Optimización de multicapas Si/SiGe dopadas con fósforo para transistores verticales Gate-All-Around de alto rendimiento

Resumen

Los transistores de efecto de campo verticales gate-all-around (vGAAFET) se consideran candidatos potenciales para reemplazar FinFETs en tecnología de fabricación de circuitos integrados avanzados en nodo 3-nm y más allá. Una multicapa (ML) de Si/SiGe/Si se cultiva y procesa comúnmente para formar transistores verticales. En este trabajo se estudió la incorporación de P en Si/SiGe/Si y el grabado vertical de estas MLs seguido de grabado selectivo de SiGe en dirección lateral para formar estructuras para vGAAFET. Se propusieron varias estrategias para la epitaxia: purga de hidrógeno para reducir acceso de átomos P a superficie Si, y/o insertar espaciadores Si o Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ a ambos lados de capas Si dopadas con P, y sustituir SiH₄ por SiH₂Cl₂ (DCS). Resultados experimentales mostraron que la segregación y auto-dopaje también se alivian añadiendo 7% Ge a Si dopado con P. La estructura tuvo buena calidad de red y casi ninguna relajación de tensión. El grabado selectivo entre Si dopado con P (o Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado con P) y SiGe se discutió usando grabado húmedo y seco. Se comparó rendimiento y selectividad de diferentes métodos. Este artículo proporciona conocimiento sobre cómo abordar retos de epitaxia y grabado de capas tipo n en estructura vGAAFET.

Introducción

Al escalar CMOS hasta su límite físico, los efectos de canal corto debilitan significativamente el rendimiento del transistor. Una solución son nuevos diseños, como GAAFETs (transistores gate-all-around), considerados los más prometedores para transistores nanométricos hasta nodo 3-nm. Nanocables/nanoláminas laterales y verticales son estructuras principales según IRDS 2020 para reemplazar FinFETs. Los vGAAFETs (GAAFETs verticales) tienen flexibilidad de diseño libre en longitud de compuerta y gran potencial para aumentar densidad de integración. Hay dos categorías principales para implementar estructuras de nanocable vertical: bottom-up y top-down. El método bottom-up introduce catalizador metálico, que puede traer problemas de compatibilidad de proceso. El método top-down es el principal en la industria por su mejor control de configuración de nanocable y compatibilidad con FinFET. El método top-down para fabricar vGAAFETs atrae mucha atención. La compuerta auto-alineada con control preciso de longitud fue tema crucial. Para lograr mejor control de longitud efectiva o reducir variación, la longitud de compuerta podría determinarse principalmente por espesor de material de canal epitaxialmente crecido sobre superficie plana inferior, como Si/SiGe/Si, siendo SiGe el material de canal. Otro reto crítico de integración radica en dopaje entre canal y regiones S/D, especialmente con control de unión abrupta. Comparado con implante tradicional de fuente/drenaje, proceso de epitaxia simplifica fabricación, reduce daño superficial y logra perfil de dopaje uniforme. Sin embargo, la estructura sándwich Si dopado con P/SiGe/Si dopado con P es difícil de crecer epitaxialmente debido a fenómenos de segregación, auto-dopaje y difusión hacia afuera de dopantes tipo n comunes: fósforo, arsénico y/o antimonio en interfaz Si/SiGe en sistemas CVD. Por tanto, átomos donadores segregados se acumulan en interfaz Si/SiGe y capa SiGe se doparía, degradando rendimiento del transistor con alta fuga.

