FRANCISCO CARLOS SERBENA
CARACTERIZAÇÃO DE Si IMPLANTADO COM ALTAS DOSES DE OXIGÊNIO ATRAVÉS DE MICROSCOPIA ÓTICA DE INTERFERÊNCIA E
ATAQUE QUÍMICO.
Dissertação apresentada ao Curso de Pós*
Graduação em Física da Universidade Federal do Paraná, como requisito à obten
ção do grau de Mestre em Ciências.
CURITIBA
1991
Mi ni st ér i o da Educação
UNIVERSIDADE FEDERAL DO PARANA
I i r n n u m i v t n o i U M U L r t u t n « L u w r « n « i n H
U r r n c u r s o de p ô s - g r a d u a ç ã o em f í s i c a
ATA DA DEFESA DE TESE DE MESTRADO DO SR. FRANCISCO CARLOS SERBENA
TÍTULO DA TESE: " C a r a c t e r i z a ç ã o de Si I m p l a n t a d o com A l t a s Doses de O x i g ê n i o , a t r a v é s de M i c r o s c o p i a O p t i c a de I n t e r f e r ê n c i a e A t a q u e Q u í m i c o "
Em s e s s ã o p u b l i c a de d e f e s a de t e s e , i n i c i a d a as q u a t o r z e h o r a s , n e s t a d a t a , ap ós um s e m i n á r i o s o b r e o a s s u n t o da t e s e e a r g u i ç ã o p e l a b a n c a , e s t a d e c i d i u a t r i b u i r C o n c e i t o A.
C u r i t i b a , 26 de a g o s t o de 1991.
Banca E x a m i n a d o r a : £ -
P r o f . WchNTE ROBERTO DUMKE P r e s i d e n t e / O r i e n t a d o r - UFPR
P r o f a . ALAI DE MAMMANA
C e n t r o T e c n o l ó g i c o de I n f o r m á t i c a Ca mpinas - SP
P r o f . LIVIO AMARAL I n s t i t u t o de F í s i c a - UFRGS
A BSTR A C T
The high dose 0 + im plantation in Si m onocrystals changes the mechanical, chemical and optical properties of the bulk. Using optical interference microscopy and chemical etching, a characteristic dissolution pattern is observed in the implanted region boundary.
This microstructure is related with conditions such as ion im plantation mask, oxygen diffusion, defects and S i O2 precipitates and stress field. The modifications in surface topography and defects production by high tem perature annealing are described too.
RESUM O
A implantação de íons de 0 + em Si produz modificações em suas propriedades mecâ
nicas, químicas e óticas. Usando técnicas de m icroscopia ótica de interferência e de ataque químico, observa-se um padrão de dissolução característico na fronteira da região implan
tada, revelando a existência de um a m icroestrutura nesta região. E sta está relacionada a efeitos de mascaramento, difusão do oxigênio, surgimento de defeitos e precipitados de S Í O2 e a existência de tensões . As modificações na topografia de superfície assim como a criação de defeitos após tratam entos térmicos em alta tem peratura tam bém foram estu
dadas.
ÍNDICE
LISTA DE FIGURAS ... 1
INTRODUÇÃO . . ... ... 1
CAPÍTULO I. IM PLANTAÇÃO DE OXIGÊNIO EM ALTAS DOSES EM Si ...2
1.1. A Implantação Iônica ... ... 2
1.2. Síntese por Feixe de íoiis em Si ... 3
1.3. O Processo de Implantação Iônica... 4
1.4. Tecnologia Simox ... J 1.5. Microestrutura após a Implantação . ... 5
1.6. Relação entre Microestrutura e Condições de Implantação ... 7
1.7. Microestrutura após Tratamento Térmico ... I I 1.7.1. A dissolução dós precipitados ... ... H 1.7.2. Evolução das discordâncias durante o tratam ento t é r m ic o ...12
CAPÍTULO II. TEO RIAS DE ATAQUE QUÍMICO ... 14
2.1. O Processo de Dissolução ... 14
2.2. Teoria de Cabrera ... 1®
2.3. Teoria T o p o g rá fica ... 1^
2.4. Teoria da D if u s ã o ... 1®
2.5. Teorias Topoquímicas de D is s o lu ç ã o ... 19
CAPÍTULO III. INTER FER ÊNC IA EM FILMES FINOS ... ... 20
CAPÍTULO IV. PRO CEDIM ENTO EXPERIM ENTAL ...24
4.1. Amostras ... ^4
4.2. Técnicas Utilizadas ... 24
4.2.1. Microscopia Ó tica de In terferên cia ... 24
4.2.1.1. Descrição do equipamento utilizado ... 2 4 4.2.1.2. O processo de m edição ... ... ... 25
4.2.2. Ataque Químico ... 26
4.2.2.1. Soluções utilizadas ... ... 26
4.2.2.2. Procedimento utilizado ... 27
4.2.2.3. Medidas da taxa de ataque da solução de ataque químico ...28
CAPÍTULO V. RESULTADOS EXPERIM ENTAIS ... ... 29
5.1. Observações por M icroscopia Ó t i c a ... 29
5.1.1. Amostras implantadas ... 29
5.1.2. Observações por microscopia ótica de interferência ...29
5.2. Ataque Químico ... >. . . . ■... 32
5.2.1. Amostras ”as-im planted” atacadas quimicamente ...32
5.2.2. Amostras tratadas térm icam ente e subm etidas a ataque químico ... 34
5.3. Experiências C o m p lem en ta res... 36
5.3.1. Identificação das figuras de a t a q u e ... 36
5.3.2. Ataque químico em solução de KOH ... .3 9 5.3.3. Tratamento térmico ... 40
5.3.4. Medida da taxa de ataque químico ...42
CAPÍTULO VI. DISCUSSÃO ... 44
6.1. Observações por MOR ... 44
6.2. Observações por MOI ... 45
6.2.1. Inchamento da região im plantada ... 45
6.3. Amostras Atacadas Quimicamente ...47
6.3.1. Padrões de Cores ...47
6.3.2. A fronteira da região im plantada ... 48
6 3.2.1. MasCaramento ... 48
6.3.2.2. Difusão ... 49
6.3.2.3. Defeitos e precipitados de S i O i ... 51
6.3.2.4. Tensões ... 52
CAPÍTULO VII. CONCLUSÃO ... 60
CAPÍTULO VIII. SUGESTÕES PARA TRABALHO S FU TU R O S ... 61
APÊNDICE A. T EN SÕ E S/D E FO R M A Ç Õ ES EM FR O N TEIR A S IM PLANTADAS .6 2 A .l. Modelo Baseado em Densidade de D efeitos Pontuais ... 62
A .2. Distribuição das Deformações ao longo de Fronteiras Implantadas em Amostras SIMOX ... 63
REFERÊNCIAS BIBLIO GRÁFICAS
1
LISTA DE FIGURAS
1 - Cascatas de defeitos produzida pelos íons incidentes ...2
2 - Perfil de distribuição gaussiano dos íons im plantados no interior do cristal ...3
3 - Evolução da cam ada de S ÍO2 em função da dose de im plantação [12] ... 6
4 - Diagrama da dependência da m icroestrutura de um a am ostra SIMOX (1.8 1018 0 + /c m 2 - 200keV ) em função da te m p eratu ra de im plantação [15] ...7
5 - Posições favoráveis para a remoção dos átom os d a superfície de um cristal ...14
6 - Variação da energia livre A Gd em função de r ... 16
7 - Série de degraus de altu ra h e espaçados de um a distância ya na s u p e rfíc ie ...17
8 - Diferentes estágios do perfil de dissolução ao redor de um a discordância [41] ... 18
9 - M últiplas reflexões de um a luz m onocrom ática incidindo sobre um a cunha . ...20
10 - Variação de I r / I em função de R e 6 ...23
1 1 - 0 microscópio ótico de reflexão adaptado à m icroscopia ótica de interferência . . . 25
12 - Padrão de interferência na fronteira da região im plantada ...26
13 - Procedimento utilizado para o ataque químico ...28
