Otimização de Multicamadas Si/SiGe Dopadas com Fósforo para Transistores Verticais Gate-All-Around de Alto Desempenho

Resumo

Transistores de efeito de campo vertical gate-all-around (vGAAFETs) são considerados candidatos potenciais para substituir FinFETs para tecnologia de manufatura de circuitos integrados avançados no nó de tecnologia de 3 nm ou além. Uma multicamada (ML) de Si/SiGe/Si é comumente cultivada e processada para formar transistores verticais. Neste trabalho, a incorporação de P em Si/SiGe/Si e a gravação vertical dessas MLs seguida por gravação seletiva de SiGe na direção lateral para formar estruturas para vGAAFET foram estudadas. Várias estratégias foram propostas para a epitaxia, como purga de hidrogênio para esgotar o acesso de átomos de P na superfície de Si, e/ou inserção de espaçadores de Si ou Si_0.93Ge_0.07 em ambos os lados das camadas de Si dopadas com P, e substituição de SiH₄ por SiH₂Cl₂ (DCS). Resultados experimentais mostraram que a segregação e auto-dopagem também poderiam ser aliviadas adicionando 7% de Ge ao Si dopado com P. A estrutura tinha boa qualidade de rede e quase não tinha relaxamento de tensão. A gravação seletiva entre Si dopado com P (ou Si_0.93Ge_0.07 dopado com P) e SiGe também foi discutida usando gravação úmida e seca. O desempenho e seletividade de diferentes métodos de gravação também foram comparados. Este artigo fornece conhecimento sobre como lidar com os desafios ou dificuldades da epitaxia e gravação de camadas tipo-n na estrutura de GAAFETs verticais.

Introdução

À medida que o escalonamento do semicondutor complementar de óxido metálico (CMOS) atinge sua limitação física, os efeitos de canal curto enfraquecem significativamente o desempenho do transistor. Uma solução para esses problemas são novos designs de transistores, por exemplo, GAAFETs (transistores de efeito de campo gate-all-around), que também são considerados o candidato mais promissor para transistores na escala nanométrica até o nó de tecnologia de 3 nm. Nanofios/nanofolhas laterais e verticais são as principais estruturas de acordo com o Roteiro Internacional para Dispositivos e Sistemas (IRDS) 2020 para substituir FinFETs. GAAFETs verticais (ou vGAAFETs) têm flexibilidade de design livre no comprimento do gate e têm grande potencial para aumentar a densidade de integração. Existem duas categorias principais para implementar estruturas de nanofios verticais: bottom-up e top-down. O método bottom-up introduz catalisador metálico, o que pode trazer problemas de compatibilidade de processo. O método top-down é o mainstream na indústria devido ao seu melhor controle de configuração de nanofio e sua compatibilidade com FinFET. O método top-down para fabricar GAAFETs verticais atrai muita atenção. Gate auto-alinhado com controle preciso de comprimento de gate foi uma questão crucial. Para alcançar melhor controle de comprimento de gate efetivo ou reduzir variação, o comprimento do gate poderia ser determinado principalmente pela espessura do material de canal cultivado epitaxialmente em uma superfície plana inferior, como Si/SiGe/Si, e SiGe era o material de canal. Além disso, outro desafio crítico de integração reside na dopagem entre canal e regiões S/D, especialmente com controle de junção abrupta. Comparado com o processo tradicional de implantação de fonte/dreno, o processo de epitaxia simplifica o processo de fabricação, reduz danos de superfície e alcança perfil de dopagem uniforme. No entanto, a estrutura sanduíche de Si dopado com P/SiGe/Si dopado com P é difícil de crescer epitaxialmente devido aos fenômenos de segregação, auto-dopagem e out-difusão dos dopantes tipo-n mais comuns, fósforo, arsênio e/ou antimônio na interface Si/SiGe em sistemas de deposição química de vapor (CVD). Portanto, os átomos doadores segregados se acumulam na interface Si/SiGe e a camada SiGe seria dopada, o que pode degradar o desempenho do transistor com alta corrente de fuga.