Una estrategia para impedir segregación de dopante es aplicar temperatura de crecimiento muy baja. Hay series de reportes esforzándose en crecer dopaje tipo n por epitaxia de haz molecular (MBE); sin embargo, este método no se ha aplicado para CVD. Equipos MBE son mayormente de diseño single-chip, requieren alto vacío y rendimiento lento. Además, MBE no es compatible con wafers >8 pulgadas en industria. Por tanto, MBE no es adecuado para producción en masa industrial. Sin embargo, sistema RPCVD tiene fuerte capacidad de producción y estructura simple, adecuado para industria IC. Primera idea para crecimiento RPCVD es regular flujo de hidrógeno en cámara ya que hidrógeno es gas portador y afecta cinética de gases precursores. Li et al. reportaron que hidrógeno cambia estructura de enlace de átomos huésped en superficie y reduce energía de segregación aplicando baja temperatura en sistema RTCVD. Sin embargo, efecto de hidrógeno no se ha explorado en interfaz Si/SiGe en sistema RPCVD. Suvar et al. insertaron capas espaciadoras Si no dopadas de 30 nm entre Si dopado con P y SiGe para reducir concentración P en interfaz por factor 4 (8×10¹⁹ a 2×10¹⁹ cm⁻³), pero pico de dopaje P no se elimina. Bennett et al. estudiaron efecto de tensión en dopaje tipo n en Si. Solubilidad sólida de dopaje aumentó introduciendo tensión tracción en Si. Christensen et al. no hallaron dependencia significativa de difusividad P con contenido Ge en Si₁₋ₓGeₓ (0≤x≤0.22). Coeficientes de difusión P tuvieron poca diferencia entre Si relajado y SiGe bi-axialmente comprimido. Zangenberg et al. observaron aumento de coeficiente de difusión por factor 2 a 825 °C para Si₀.₈₈Ge₀.₁₂ relajado.

En este artículo, se proponen varios métodos para mejorar incorporación de P en Si en multicapa Si/SiGe/Si usando RPCVD. En experimentos, diferentes estrategias como purga de hidrógeno, insertar capas espaciadoras no dopadas, cambiar precursor Si de SiH₄ a SiH₂Cl₂ (DCS), y modular perfil de tensión introduciendo capa sacrificial Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ a ambos lados de capa SiGe se presentaron. Además, se discutió grabado selectivo de SiGe para formar capa SiGe delgada (canal). Se compararon características de grabado húmedo y seco. La estructura final se pretende para vGAAFETs para nodo sub-10-nm en futuro.

Métodos

Multicapas (MLs) Si/SiGe/Si se crecieron en wafers Si <100> de 200 mm con equipo RPCVD (ASM Epsilon 2000). Sustratos Si se limpiaron con mezcla H₂SO₄/H₂O₂, seguido por HF diluido para eliminar óxido nativo antes de insertar en cámaras de carga de epitaxia. Muestras se limpiaron in situ por recocido a 1050 °C para eliminar óxido nativo y obtener superficie Si de alta calidad. Precursores para Si, Ge y P: SiH₄ (o SiH₂Cl₂), 10% GeH₄ en H₂, 2% PH₃ en H₂. Temperatura de crecimiento 650 °C, presión cámara 80 Torr durante epitaxia. En algunos experimentos, presión reducida a 10 Torr para crecer capa Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopada con P en regiones S/D. Contenido Ge en canal SiGe se mantuvo constante 0.22. Para estudiar grabado selectivo, se depositó 50 nm nitruro/30 nm óxido como hardmask para proteger MLs inferiores. Litografía y grabado anisotrópico vertical seco formaron patrones cuboides separados. Experimentos de grabado selectivo se realizaron con herramienta húmeda HF (6%):H₂O₂ (30%):CH₃COOH (99.8%) = 1:2:4 y herramienta seca CF₄:O₂:He = 4:1:5.

Las MLs Si/SiGe/Si se caracterizaron por: microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HRTEM, Thermo Scientific Talos F200), espectroscopía de rayos X dispersiva en energía (EDX), difracción de rayos X de alta resolución (HRXRD), mapa de red recíproca de alta resolución (HRRLM) Bruker JV Delta-x, microscopía electrónica de barrido (SEM) Hitachi, y espectroscopía de masas de iones secundarios (SIMS).