14 - Microscopia ótica de reflexão (a) de um a am ostra ” as-im planted” 1.8 1018 0 + /c m 2 - 200 keV, (b) de um a am ostra de m esm a dose e energia, m as tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 5 h e (c) de sua fronteira na região im p lan tad a...30
15 - Variação do degrau ao longo da fronteira im plantada de um a am ostra ” as-im planted” de dose 1 .8 1018 0 +/ c m2 - 200 keV... 31
16 - Variação do degrau ao longo da fronteira de um a am ostra de dose 1 .8 1018 0 + /c m 2 - 200 keV tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 5 h ... 32 17 - MOI de um a am ostra ” as-im planted” de dose 1.8 1018 O * / c m2 - 200 keV subm etida à 0 s (a) e à 15 s (b) de ataque químico segundo Secco D ’A ragona (A = 0.5893^im). . .3 3
ii 18 - Evolução do perfil de um a am ostra ” as-im planted” de dose 1.8 1018 0 + /c m 2 - 200 keV subm etida ao ataque químico em solução segundo Secco D ’A ragona ... 34
19 - MOR de um a am ostra de dose 1.8 1018 / c m2 - 200 keV, tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 5 h e subm etida à solução de ataque químico segundo Secco D ’Aragona. Re gião (a) - Os; Região (b) - 15 s; Região (c) - 30 s; Região (d) - 60 s; Região (e) - 135 s. 35 20 -Evolução do perfil de dissolução de um a am ostra de dose 1.8 1018 O * / c m2 - 200 keV e tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 5 h e ata c a d a quim icam ente pela solução segundo Secco D ’A ragona... 37 21 - Montagem experim ental usada para a indentação [52] ... 38 22 - A m ostra de Si(100) indentada e atacad a 7 m inutos pela solução segundo Secco D ’A
ragona... 39 23 - (a) MOR de um a am ostra com dose de 1.8 1018 O * /c m ? - 200 keV e tra ta d a térm ica
mente à 1300°C por 5 h, subm etida ao ataque químico da solução de KOH e (b) MOI da
mesma am ostra (À = 0.5893Â)... 40
24 - (a) MOR de um a am ostra 3.3 1018 0 +/cm? - 200 keV ’’as-im planted” e posteriorm ente tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 20 h em vácuo e atacadas quim icam ente 30 s pela solução segundo Secco. (b) MOI da m esm a am ostra (A = 0.5461 A )... 41 25 - Variação da ta x a de ataque das soluções segundo Secco D ’A ragona em função do tempo de vida da solução . Solução (a) com H F (48 - 51 %) d a m arca Reagen; solução (b) com HF (50 %) da m arca Reaclif; solução (c) com HF (40 %) d a m arca Reaclif 42 26 - Variação da cam ada superior de Si na região de f r o n te ir a ... 45 27 - A m ostra tra ta d a térm icam ente e subm etida a 30s em H F (50 %) ...46 28 - MOI de um a am ostra ”as-im planted” de dose 1.8 1018 O * /c m ? - 2QQkeV subm etida a 4 min. de ataque químico Secco m ostrando o contorno d a m áscara de im plantação . 49 29 - Esquem a m ostrando a posição da am ostra e d a m áscara durante a im plantação . .50 30 - MOR da região de fronteira de um a am o stra 1.8 10180 + /c m 2 - 200ÂreV’ tra ta d a térm icam ente à 1300°C por 5 h e atacad a por 135 s pela solução segundo Secco 53
31 - Variações das deformações s x z , exx e s zz em função d a distância da fronteira no lado não im plantado para diferentes profundidades... 54 32 - MOI de um a am ostra 1.8 10180 +/ c m2 - 200k e V ” as-im planted” subm etida à 4 min.
de ataque segundo a solução W rite- Jenkins m ostrando a descontinuidade no perfil da região não im p lan tad a... 59 33 - Limites da região im p la n ta d a ...62 34 - Esquema m ostrando a região im plantada em am ostras SIMOX ...64
INTRODUÇÃO
A prim eira experiência utilizando a im plantação de íons em Si ocorreu a 40 anos atrás [1] e desde essa época, o interesse pela im plantação iônica tem aum entado, sendo larga
mente em pregada atualm ente. Isto se deve porque perm ite produzir deliberadam ente e de m aneira controlada alterações nas propriedades m ecânicas, elétricas e óticas em um a grande variedade de m ateriais. Em semicondutores, a im plantação iônica tem sido em pre
gada principalm ente no processo de dopagem e alteração das propriedades elétricas.
Em 1978, o trabalho pioneiro de Izumi, Doken e Airyoshi [2] m ostrou a possibilidade de formação de um a cam ada de S ÍO2 abaixo d a superfície do su b strato pela im plantação de íons 0 + em Si, denom inando-a de tecnologia SIMOX. Nos últim os anos, esta técnica tem sido muito estudada por apresentar um a série de vantagens sobre outras tecnologias de fabricação de dispositivos semicondutores. Devido a com plexidade destas estruturas, diversas técnicas tais como TEM , RBS e SIMS dentre outras tem sido utilizadas na sua caracterização .
Nosso trabalho tem como objetivo aju d ar n a caracterização de estru tu ras de SIMOX utilizando técnicas de microscopia ótica de interferência e ataq u e químico. São técnicas simples e há m uito estabelecidas, m as que perm item revelar neste caso, im portantes pro
priedades nem sempre acessíveis por outras técnicas. Uma região de nosso especial interes
se é a fronteira entre a região im plantada e a região não im plantada. Pequenas variações de topografia da superfície podem ser relacionadas a diferentes propriedades tais como a presença de defeitos e a existência de tensões nestas estru tu ras.
A presente dissertação será constituída dos seguintes pontos: a) a descrição das es
tru tu ras SIMOX, b) um breve com entário sobre as principais teorias de ataque químico, c) a descrição das técnicas experim entais utilizadas na caracterização das am ostras e d) a apresentação e discussão dos resultados obtidos. No final é ap resen tad a como sugestão, um a lista propondo outros trabalhos a serem realizados.
1
2 CAPÍTULO I: IM PLANTAÇÃO DE OXIGÊNIO
EM ALTAS DOSES EM Si
1.1. A Im plantação Iônica
Ao bom bardearm os um m aterial com íons, estes transferem energia p a ra os átom os da rede. Em geral esta energia é da ordem de dezenas a centenas de eV e os átom os d a rede que sofrem as prim eiras colisões com o íon incidente são deslocados de suas posições de equilíbrio. Estes por sua vez, colidem e deslocam outros átom os d a rede form ando assim um a região massivamente danificada (figura 1).
CASCATA DE D E F E I T O S
S U P E R F Í C I E
Figura 1: Cascata de defeitos produzida pelo íon incidente
Em altas energias, os íons perdem seus ’eletrons ao incidirem no m aterial e movem-se através deste com a m aioria da energia sendo transferida inesláticam ente p a ra os életrons do átom o alvo. Quando o íon perde energia, ele adquire elétrons e em consequência, interações coulombianas com o núcleo dos átom os alvo passam a dom inar o processo de perda de energia [3].
