上、LAGBの両側のEBSDパターンは相互相関法のみ回折パターンの小さな変動を適用することができるので、二つの異なる参照パターンと相関されなければなりません。そのように、二つの基準パターンは、2つのサブ粒子間の大きな誤配向角度に左側とLAGBの右側に集めました。それにもかかわらず、歪成分がLAGBの両側に対称的に動作すること刺激的です。ひずみ成分の位置依存性のための図はLAGBの歪み場の範囲が両方のサブ粒子に約350nmまで延びていることを示しています。逆に、バンド間遷移モノCL像であり、EBIC画像（ 図5H）におけるEBIC信号のコントラストを局所的に変化するコントラストの図は、発光シグナルのLAGBの影響を示していますそして、EBIC信号に10μmの最大±範囲であり、中心から1.5μmで± LAGBの、それぞれ。これは、拡張欠陥の異なる特性の調査のためのローカル解像度が強く適用実験方法やパラメータに依存する最初から文を検証します。 図1. CL、EBICとccEBSD測定のための設定。電界放出銃を持つ（A）SEM、イメージングおよび分析のための異なるアパーチャ、クライオ試料ホルダー上のサンプル、CLの集光ミラー、分光器と赤外光用のIR-PMT、（B）ショットキーEBIC調査および（C）結晶方位の情報を取得するために数値的に分析することができ菊池パターンの形成および貯蔵のためのセットアップのための試料の接触だけでなく、 ccEBSDによる結晶格子の歪みに。D / 53872 / 53872fig1large.jpg "ターゲット=" _空白 ">この図の拡大版をご覧になるにはこちらをクリックしてください。 塑性変形シリコン単結晶上の図2. CLスペクトルおよびイメージング調査。（A）クライオ試料ホルダー上に位置するインジウム箔上にシリコンサンプル。 （B）CL-スペクトルは、高純度の単結晶Si（バージン）のために、塑性変形したサンプルのために、追加のアニール後に測定しました。スペクトルの特徴的な遷移は転位誘起発光バンドのために、バンドの移行のためのBBでいつものように標識し、D1〜D4はされています。変形Si結晶の表面に（C）スリップラインは、後方散乱電子（BSE）により撮像された（ 図2Aの赤い矢印でマーク）。これらの結果は、異なるスリップsysteのための塑性変形を示し、ミズ。 図2Dおよび2Eでは、D4ラインとD3ラインのモノ-CLの画像はBSE-画像（ 図2C）に示したもの以下同じサンプル領域について測定し、それぞれに、それぞれ示されている。 表示するには、こちらをクリックしてください。この図の拡大版。 ccEBSD分析のコースのステップを可視化図3.イメージ。（A）サブパターンと実際のサンプル位置からフル菊池パターン。 （B）サブパターンの一方及び（C）は、濾過フーリエ変換。 （E）サンプル上の基準位置と、（F）は、濾過フーリエ変換から、対応するサブパターン。 （D）相互相関関数（CCF）サブパターンのフーリエ変換から計算しました。 CCFの明るさは、詳細を可視化するために20％増加した。 この図の拡大版をご覧になるにはこちらをクリックしてください。 再結晶化した後、図4、SiウェハのためのCLとccEBSD調査。高エネルギー電子ビームによる治療後の再結晶化材料のトラックとSiウエハの表面から（A）BSE画像。 CLスペクトルの調査のためのスポット1、2と3の位置がccEBSDスキャンが実行された方向矢印と線と同様にマークされています。バンド間遷移（B）の精力的な位置で撮影した（A）に示す試料領域（BD）モノCL像、D4（C）及びD2（D）発光バンド。 （E）CLスペクトルスポット1、2で測定し、3ノーマル（F）とccEBSD調査から算出した（A）のラインスキャンに沿ってせん断ひずみ成分（G）、。 拡大版をご覧になるにはこちらをクリックしてください。この図の。 図5. EBSD、黄色と黒でLAGBツイン結晶粒界を有するSi双結晶にHAGBsとLAGB。（A）のEBSD方位マップを有するシリコンバイ結晶にEBIC、CLとccEBSD調査 。粒子表面の法線の方向が示されています。 （B）のサンプル領域のRT（A）コヒーレント（黄色の矢印）とincohereでEBIC像NT（青い矢印）ツイン結晶粒界が示されています。 （CE）BBのエネルギーでモノCL画像（C）、D4（D）及びD1 / D2（E）は、EBIC像（B）の赤い四角でマークされてLAGB領域に属します。 LAGB全体のccEBSD調査から算出した通常の（F）とせん断ひずみ成分（G）。 （H）4KでとLAGB全体のRTでEBIC像でBBモノCL像に見られるコントラストの比較。 x座標歪み成分図にとCL-とEBICコントラスト図に上の異なるスケーリングに注意してください。 この図の拡大版をご覧になるにはこちらをクリックしてください。