Resultados y discusión

Epitaxia de MLs Si/SiGe/Si dopadas con P

En este estudio, la incorporación de P en Si y SiGe se exploró inicialmente. Las estructuras ML se muestran en Fig. 1a. Se creció ML de Si dopado con P/Si no dopado con flujo PH₃ creciente, y perfiles de capa se examinaron por SIMS en Fig. 1b. La concentración P aumenta y alcanza nivel máximo 2,6×10¹⁹ cm⁻³. Dos muestras más con perfiles 'Si dopado P/Si₀.₇₂Ge₀.₂₈/Si dopado P' y 'Si/Si dopado P/Si' se diseñaron, y perfiles P se muestran en Fig. 1c, d. En Fig. 1c, se observa acumulación P en interfaces de multilayers Si dopado P/Si₀.₇₂Ge₀.₂₈. La acumulación interfacial P aumenta con concentración P de abajo a arriba en multilayers, y concentración máxima 1,6×10²⁰ cm⁻³, 6 veces la de Fig. 1b (2,6×10¹⁹ cm⁻³). En capas Si₀.₇₂Ge₀.₂₈ dopadas (Fig. 1d), concentraciones P son notablemente mayores, sin picos en interfaz. Por dopaje, porcentaje Ge aumenta ligeramente. Este comportamiento se relaciona con adsorción mejorada de SiH₄ y GeH₄ en presencia de PH₃. Además, por dopaje, espesores de capa difieren entre Fig. 1c, d con mismo tiempo de crecimiento. Significa que dopaje P aumenta tasa de crecimiento de capas Si₀.₇₂Ge₀.₂₈ y absorción de GeH₄, mientras tasa de crecimiento Si se retrasa por adsorción P. Estos fenómenos son consistentes con resultados reportados. De lo anterior, segregación P y auto-dopaje son graves en interfaz Si/SiGe. Pico de dopaje P en interfaz causa dopaje no intencional en capa SiGe. Como SiGe es capa de canal en transistores, perfil de dopaje inhomogéneo o altos niveles de dopaje fondo limitarían aplicaciones. Varios métodos para eliminar pico P se discuten abajo. Para mejor comparación, todas capas SiGe están tensadas, y relación flujo SiH₄ (SiH₂Cl₂) y GeH₄ para capa SiGe no se alteró en todos experimentos.

Impacto de capas espaciadoras

Capas espaciadoras Si no dopadas se insertaron entre capa Si dopada inferior y capa SiGe no dopada para absorber exceso átomos P. Fig. 2a muestra diagrama esquemático de estructura diseñada, y Fig. 2b-d demuestran resultados de perfiles de espaciadores Si integrados con espesores (b) 3 nm, (c) 5 nm, (d) 10 nm. Los picos de acumulación P se reducen, mientras porcentajes Si/Ge y concentración P en capas Si se mantienen constantes. Nivel de acumulación P se reduce 82%, de 4×10¹⁹ cm⁻³ (Fig. 2b) a 7×10¹⁸ cm⁻³ (Fig. 2d), al aumentar espesor espaciador X_b de 3 a 10 nm. Aumentar espesor espaciadores Si no dopados aumenta absorción de átomos P excesivos. En Fig. 2d, pendiente perfil P en superficie Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si es 15,9 nm/dec, mientras en interfaz Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄ es 31,3 nm/dec. Sin embargo, espaciador Si demasiado grueso no es solución apropiada pues resistencia hoja aumenta. Por tanto, compromiso entre resistencia hoja y control no controlado de perfil P debe hacerse para transistores. Fig. 2 revela también impacto de capa espaciadora entre capas Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄ (X_b) fue diferente de capa entre Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si (X_t). En Fig. 2b, c, espesores espaciador entre Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si fueron 3 nm y 5 nm, mientras en Fig. 2d no se insertó capa espaciador. Sin embargo, pendiente perfil P en Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si es la misma (~15,9 nm/dec), aunque en Fig. 2d se eliminó espaciador superior pero no se observó influencia en perfil dopaje. De resultados, pico P solo estaba en interfaz Si/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄, posiblemente por límite solubilidad; exceso átomos P pueden formar dímeros P-P en superficie e incorporarse en capa capa SiGe. Además, hay auto-dopaje P durante crecimiento SiGe tras Si dopado P. Por tanto, se buscaron métodos para eliminar exceso átomos P o mejorar solubilidad Si.