Pelo fato de tanto o núm ero de colisões quanto a energia transferida por colisão serem variáveis, íons com a m esm a energia inicial possuem alcances diferentes, ocorrendo então um a distribuição estatística de alcances [4]. E sta depende do tipo de sólido em questão. Em sólidos amorfos, o perfil de concentração dos íons incidentes é aproxim adam ente gaussiano
ION
enquanto para sólidos cristalinos, o perfil pode ser bastan te diferente se a im plantação for realizada com direção de incidência próxim a ou coincidente com as direções cristalográficas principais do cristal (channeling). E n tretan to , se a direção de incidência fizer um ângulo entre 7o a 10° com as direções cristalográficas, o perfil será aproxim adam ente gaussiano (figura 2).
C ap ít ul o I _____________________________________________________________________ 3
PR OFUND ID ADE
Figura S: Perfil de distribuição gaussiano do ions implantados no interior do material
Os processos prim ários, como colisões e deslocam entos atôm icos, ocorrem em interva
los de tem po da ordem de 10“ 12 seg. ou menos [5], Nesses eventos, os defeitos pontuais que são gerados recombinam- se por um a variedade de m ecanismos ativados térm icam ente ou não. Somente os defeitos que sobrevivem a esse curto período de tem po contribuem p ara a formação de defeitos secundários tais como discordâncias.
/
1.2. Síntese por Feixe de Ions em Si
Recentemente, a im plantação iônica tem sido utilizada p a ra a formação de cam adas abaixo da superfície em diferentes m ateriais [6].
Neste método, um a a lta dose de ions é im p lan tad a dentro do su b strato à elevada tem p eratu ra para m inimizar o dano por im plantação. A im plantação é realizada com energia
suficiente para que a profundidade de m áxim a concentração dos íons im plantados esteja bem abaixo d a superfície e em altas doses, pois a sua concentração deve ser com parável à concentração no composto. Em Si, a im plantação de íons de A * e O"*" tem sido utilizada na formação de cam adas de S Í3N4 e S ÍO2 [7,8].
1.3. O Processo de Im plantação Iônica
Vamos verificar, usando cálculos simples, quais são as condições necessárias para a síntese do / ’oxido de silício.
Assumiremos que o perfil de concentração é gaussiano, sendo a concentração dada por:
Ca pí tul o I __________________ __________ —— --- 4
n D ( 1 ( x ~ r p ) 7 \ / , , \
c ( x ) = 7 I 5 i - M - 2 - ã r T ) ( 1 1 )
D rrn(
; ; " n - 5 - Ã 7 í r
onde D é a dose im plantada, x é a profundidade no interior do cristal e R p e A R P são respectivam ente o alcance projetado e o desvio padrão deste (ver figura 2). P a ra form ar a camada, é necessário que a energia de im plantação seja a lta suficiente de modo que a máxima concentração de íons im plantados esteja bem abaixo d a superfície, ou em outras palavras, que a concentração na superfície seja baixa em relação a m áxim a concentração.
Assumindo que esta diferença deva ser maior do que no mínimo por um fator de 100, então R P/ S R P > 3. P ara o oxigênio, a energia do íon neste caso deve ser m aior que 80 keV [9].
Para form ar um a cam ada contínua de S iO?, é necessário tam bém que a m áxim a con
centração de oxigênio em I a aproxim ação exceda a concentração de oxigênio no com posto S1O2. E sta concentração é de 4.6 1022 áto m o s/cm 3. P a ra estas condições a dose crítica será:
Derit « 4.6 1 022\ / 2z A R p (1.2)
Para um a energia de 200 keV, o alcance projetado é 3817 Ae o seu desvio padrão de 849 À [9]. Assim, a dose é d a ordem de 1.1018 0 * / c m 2. Como esta dose é m uito elevada, é necessária um a a lta corrente de feixe durante a im plantação . Feixes de alta corrente aquecem a am ostra, o que combinado com outros processos de aquecim ento, leva
à tem p eratu ras altas o suficiente p ara haver um recozimento dos defeitos introduzidos pela im plantação. Na prática, as im plantações sáo feitas entre 450° C e 650° C.
C ap ít ul o I ______ 5
1.4. Tecnologia Simox
Izumi, Doken e Ariyoshi [2] foram os pioneiros ao dem onstrar a possibilidade do uso desta técnica por im plantação de altas doses de oxigênio em 1978. Eles cham aram -na de tecnologia SIMOX (Separation by IM planted OXigen). C ircuitos SIMOX apresentam vantagens sobre outras tecnologias devido principalm ente a possibilidade de construção de dispositivos de m aior velocidade (6 GHz em circuitos CMOS) [10] e que operam m uito bem em ambientes radioativos [11]. Suas desvantagens são a a lta densidade de discordâncias
(> 106 c m " 2) e a necessidade de grandes aceleradores de íons p a ra a sua produção .
1.5. M icroestrutura após a Im plantação
A figura 3 m ostra a evolução da cam ada de S Í O2 form ada por im plantação em altas doses (200 keV, « 500°C). Q uando um a dose critica ó e ( « 1.4 1018 0 +/ c m2) é excedida, forma-se um a cam ada contínua de S ÍO2 centrada no pico da distribuição de oxigênio. A região sombreada representa os danos. T ratam entos térm icos em a lta te m p eratu ra (>
1250°C) causam a segregação do oxigênio nas bordas d a distribuição p ara a cam ada de S ÍO2, que cresce em espessura e passa a possuir interfaces abru p tas.
A oxidação durante a im plantação ocorre preferencialm ente n a interface superior da cam ada de S ÍO2 [12] e esta é mais a b ru p ta do que a interface inferior [13]. Se a dose im plan
tada é menor que a dose crítiça o c, a cam ada de S Í O2 não é m ais contínua, constituindo-se apenas de precipitados de SíC>2[14].
A m icroestrutura é altam ente dependente d a te m p eratu ra du ran te a im plantação (Tí)[15-18]. A figura 4 m ostra em diagram a os efeitos da variação de Ti em Si im plan
tado com 6 = 1.8 1018 O ^ /c m 2 - 200 keV. Os pèrfis de concentração do oxigênio versus a profundidade corresponde aos extrem os de T,-. E m baixas tem p eratu ras (350°C — 450°C), a cam ada de SÍO2 é rodeada por cam adas de Si policristalino e é separado da cam ada de Si danificado por um a banda descontínua de precipitados de S ÍO2. A cam ada poli- cristalina provém da recristalização d a região am orfizada após a im plantação. Em altas tem peraturas (450°C — 550°C), o Si policristalino não é observado.
Capítulo I _ 6
Tj > 500 °C T0 > 1250 °C
0 C % 1.4 x 1018 0+ crrf2 - 200 KeV
Figura 3: Evolução da camada de S i 02 em função da dose de implantação (Ta = trata
mento térmico) [12].
Em geral, a cam ada superior de Si pode ser dividida em 3 regiões distintas [19]:
Região 1: logo abaixo da superfície, é livre de precipitados de S i 02 e pode ser livre de defeitos cristalinos ou conter um a a lta densidade destes.