Impacto de purga de hidrógeno en interfaz Si/SiGe/Si MLs

En esta sección, capa espaciadora Si se fijó en 5 nm, y purga de hidrógeno se introdujo para eliminar exceso átomos P tras crecimiento Si dopado P. De Fig. 3c, d, aumentar flujo hidrógeno 20 a 60 sccm y tiempo purga 2 a 10 min no tiene efecto obvio en pico P. Concentración dopaje en Si es 3×10¹⁹ cm⁻³, misma que en sección "Impacto de capas espaciadoras". Concentración pico P en interfaz es misma que concentración en Si de Fig. 3d. Espesores capa son mismos bajo diferentes condiciones purga. Átomos P no pueden eliminarse por hidrógeno; esto explica formación de complejos P estables en superficie. Cambiar parámetros como temperatura, presión, tiempo purga sería útil, pero tiempo purga demasiado largo no es adecuado por coste tiempo, y alta temperatura (>950 °C) causa inter-difusión Si-Ge.

Impacto de química de crecimiento en incorporación P

En estos experimentos, precursor Si, SiH₄, se sustituyó por SiH₂Cl₂ (DCS). Parámetros crecimiento fueron mismos, y estructuras contienen capa espaciadora Si 5 nm y tiempo purga 5 min con flujo 60 sccm. La idea es investigar si química basada en Cl podría eliminar exceso átomos P por superficie Si y reacciones P-Cl, Si-Cl o Ge-Cl. De Fig. 4, concentración pico P reduce factor 2 (2,6×10¹⁹ a 1,3×10¹⁹ cm⁻³), y concentraciones P en capas Si son 2,6×10¹⁹ cm⁻³. Contenido Ge estimado 30%, mayor que SiGe con SiH₄. Mayor contenido Ge demuestra que Cl remueve preferentemente átomos Si en reacciones superficiales. Este resultado también explicable por diferente relación entre relación flujo gas y concentración Ge con precursores gaseosos SiH₄ y SiH₂Cl₂. Otra explicación: átomos Ge aumentan desorción hidrógeno, aumentando sitios nucleación libres. Pendiente concentración P en interfaz Si₀.₇Ge₀.₃/Si fue 13,2 nm/dec, poco más aguda que Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si (15,9 nm/dec). Pendiente perfil P en interfaz Si/Si₀.₇Ge₀.₃ fue 20 nm/dec. Por tanto, introduciendo más HCl o aumentando relación gas SiH₂Cl₂/GeH₄, átomos P segregados en superficie Si dopado pueden ser grabados por HCl para formar dímeros P-Cl y concentración pico P en Si/SiGe podría ser menor.

Impacto de contenido Ge en perfil P

Como discutimos, incorporación P en SiGe fue notablemente mayor que en Si. Esto plantea idea de añadir pequeño porcentaje Ge (7%) en espaciadores Si (5 nm) podría mejorar incorporación P en Si. Cabe mencionar que nuestro propósito no es cambiar significativamente carácter Si dopado P sino impedir segregación P en Si. En estas muestras, presión cámara reducida a 10 Torr durante crecimiento capas espaciadoras. Tasa crecimiento dependiente dopaje y porcentaje Ge serían importantes en esta condición. De Fig. 5b, capas superior e inferior fueron 110 nm Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ con concentración P 1×10²⁰ cm⁻³, capa media 40 nm Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ con concentración P 3,5×10¹⁹ cm⁻³. Pendiente concentración P en Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ fue ~33 nm/dec. Pendiente no aguda porque diferencia porcentaje Ge entre capas no fue suficiente. En Fig. 5d, tres capas Si₀.₉₃Ge₀.₀₇/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ MLs crecieron para verificar uniformidad dopaje, estructura diagrama Fig. 5c. Se ve, de abajo a arriba, concentración P disminuye, explicable por efecto memoria P. Átomos P residuales en cámara o difunden se acumulan en superficie película y bloquean sitios activos libres. Aunque pico P eliminado, segregación entre Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ y Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ seguía siendo grave.