Região 2: região situada aproxim adam ente n a m etade do cam inho entre a superfície e a cam ada de S i 02• C ontém precipitados de S i 02 que são esféricos e amorfos com diâm etro de « 2 nm .Dependendo das condições de im plantação, contém ou não discordâncias e os precipitados podem assum ir um a distribuição espacial periódica cúbica. Os trabalhos [20,21] m ostram , pelo uso de diferentes técnicas, que a ordem dos precipitados é associada com baixa densidade de discordâncias e baixas tensões elásticas na cam ada superior de Si, enquanto a p erd a d a ordem dos precipitados é
Cap ítulo I 7
0 - Superfície
a • Região sem presença de oxigênio, silício com boa cristalinldade
b - Banda de defeitos gerada pelos precipitados de Si02
c - Fina zona livre da presença de oxigênio e de pre
cipitados
d - Região interfacial com banda descontínua de pre
cipitados
e - Camada poücristalina com alta concentração de oxigênio na forma de sílica
f - Camada amorfa de SÍO2
g - Silício policristalino h - Região com defeitos.
200 400 600 800 PROFUNDIDADE ( n m )
Figura 4• Diagrama da dependência da microestrutura de uma amostra S IM O X (1.8 1018 0 + /c m 2 - 200 keV) em função da temperatura de implantação. Acima e abaixo do dia
grama estão dois gráficos mostrando a variação da concentração do oxigênio implantado em função da profundidade [15]:
associada com discordâncias e tensões n a cam ada de Si superior.
Região 3: região mais próxim a à cam ada de S ÍO2, os precipitados de SiO ^ são maiores (20 a 50 nm) que na região 2, e alongados n a direção [100]. Um a a lta densidade de discordâncias (109a l 0 10cm - 2 ) é sempre observada n esta região sejam quais forem as condições de im plantação.
1.6. Relação entre M icro estru tu ra e Condições de Im plantação
D urante o processo de im plantação de íons 0 + , existem duas principais fontes de
defeitos: o próprio processo de im plantação iônica e a oxidação do silício em S ÍO2.
Os defeitos gerados durante a im plantação são vacâncias (V) e átom os de Si in tersti
ciais (S i').
S i - t S V + V (1.3)
O número de defeitos criados e sua distribuição dependem das condições de im
plantação tais como dose, energia, te m p e ra tu ra e direção de im plantação (channeling ou randômico).
O utra fonte de defeitos é a oxidação in tern a do Si. O volume ocupado por um a molécula de S ÍO2 é aproxim adam ente 2.2 vezes m aior que o ocupado por um átom o de Si [22] e a precipitação do oxigênio para form ar o óxido de Si requer a formação de um volume de acomodação. Se este volume de acom odação não pode ser formado, tensões são criadas na m atriz de Si. Este volume pode ser criado pela emissão de S i' [23]:
(1 + x ) S i + 20* -► x S V + S i 02 (1.4) Então, a precipitação sob irradiação pode ser escrita com binando as duas equações anteriores:
(1 + x ) ( S i i + V ) + 2 0 ' x S i*’ + S i 02 (1.5) ou em um a forma alternativa [6]:
2S i a + 2 0 ' —4S i 02 + S i { (1.6)
40 A 3 46 A 3
onde x=1.25 [23] e o índice ” s” indica a posição de substitucional. O term o inferior na. equação (1.6) corresponde à variação volum étrica. Deste modo, as equações acim a m ostram que a oxidação in terna do Si sob irradiação é fácil pois vacâncias existem e é requerida a emissão de 0.63 SV por átom o de oxigênio im plantado n a m atriz de Si.
Ca pí tul o I _______________________________________— --- ---.... . --- — 8
O coeficiente de difusão do Si em S i 02 é m uito pequeno n a tem p eratu ra de im
plantação [24] e os átom os de S i1 criados pela oxidação in terna não podem m igrar através da cam ada de S i 0 2■ P ortanto, os átom os de S i' localizados abaixo d a cam ada tem de ser eliminados no substrato, enquanto aqueles criados acim a da cam ada precisam ser elimina
dos na cam ada de Si superior. M ostra-se [25] que depois que a cam ada contínua de S i 02 se forma, a oxidação do Si n a interface inferior é bloqueada e a oxidação ocorre somente na interface superior. Isto m ostra que o su b strato não é um sorvedouro eficiente para os átomos de silicio intersticiais. Desde que as doses im plantadas são altas, um a quantidade m uito grande de átom os de S i' necessita ser elim inada n a cam ada superior de Si.
Dois mecanismos podem ser capazes de elim inar o S i' n a cam ada superior [19]:
a. a formação de discordâncias ou falhas de em pilham ento b. a migração para a superfície e a sua incorporação nesta.
O primeiro mecanismo leva a formação de defeitos cristalinos enquanto o segundo leva a um recrescimento da superfície sem a formação de defeitos. A absorção pela superíície dos átomos de S i' é eficiente se a migração do S i' através d a cam ada superior de Si é fácil e a sua incorporação na superfície é efetiva. A auto-difusão do Si na tem p eratu ra de im plantação (500°C-700°C) é conhecida [23] e W atkins [26] m ostrou que átom os de silicio intersticiais criados por irradiação eletrônica m igram quase atérm icam ente (em tem pera
turas de até 4 K), sugerindo que embora sua energia de form ação seja a lta (5 eV) , a sua energia de ativação para a migração é pequena (0-0.3 eV) [17]. Provavelmente esta difusão tam bém ocorre durante a im plantação, m ostrando que a m igração de S i' para a superfície é fácil. Q uanto à incorporação de átom os de Si n a superfície, esta depende de seu estado químico. Em particular, o recobrim ento(capping) da superfície e a contam inação desta podem desem penhar um papel im portante [19].
A origem dos defeitos presentes na cam ada superior de Si foi estudada por Stoemenos et al. [17], Eles m ostraram através de m icroscopia de transm issão que discordâncias presentes logo acim a da cam ada de S i 02 (região 3) são o resultado dos danos por radiação causados pelos íons incidentes onde a distribuição de energia depositada atinge o máximo.
Os defeitos presentes logo abaixo d a superfície (região 1) são atribuídos às condições de recrescimento da superfície pela incorporação dos S i ' criados pela oxidação in terna do Si.
Ca pí tul o I __________ ______ — —--- 9
A sua tax a de recrescim ento é proporcional ao fluxo de S i'. Estes defeitos são produzidos principalm ente n a p arte superior onde o fluxo tem seu valor máximo.
Q uanto aos defeitos presentes abaixo da cam ada de S i 0 2t estes são devidos à que, quando a cam ada contínua de S ÍO2 é form ada, ela im pede o fluxo dos átom os de S i ' gerados durante a oxidação na sua interface inferior. Isto leva à um a a lta concentração de S i' e à criação de defeitos.
O utra fonte de defeitos são as tensões na cam ada superior de Si. Se durante o processo de oxidação interna, a emissão de S i' não é suficiente p ara com pensar com pletam ente o aum ento de volume, podem surgir tensões na cam ada superior de Si e gerar discordâncias [20]. Assim a oxidação interna de Si aparece como u m a im p o rtan te fonte de defeitos via 2 mecanismos: a emissão de S i ' e a criação de tensões.
A relação entre as condições de im plantação e tensões precisa ser melhor estudada.
Ela é provavelmente dependente do tam anho dos precipitados de S i 0 2, que por sua vez são determ inados pela concentração de oxigênio, pela te m p e ra tu ra de im plantação e pela concentração de S i'. J á que a distribuição de oxigênio não é uniform e com a profundidade, as tensões elásticas tam bém variam.
Para doses acim a de 1.6 1018 0 + /c m 2, um a cam ada continua de S i 02 é formada.
Medidas por espalham ento R am an e espectrom etria de absorção no infravermelho m ostram que o aum ento em espessura da cam ada im plantada gera tensões compressivas dentro dela, cujo papel cresce em im portância com a dose [27]. As tensões compressivas da cam ada de S i 02 geram tensões extensivas nas cam adas superior e inferior de Si como consequência do crescimento da cam ada de S i 02 dentro d a m atriz de Si. Em baixas tem peraturas de im plantação (õ00°C — 600°C), o alívio das tensões não é possível, o que só ocorre à altas tem p eratu ras de tratam en to térm ico. Olego et al. [28], através de m edidas de espalham ento R am an, m ostraram que à m edida que a te m p e ra tu ra de tra ta m e n to térmico aum enta, a tensão extensiva existente na cam ada superior de Si diminue até ser nula após tratam en to térm ico à 1405°C durante 30 m in. E stas tensões tam bém podem ser parcialm ente com pensadas pelos precipitados de S i 02 presentes em cada lado da cam ada de S i 02 [6].
As tensões presentes na cam ada superior de Si podem variar ao longo d a am ostra
Ca pí tul o I ______________ 10
devido à variações de dose e te m p eratu ra [27]. Como nesta técnica o aquecim ento da am ostra é feito basicam ente pelo próprio feixe de íons, poderão ocorrer gradientes de tem p eratu ra ao longo da superfície desta.
1.7. M icroestrutura após T ratam ento Térm ico Na seção anterior vimos que nas am ostras apenas im plantadas, existe um a a lta den
sidade de pequenos precipitados de S i 02 e seu tam anho e densidade aum entam a p a rtir da superfície em direção à cam ada de S i 0 2. P a ra a criação de boas estru tu ras SIMOX, é desejável que possamos elim inar tan to esses precipitados de S i 02 assim como obter um a baixa densidade de discordâncias através de tra ta m e n to s térm icos à a lta tem p eratu ra.
1.7.1. A dissolução dos precipitados
A estabilidade dos precipitados de S i 02 du ran te o tra ta m e n to térm ico é definido pela tem peratura. Os precipitados de raio menor que um determ inado raio crítico se dissolvem e os íons de oxigênio são absorvidos na interface da cam ada de S i O2 que a tu a como um enorme núcleo para o qual todos os oxigênios m igram . Assim seu tam anho aum enta continuam ente e a cam ada superior de Si é livre de precipitados [29].
Uma expressão para o raio crítico foi dada por Vanhellemont e Claevs [30]:
C ap ít ulo I ______________________________________ ———--- 11
r<- = 2cr (1.7)
onde rc é o raio critico T é a tem peratura
a é a energia de interface por unidade de área
E Sfr é a razão da variação da energia de deformação pela variação no volume do precipitado K é um a constante dependente do óxido de Si polimorfo (dim ensão L “ 3)
C o, C y e C j são respectivam ente as concentrações de oxigênio, vacâncias e S i' n a m atriz de Si
C q, C y e C j são os seus valores em equilíbrio térm ico 3 é o número de vacâncias absorvidas pela m atriz
y é o número de S i' injetados na m atriz por átom o de oxigênio precipitado.
Um valor quantitativo para o term o E str não é bem conhecido. E ntretanto, é esperado que seu valor seja m uito pequeno a altas tem p eratu ras devido à m aior facilidade no alívio de tensões pelo aum ento na emissão de S i ' e na absorção de vacâncias de form a a com pensar a expansão de volume de 2.2 vezes do precipitado de S ÍO2 quando com parado ao Si.
Evidências experim entais comprovam a ausência de tensão ao redor dos precipitados de S ÍO2 após tratam en to térmico [31].
Em altas tem peraturas, a situação de equilíbrio térm ico de vacâncias e Si intersticiais é facilmente alcançada devido a sua a lta ta x a de recom binação [32]. Também a concentração de oxigênio intersticial alcança rapidam ente seu valor de equilíbrio devido ao efeito dos precipitados. Isto to rn a o denom inador da equação m uito pequeno e um rápido aum ento de r c leva à consequente dissolução de todos os precipitados.
Hemment et al. [33], através de tra ta m e n to térm ico de 1150°C por 2 horas de am ostras im plantadas com diferentes doses (1.4 a 2.4 1018 0 +/ c m2 - 400 keV - Ti = 500°C), m ostraram a existência de precipitados de S ÍO2 nas regiões adjacentes d a cam ada contínua de S iO2.
Stoemenos et al. [34] m ostraram que um aum ento no tem po e na te m p e ra tu ra de tratam ento térmico (1150°C-2 horas para 1300°C-6 horas) leva a que todos os precipita
dos de SÍO2 dissolvam-se e as interfaces Si- S ÍO2 sejam ab ru p tas, ocasionando melhores estruturas SIMOX.
M arsh et al. [35] m ostraram que para doses acim a de 0.6 1018 0 +/ c m2 (200 keV -Ti=530°C) seguido de tratam en to térmico a 1405°C, 30 m in., é possível form ar um a cam ada contínua de S iO2. Se a dose é m enor, 2 cam adas não contínuas de precipitados são formadas próxim as ao pico de distribuição de oxigênio im plantado e a de defeitos.
1.7.2. Evolução das discordâncias durante o tra ta m e n to térm ico
Existem duas possíveis origens para as discordâncias observadas após tra ta m e n to térmico à a lta tem peratura:
a. evolução dos defeitos observados no estado ” as- im planted” (sem tra ta m e n to térm ico).
b. criação de defeitos durante o tratam en to térm ico.
Discordâncias podem ser criadas durante o tra ta m e n to térm ico por geração de tensões Cap ítulo I ... ... — — —--- — 12
ou por emissão de S i ' [19]. E n tretan to , a criação de defeitos durante o tra ta m e n to térm ico não é um mecanismo im portante, pois estru tu ras SIMOX com baixa densidade de dis
cordâncias podem ser formadas após o tra ta m e n to térm ico [20]. Os parâm etros que po
dem ser im portantes durante o tratam en to térm ico são a homogeneidade de te m p e ra tu ra para evitar tensões e o aum ento gradual d a m esm a para perm itir a eliminação do S i' produzido pela formação de S i 0 2. A evolução dos defeitos criados nas regiões 1, 2 e 3 durante o tratam en to térmico são m uito diferentes. Defeitos são observados n a região 3 em todas as estru tu ras as-im planted, incluindo aquelas que apresentam baixa densidade de discordâncias após o tratam en to térm ico à a lta tem p eratu ra. Isto indica que esta região não é a principal fonte de discordâncias. Van Oram en [20] explica isto pela c a p tu ra destas discordâncias pelos precipitados de S i 02 e sua eliminação quando estes são incorporados à cam ada de S i 0 2. A evolução dos defeitos d a região 1 m ostra que eles crescem durante o tratam ento térmico e formam discordâncias [19]. Desde que aqueles defeitos são atribuídos ao aum ento da concentração de S i', a oxidação in terna do Si que é a origem destes S i' aparece então como um a im portante fonte de discordâncias.
Capítulo I ... —— --- — --- 13
CA PÍTULO II. TEO RIA S D E ATAQUE QUÍM ICO
Em virtude d a utilização da técnica de ataq u e químico, alguns aspectos da inter
pretação dos resultados dependem do confronto com as previsões teóricas. Por esse motivo neste capítulo, faremos um breve resumo e com entarem os as principais teorias de ataque químico. Maiores detalhes podem ser buscados nas referências. G ostaríam os apenas de lem brar que cada teoria possui seus limites e que não existe até o m om ento nenhum a teoria que explique todos os aspectos correspondentes à dissolução de cristais em soluções .