Características de grabado selectivo de MLs Si/SiGe/Si

Cuando estructura ML crece exitosamente (usando estrategias crecimiento arriba), nanocables (NWs) forman por grabado vertical usando SiO₂/SiN como hardmask. Después, capa SiGe debe grabarse selectivamente a Si en dirección lateral para formar capa canal con ancho diseñado. En experimentos, dos tipos estructuras ML elegidos: Si dopado P/SiGe/Si dopado P (muestra-1, Fig. 2c) y Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado P/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado P (muestra-2, Fig. 5b). Elecciones según discusiones donde difusión P ha sido (parcialmente) suprimida, y perspectivas aplicación dispositivo consideradas.

Grabado dirección vertical realizado por grabado seco; para grabado lateral se aplicó grabado selectivo seco o húmedo. Perfiles grabado muestra-1 en Fig. 6a, b. Imagen TEM y mapeo EDS de Fig. 6a mostrado en Fig. 7. En experimentos, hardmask es óxido/nitruro. Fig. 6a muestra tras 11,5 s grabado seco CF₄/O₂/He. Selectividad grabado Si₀.₈₆Ge₀.₁₄ y Si dopado P es 5,8. Fig. 6b muestra tras 20 min grabado húmedo HF (6%)/H₂O₂ (30%)/CH₃COOH (99.8%). Grabado húmedo eliminó hardmask (SiO₂/SiN), y como resultado, capa capa Si grabada ~10 nm también. Como discutido en "Impacto de capas espaciadoras", hay acumulación P en interfaz Si dopado P/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄. Grabado húmedo sensible a nivel dopaje; por tanto, primera interfaz grabada más rápido. Como resultado, frente grabado no vertical, facetado o angulado. Selectividad promedio <4,2. Comparando métodos, grabado seco sensible a porcentaje Ge con mejor selectividad SiGe, mientras grabado húmedo sensible a concentración dopante. Grabados muestra-2 también estudiados Fig. 6c, d. Fenómenos similares observados, mientras profundidades grabado selectivo SiGe fueron mayores (Fig. 6a, c) por mayor porcentaje Ge. En grabado seco, selectividad Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ y Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado P fue 6,3; en grabado húmedo, selectividad promedio <2,5. Por tanto, grabado seco mejor opción considerando uniformidad y selectividad.

Análisis adicionales investigaron tensión tras pasos grabado en muestra-1 y muestra-2. Fig. 8a-h muestran curvas rocking (004) (RCs): as-grown, tras grabado vertical, y grabado lateral SiGe húmedo y seco. En análisis RC, ensanchamiento (anchura a media altura FWHM) indica densidad defectos, y posición pico SiGe comparado a Si determina cantidad tensión en capa. Enfatizamos que ensanchamiento pico también puede deberse a espesor delgado capa. Por tanto, difícil distinguir contribución densidad defectos, pero solo comparar FWHM en extensiones. En RCs, muestra-1 (Fig. 8a-d) tiene capa SiGe única; muestra-2 (Fig. 8e-h) muestra dos picos representando 7% y 22% Ge. Para muestras as-grown, interferencia haz rayos X observada, causando franjas espesor capa. Aparición franjas muestra interfaz SiGe/Si alta calidad. En RCs muestra-1 y muestra-2, pico Ge se desplazó hacia pico sustrato Si indicando relajación tensión. No se detectó desplazamiento adicional pico Ge tras grabado lateral seco SiGe. Resultado prometedor para rendimiento transistor ya que movilidad portadores en región canal depende tensión. Mientras tanto, tensión más relajada para SiGe grabado húmedo, más desplazamiento hacia pico sustrato observado. Esto muestra grabado húmedo no adecuado para grabado lateral SiGe formando capa canal.