2.1. O Processo de Dissolução
Ao analisarm os um a superfície em escala microscópica, vemos que ela é constituída de inúmeros degraus. Se a dissolvermos em um a solução , existem posições preferenciais nestes degraus onde a remoção dos seus átom os é m ais fácil (o núm ero de ligações com os átomos vizinhos é menor). Estas posições são exemplificadas n a figura 5.
14
Figura 5: Fosições favoráveis para a remoção dos átomos da superfície de um cristal No caso de um a superfície lisa, a dissolução ocorre somente se núcleos de dissolução se formarem. Estes núcleos formam-se aleatoriam ente sobre a superfície. Por razões te r
m odinâmicas, aqueles que forem maiores que um raio crítico re crescerão e a interceptação com outros núcleos levará à dissolução da superfície [36], Defeitos d a rede tais como vacâncias, im purezas e discordâncias servem como lugares p a ra a nucleação . Sua presença altera a ta x a de dissolução d a superfície, seja por redução n a energia de superfície (no caso de impurezas) ou por constituir-se por si só em um ponto de nucleação tem porário (vacâncias) ou perm anente (discordâncias).
2.2. Teoria de C abrera De acordo com os trabalhos de C abrera [37] e C abrera e Levine [38], du ran te o pro
cesso de dissolução, os núcleos surgem como resultado da energia de deform ação devido às discordâncias.
Supondo que o núcleo de dissolução seja circular com raio r e um a profundidade h, a variação da energia livre A G d de formação ao redor de um a discordância será [36]:
A G d = 2~ hyr — ~ r2h - ^ - — h A a ln ^ — ^ (2.1) onde í l é o volume molecular do cristal, 7 é a energia livre de superfície e A /i é a m udança no potencial químico do sistema. E sta diferença de potencial químico é d ad a por [39]:
A / i = — f c T l n ( j - ) (2.2)
onde c„ é a concentração de saturação do m aterial na solução de ataque químico e c é a sua concentração na solução ao redor da discordância. O prim eiro term o d a equação (2.1) corresponde a variação de energia livre de volume, o segundo à variação de energia livre de superfície e o terceiro term o corresponde à energia elástica devida à discordância fora de seu centro (’’core” ). ra é o raio do ’’core” d a discordância e a = 1 /(1 — v) para um a discordância em cunha pura e q = 1 para um a discordância em parafuso pura. u é o módulo de Poisson e:
-4 = 7 7 <2'3)
onde b é o vetor de Burgers da discordância e G é o m ódulo de cisalham ento do cristal.
A figura 6 expressa a variação da energia livre A G d em função de r.
Derivando a equação (2.1) e igualando a zero, obtem os 2 raízes:
r i >2 = ^ “ (J ± V 1 “ 0 (2-4) Ca pí tul o II --- — ... —---15
onde
G b 2a A
f A " ( 2 o )
Ca p ít ul o II 16
Figura 6: Variação da energia livre A G d cm função de r.
Para Ç < 1, a energia necessária para a formação de um núcleo de dissolução será:
AG£> = A Gd(^2) — AG£>(ri) que com o uso das equações (2.1) e (2.4) leva a que:
(
2.
6)
A G i ) = A v ! £ ( 1 _ f ) J + A G t ^ i n [ l - ( l - 0 »
A/u 4tt
Para £ < 1, podemos aproxim ar a equação (2.7):
1 + ( ! - { ) *
(2.7)
(2.8) onde A G p = - /i72f2/A /i é a m udança n a energia livre necessária p ara a form ação de um núcleo de dissolução circular em um a superfície perfeita.
Note que na equação (2.5), se A/u —► Ç —► 1 e AG]-, —+ 0 (2-9).
Conclue-se então que para a formação de um núcleo de dissolução em um a dis
cordância, existe um valor crítico p ara a diferença de potencial químico d ad a quando
£ —* 1 e que é:
A/i =
Gb2a (2.10)
Ca p ít u l o II 17 P ara A /i > A /P , quando f > 1, as raízes r i e r2 serão im aginárias. Isto significa que não existe b arreira p ara a formação de núcleos de dissolução e estes serão formados em um processo não estacionário. Entre A/i = 0 e A// = A /P , acontece um processo de dissolução estacionário porque p a ra 0 < £ < 1, a barreira de energia de nucleação é menor por um fator (1 — £)* em um a discordância do que na superfície perfeita. Note tam bém que calores altos de A// e b e valores baixos de 7 favorecem a formação de um núcleo de dissolução ao redor de discordâncias.
2.3. Teoria Topográfica
Uma superfície tende a se dissolver m ais facilmente pela rem oção dos átom os pre
sentes nos seus degraus (figura 5). Os movimentos destes degraus determ inam a form a da superfície durante a dissolução .
Figura 7: Série de degraus de altura h e espaçados de uma distância y0 na superfície.
Se consideramos um a superfície como a d a figura 7, a inclinação p d a superfície ao longo do eixo x e a concentração local de degraus p (núm ero de degraus por unidade de comprimento) serão:
h 1 /„ , „v
p . - (2.11)
Deste modo, a ta x a local de dissolução d a superfície será igual ao produto d a veloci
dade do degrau v, de sua concentração p e de sua a ltu ra h naquela região.
Ca p ít ul o II 18 Frank [40] desenvolveu um a teoria topográfica assum indo a condição de que v é função apenas de p. Neste caso, a teoria prevê que a tra je tó ria de u m a região da superfície com um a determ inada orientação será um a linha re ta durante a dissolução (linhas tracejadas na figura 8).
' / / / / ' \ \ \ \ \ \ / I I I \ \ \ \ \
Y ' W
\
\
\ \ \ \
\ \ \ \
\ \ \ \ N \ \ N
\ \ \ X
\
\
Figura 8: Diferentes estágios do perfil de dissolução ao redor de um a discordância ao longo de Z. Os índices 0, 1, 2 e 3 indicam sucessivamente os perfis de dissolução [fl].
2 .4 . Teoria d a Difusão
O problem a da difusão foi analisado por B urton, C abrera e Frank (teoria B-C-F) [42]. Se a diferença entre a concentração de saturação c0 do reatan te n a solução e a sua concentração c n a superfície for m uito grande, então os átom os presentes nos degraus tenderão a se dissolver diretam ente dos degraus p a ra a solução. Neste caso, a velocidade v dos degraus será:
jDfi / v , .
- j j ( c o - c ) y 0 (2 . 12)
onde D é constante de difusão do reatan te n a solução e 6 é a espessura da interface sólido-solução . A equação acim a m ostra que v é diretam ente proporcional a y„, ou em outras palavras, é inversam ente proporcional a p.
Neste tratam en to , é assumido que 6 é m uito m aior que y0. E n tretan to , existem razões experim entais p ara supor que a espessura da cam ad a interfacial é de apenas alguns A. Sob esta condição, não é mais a difusão dos átom os diretam ente p a ra a solução que controlará a dissolução, mas sim a difusão dos átomos sobre a superfície do cristal. Ilirth e Pound [43] obtiveram um a expressão p ara a velocidade dos degraus neste caso:
Cap ítulo II ___________________________ 19
2A sDQ
^ - c j x a n n ^
onde As é o livre caminho médio da difusão . Nota-se que v cresce p a ra pequenos valores de y0 até um valor m áxim o Uoo quando y0/2A s ~ 3. E ste valor lim ite é:
V o o ~ ^ ( c B- c ) y . (2.14)
Até aqui consideramos o caso d a dissolução sem a presença de im purezas. Se a sua adsorção nos degraus existe, haverá um a redução n a energia de superfície 7 e n a concen
tração de saturação c0, com um a consequente redução n a velocidade v dos degraus e a alteração dos perfis de dissolução [44].