Análisis rayos X adicionales para información densidad defectos en Fig. 9a-h. HRRLMs, basados en mediciones 2D, realizados Fig. 9a-h. Indicador densidad defectos en HRRLMs es ensanchamiento capa SiGe entlang dirección ω (ω ángulo haz incidente). Posición picos Si y SiGe proporciona componentes tensión paralela y perpendicular a dirección crecimiento. En muestra-1 y muestra-2, capas SiGe as-grown muestran ensanchamiento ω menor, y capa alineada a Si mostrando capas SiGe totalmente tensadas (Fig. 9a, e). Fig. 9b muestra muestra tras grabado vertical, pico SiGe desplazado hacia sustrato Si similar resultados RC Fig. 8b indicando relajación tensión. Sorprendentemente, muestra grabada lateral seco (Fig. 9c) muestra claro ensanchamiento ω pico SiGe junto con desplazamiento en espacio recíproco, dirección fuera alineación con pico Si. Sin embargo, muestra grabada húmedo (Fig. 9d) totalmente alineada tensión y intensidad capa menor que seca (Fig. 9c). En este caso, se espera defectos generados tengan orígenes diferentes ya que naturaleza proceso grabado es diferente. Muestra-2 contiene dos capas SiGe; pico Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ sobrevive tras grabado en direcciones vertical y lateral, mientras Si₀.₇₈Ge₀.₂₂ desaparece tras grabado vertical mostrando relajación tensión total (Fig. 8f-h). Mala estabilidad proceso muestra-2 podría originarse en dopaje P, que promueve formación dislocaciones mismatched.

Conclusiones

En este trabajo, epitaxia de MLs Si dopado P/SiGe/Si dopado P junto con grabado de estas MLs como estructuras iniciales para vGAAFET se investigó. Primero, incorporación P en MLs Si/SiGe/Si se estudió. Diferentes estrategias para epitaxia y estructura ML propuestas para eliminar pico P-segregado en interfaz heteroestructura Si/SiGe. De experimentos, insertar capa espaciadora no dopada disminuye pico P. Purga hidrógeno para eliminar exceso átomos P no muy útil y dímeros P-P estables no eliminados totalmente. Sustituir SiH₄ por SiH₂Cl₂ como precursor Si para introducir química Cl durante crecimiento disminuyó notablemente pico P segregado por reacciones superficiales Cl activas. Impacto de capas espaciadoras Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ tras Si dopado P también investigado. Resultados mostraron pico P en interfaz SiGe desapareció, mientras incorporación P en estas capas mejoró orden magnitud. En segunda parte, grabado vertical de MLs Si/SiGe/Si realizado para formar NWs, y luego en NWs, SiGe grabado selectivo húmedo o seco. Grabado húmedo sensible a concentración dopante; grabado seco sensible a contenido Ge. Grabado seco más apropiado para estructuras tipo n con perfil grabado uniforme y mayor selectividad. Para MLs Si dopado P/Si₀.₈₆Ge₀.₁₄/Si dopado P, selectividad 5,8 seco y 4,2 húmedo. Selectividad MLs Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado P/Si₀.₇₈Ge₀.₂₂/Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ dopado P fue 6,3 seco y 2,5 húmedo. Tensión en SiGe mayormente preservada en Si/SiGe/Si tras grabado vertical y lateral; mientras tensión en MLs con capa espaciadora Si₀.₉₃Ge₀.₀₇ introducida tuvo mala estabilidad tras proceso grabado.