2.5. Teorias Topoquím icas de Dissolução
Estas teorias expressam a ta x a de dissolução em term os de reações quím icas na su
perfície do cristal [39,45]. Os núcleos de dissolução são form ados ao redor das discordâncias como consequência do aum ento d a solubilidade causada p ela adsorção preferencial do reagente devido à deformação elástica associada à discordância.
Estas teorias são atraentes, m as possuem suas lim itações . C ada sistem a de ataque químico tem de ser tra ta d o independentem ente. Tam bém os processos de adsorção não são totalm ente compreendidos ainda.
CA PÍTU LO III. IN TE R FER ÊN C IA EM FILM ES FINOS
20
Uma das técnicas utilizadas neste trabalho foi a m icroscopia ótica de interferência.
Por esta razão, vamos rever o processo de interferência neste capítulo. Consideremos um feixe de luz m onocrom ático incidindo em um filme fino em form a de cunha. E ste é formado por duas superfícies planas com um pequeno ângulo a entre elas conforme m ostra a figura 9.
Figura 9: Múltiplas reflexões de uma luz monocromática incidindo sobre uma cunha.
Um feixe de luz m onocrom ático de com prim ento de onda A incide sobre o filme, sofrendo m últiplas reflexões [46]. D a lei d a refração :
C a p ít u l o III 21
n sinflp = n' sin(0/ -f 2(p — l ) a ) (3 1 ) onde 0' é o ângulo de incidência, $p é o ângulo de emergência, n ’ c o índice de refração do filme, n o do meio e p é o núm ero de reflexões. Considerando que se o p- ésimo feixe transm itido e o feixe que é diretam ente transm itido ( p = l) passassem por O não haveria diferença de fase entre eles, a diferença de cam inho ótico entre eles ao passarem por um ponto P da segunda superfície a um a distância p de O será:
A d = n ( P N p - P N i ) = n p { s m6p - siné^) (3.2) Se 4> for a diferença de fase devido a um a reflexão em u m a das superfícies do filme, a diferença to tal de fase 6P entre o p-ésimo feixe tran sm itid o e o feixe diretam ente transm itido será, com o auxílio de (3.1) e (3.2):
<5p = y A d + 2 ( p - 1 )<f>
= ~^n'h cos A' a ( C0S(P “ l ) a “ tan0'sin(p - 1)q^ + 2(p - l)<ó (3.3)
onde h = p t a n a é a espessura do filme no ponto P. Se a for pequeno, podemos expandir a equação acim a em potências de a :
<5p = (p - l ) ^ ^ - n '/ i c o s 0 ' + 2<^j - (p - l ) 2a ~ ~ n '/ i s i n 0 ' (p — l)(2 p 2 — 4 p -f 3) 2 4.7» n'h cos $'
3 a Ã
E para o caso de incidência norm al (91 = 0):
'4irn'h \ (p — l)(2 p 2 — 4p + 3) 2A~n'h
(3.4)
6
Se a 2 for m uito pequeno, podem os desprezar o term o correspondente. Assim a diferença de fase 6 = 6P — 6p- \ entre dois feixes sucessivos será constante e igual a
Ann'h/X + 2ó. As posições para a intensidade m áxim a corresponderão então a 6 = 2irw e serão dadas por:
C ap ít ul o III --- 22
(3.6) Note que a diferença em h correspondente a dois picos de intensidade vizinhos é igual a A /2n' e as franjas são paralelas a um eixo perpendicular passando p o r O. A distribuição das intensidades será dada pelas fórmulas de Airy [46]. As posições p a ra intensidade m ínim a correponderão a 6 = 2(m + j ) ~ .
O caso de nosso interesse é quando os feixes são refletidos. Se supomos que não existe absorção , o cálculo desenvolvido até aqui continua válido, apenas as posições cor
respondentes a. máximos e mínimos se inverterão. P o rtanto, a condição p ara mínimos será 6 = 2 u u e para máximos 6 = 2(m -f |) ; r .
Note que se o filme for um a fina cam ada de ar entre duas superfícies e um a delas for óticam ente plana, o padrão de interferência observado m o strará os contornos d a ou tra superfície definidos por planos paralelos à superfície óticam ente plana separados de A/2.
Isto perm ite avaliar a topografia da superfície desconhecida e podem ser feitas m edidas quantitativas. Se a superfície possuir um degrau de a ltu ra A h , a franja ao interceptá- lo sofrerá um desvio lateral A m de tal modo que:
O gráfico de I r/ Í por 6 (figura 10) m ostra que a m edida que R aum enta, o contraste entre máximos e mínimos aum enta e a m eia larg u ra de I r / I m ínim o tende a ficar mais estreita. Isto possibilita m edidas de m aior precisão.
A h= —A m
2 (3.7)
Das fórmulas de Airy, a razão da intensidade lum inosa refletida Ir p a ra a intensidade luminosa incidente I será:
Ir F sin2 |<5
(3.8) I 1 + jF sin2 j<5
onde F = 4R /(1 — R)2 e R é o coeficiente de reflexão de am bas as superfícies.
C a p í t u l o III 23
Figura 10: Variação de I r / I em função de 11 e 6. (a) F=200, 11=0.87; (b) F =20, 11=0.64;
(c) F =2, 11=0.27; (d) F=0.2, R= 0.046 [47].
Se as duas superfícies possuírem coeficientes de reflexão R i e R2 diferentes, as equações acim a continuam válidas, apenas trocando R p o r ^ / R \ R2 [47]. Em nosso trab alh o , um a superfície era de Si (i? ~ .9) e a o u tra era correspondente à de um flat de quartzo ( R ~ .04).
O coeficiente de reflexão resultante de nosso sistem a foi de ~ .2.
Apenas ressaltarem os aqui algum as condições experim entais que precisam ser satis
feitas para a aplicação do que desenvolvemos até aqui:
a. o uso de luz m onocrom ática. Fontes de sódio e m ercúrio são geralm ente em pregadas.
b. a separação entre as superfícies precisa ser d a ordem de poucos com prim entos de onda.
E sta é um a condição im p o sta p ara que o term o em a 2 d a equação (3.5) seja pequeno.
A não obediência d esta condição leva a assim etria no p ad rão de interferência [46].
c. 0 feixe de luz incidente deve ser colimado, com I o a 3o de divergência aproxim ada
mente.
d. a direção do feixe incidente deve ser próxim o d a norm al.
CA PÍTULO IV. PR O C ED IM EN TO EX PERIM EN TA L
24
4.1. A m ostras
As am ostras por nós estudadas constituíram -se de Si m onocristalino (100) im plan
tadas com doses de 1.8 10180 + /c m 2 e 3.3 10180 + /c m 2 - 200 keV no im plantador do D epartam ento de Engenharia Elétrica e E letrônica d a U niversidade de Surrey (U.K.). A corrente do feixe de íons foi de 45 /JA, o que aquecia a am o stra à um a te m p eratu ra de
~ 500°C. A um a distância de 3 cm da am ostra, um a m áscara de Si definia a região a ser im plantada (figura 29, seção 6.3.2.1.). Posteriorm ente, algum as das am ostras sofreram tratam en to térmico à 1300°C por um período de 5 horas em atm osfera de argônio. Um a cam ada de S í 0 2 de 0.6 /um de espessura foi dep o sitad a sobre a superfície das am ostras antes do tratam en to térmico como proteção. E ste tra ta m e n to térm ico foi realizado tam bém na Universidade de Surrey.
4.2. Técnicas U tilizadas
Antes das am ostras serem observadas por m icroscopia ótica de reflexão (MOR) e microscopia ótica de interferência (MOI), elas foram subm etidas a um banho em ácido fluorídrico (50 7c) durante 30 s p ara a remoção d a cam ada superficial de S í 0 2 que por
ventura houvesse.
Em seguida, intencionalm ente diferentes regiões de cada am o stra sofreram ataque quí
mico com tem pos diferentes, sendo observadas novam ente por M OR e MOI. Observações complementares foram feitas através de m icroscopia eletrônica de varredura.
A seguir descreveremos as técnicas de MOI e de ataque químico com maiores detalhes.
4.2.1. Microscopia O tica de Interferência 4.2.1.1. Descrição do equipam ento utilizado
O microscópio utilizado foi o Neophot 21 da Zeiss. No lugar d a lâm pada de tungsténio empregou-se um a lâm pada de sódio de baixa pressão ou um a lâm p ad a comercial de mercúrio com o emprego de filtros que selecionavam a ra ia verde. Um flat foi utilizado como su
perfície de referência sobre o qual era colocada a am ostra. A planicidade do ílat era de A/10.
Ca p ít ul o IV 25
AMOSTRA,
LAMPADA DE SÓDIO OU MERCÚRIO
CHAPA FOTOGRÁFICA
FLAT DE QUARTZO
OBJETIVA
Figura 11: O microscópio ótico de reflexão adaptado à microscopia ótica de interferência.
Com o objetivo de garantir a condição de incidência norm al do feixe de luz sobre a am ostra, utilizaram -se lentes de baixa a b e rtu ra num érica cujos valores eram de 0.025 e 0.12. Isto corresponde a ângulos máximos de incidência de 3o e 14° respectivam ente [48]. Também podemos dim inuir consideravelm ente a divergência do feixe se fecharmos o diafragma de cam po o máximo possível.
É de se ressaltar que as superfícies das am ostras possuíam qualidade ótica tan to em polimento como em planicidade.
4.2.1.2. O processo de medição
O padrão de interferência observado n a fronteira entre a região im plantada e a região não im plantada é exemplificado n a figura 12.
O desvio lateral m da franja e a distância M entre as franjas foram m edidas através de um a ocular m icrom étrica. Conforme a equação (3.7), a a ltu ra A h do degrau será:
(4 .1 )
onde A é o comprimento de onda utilizado. P a ra a luz de sódio, A = 0.5893 p m e para a luz de mercúrio,A = 0.5461 pm .
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Figura 12: Padrão de interferência na fronteira da região implantada ( \ = 0.5893 p m ).
As medidas foram efetuadas de duas m aneiras: a) determ inou-se a al tura do degrau em um conjunto de franjas vizinhas ou b) m edindo-se várias vezes m e M para a mesma franja. Em ambos os casos, calculou-se o valor m édio e o desvio padrão am ostrai da a ltu ra do degrau. O primeiro procedim ento perm ite obter um valor que equivale a um valor médio da altu ra do degrau enquanto o segundo procedim ento foi utilizado para a m edida da variação da altu ra do degrau ao longo d a fronteira. Na m aioria dos casos, o desvio padrão am ostrai foi da ordem de dezenas de A ngstrôns.
Com o objetivo de fazer as m edidas sem pre em condições semelhantes, procuram os trab alh ar sempre com padrões de interferência com a m esm a distância entre as franjas.
O ângulo a de inclinação da superfície d a am o stra em relação ao flat foi ~ 10-4 rad ou menor.
4.2.2. A taque Químico 4.2.2.1. Soluções utilizadas
/
P ara o ataque químico, utilizam os a solução segundo Secco D ’Aragona [49]. E um a solução largam ente em pregada n a revelação de defeitos em Si. Sua composição é: 1 parte de um a solução de 44 g de dicrom ato de potássio (/V2CV2O7) diluído em 1 litro de água
destilada mais 2 partes de ácido fluorídrico (50 %).
P ara experiências complementares foram utilizadas duas outras soluções : um a se
gundo W rite-Jenkins [50] e um a solução alcalina de K O H [51].
A solução segundo W rite-Jenkins constituiu-se de um a solução contendo 60 ml de ácido fluorídrico (50 %), 30 ml de ácido nítrico (69 %), 30 ml de um a solução 5 M de trióxido crômico (CVO3), 2 g de nitrato de cobre hidratado ( C u ( N0 -í)2-H2 0), 60 m l de ácido acético glacial (C H3C O O H ) e 60 m l de água destilada. Inicialm ente dissolve-se o nitrato de cobre em água e depois m istura-se os outros reagentes. E utilizada tam bém para revelar defeitos em Si.
A solução de K O H constituiu-se de um a solução 4 N de K O H à tem p eratu ra de ~ 50°C. A taxa de ataque desta solução para o Si é ~ 0.5 /um / m i n m as quase nula para o S1O2 [51].
4.2.2.2. Procedim ento utilizado Alguns cuidados foram tom ados para que o ataque químico fosse uniforme:
a. foram utilizados apenas produtos químicos de qualidade P.A.
b. antes e depois de cada ataque químico, as am ostras foram limpas com acetona P.A.
e água destilada para a remoção de gorduras que porventura existissem na superfície das am ostras
c. durante o ataque químico, a solução foi ag itad a m anualm ente a fim de uniformizar o ataque
d. para o controle da tem p eratu ra da solução, foi utilizado um term ostato. A tem per
atu ra durante o ataque químico foi de 20 ± 1 °C.
Intencionalmente, diferentes regiões de um a m esm a am ostra foram expostas à ação do ataque químico conforme o procedim ento ilustrado n a figurá 13. As regiões selecionadas para não sofrerem o ataque foram cobertas com fita adesiva p ara a sua proteção . Entre cada ataque, a proteção era deslocada de m odo a expor ou a proteger novas regiões da am ostra. Também em cada intervalo eram m edidas as profundidades das regiões atacadas do lado não im plantado (1), do lado im plantado (2) assim como a diferença de altu ra entre eles (3).
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12 ATAQUE QUÍMICO
22
ATAQUE Q U ÍM IC O , ETC
Figura 13: Procedimento utilizado para o ataque químico. L I - lado implantado, LNI - lado não implantado, LA - lado atacado, LNA - lado não atacado.
4.2.2.3. Medidas da ta x a de ataque d a solução de ataque químico
Para poderm os medir a ta x a de ataque d a solução segundo Secco D ’A ragona e como esta variava em função do tem po de vida da solução e das diferentes procedências dos pro
dutos químicos, preparam os três soluções segundo Secco D ’Aragona: a prim eira utilizando o ácido fiuorídrico (48-51 %) d a m arca Reagen, a segunda utilizando o ácido fluorídrico (40 %) da m arca Reaclif e um terceira solução utilizando o ácido fluorídrico tam bém da m arca Reaclif, mas de tal modo que a concentração do ácido n a solução fosse de 50 %. As soluções foram preparadas ao mesmo tem po e arm azenadas em frascos de polietileno em um mesmo local.
Com o auxílio de 3 am ostras de Si não im plantadas e provenientes da m esm a pastilha, expusemos um a determ inada região de cada am ostra durante 30 s ao ataque de cada solução . Através da m edida por MOI d a profundidade d a ,região atacada, obtivemos o valor da tax a de ataque para cada solução . O ataque foi feito em diferentes dias para a mesma solução , onde então pudem os m edir como a ta x a de ataque variava em função do tem po de vida da solução . Os resultados serão m ostrados na seção 5.3.4 do próximo capítulo.
LI / LNI