Uma estratégia para impedir a segregação de dopante é aplicar temperatura de crescimento muito baixa. Existem uma série de relatórios para fazer muitos esforços para crescer dopagem tipo-n por epitaxia de feixe molecular (MBE); entretanto, este método não foi aplicado para CVD. Equipamentos MBE são principalmente de design single-chip, requerendo alto vácuo e baixa taxa de throughput. Além disso, equipamentos MBE não são compatíveis com tamanhos de wafer acima de 8 polegadas na indústria. Portanto, a tecnologia MBE não é adequada para aplicações de produção em massa industrial. No entanto, o sistema RPCVD tem forte capacidade de produção e estrutura de equipamento simples, que é adequado para a indústria de CI. A primeira ideia para crescimento RPCVD é regular o fluxo de hidrogênio na câmara, já que o hidrogênio é o gás carreador e pode afetar a cinética de gases precursores. Li et al. relataram que o hidrogênio mudou a estrutura de ligação de átomos hospedeiros na superfície e reduziu a energia de segregação aplicando temperatura de crescimento baixa em sistema de CVD térmico rápido (RTCVD). No entanto, o efeito do hidrogênio não foi explorado na interface Si/SiGe em sistema de CVD de pressão reduzida (RPCVD). Suvar et al. inseriram camadas espaçadoras de Si não dopado de 30 nm entre Si dopado com P e SiGe para reduzir a concentração de P na interface por um fator de 4 (de 8 × 10¹⁹ cm⁻³ para 2 × 10¹⁹ cm⁻³), mas o pico de dopagem P não pôde ser eliminado. Bennett et al. estudaram o efeito de tensão na dopagem tipo-n em Si. A solubilidade sólida de dopagem foi aumentada introduzindo tensão de tração em Si. Christensen et al. não encontraram dependência significativa da difusividade de P no teor de Ge em Si_1-xGe_x (0 ≤ x ≤ 0,22). E os coeficientes de difusão de P tiveram pouca diferença entre Si relaxado e SiGe compressivamente tensionado biaxialmente. Zangenberg et al. observaram um aumento do coeficiente de difusão por um fator de 2 a 825 °C para Si_0.88Ge_0.12 relaxado.

Neste artigo, vários métodos foram propostos para melhorar a incorporação de P em Si em uma multicamada de Si/SiGe/Si usando RPCVD. Nos experimentos, diferentes estratégias como purga de hidrogênio, inserção de camadas espaçadoras não dopadas, mudança do precursor de Si de SiH₄ para SiH₂Cl₂ (DCS), e modulação do perfil de tensão introduzindo camada sacrificial Si_0.93Ge_0.07 em ambos os lados da camada SiGe foram apresentadas. Além disso, a gravação seletiva de SiGe foi discutida para formar camada fina de SiGe (pretendida como camada de canal). As características de gravação de ferramentas de gravação úmida e seca também foram comparadas. A estrutura final pretende ser usada para vGAAFETs para nó de tecnologia sub-10-nm no futuro.

Métodos

Multicamadas (MLs) Si/SiGe/Si foram cultivadas em wafers Si <100> de 200 mm com equipamento RPCVD (ASM Epsilon 2000). Os substratos Si foram limpos com solução de mistura de H₂SO₄ e H₂O₂, seguido por HF diluído para remover óxido nativo antes de inserir nas câmaras de carga da câmara de epitaxia. As amostras foram limpas in situ por recozimento a 1050 °C para remover o óxido nativo e obter superfície de Si de alta qualidade. Os precursores para Si, Ge e P foram SiH₄ (ou SiH₂Cl₂), 10% GeH₄ em H₂ e 2% PH₃ em H₂. A temperatura de crescimento foi 650 °C, enquanto a pressão da câmara foi mantida a 80 Torr durante a epitaxia. Em alguns experimentos, a pressão da câmara foi reduzida a 10 Torr para cultivar camada de Si_0.93Ge_0.07 dopada com P nas regiões de fonte/dreno (S/D). O teor de Ge na camada SiGe foi mantido constante em 0,22. Para estudar as características de gravação seletiva, 50 nm de nitreto/30 nm de óxido foram depositados como hardmask para proteger as MLs inferiores. Litografia e gravação anisotrópica vertical seca foram realizadas para formar padrões de paralelepípedo separados. Experimentos de gravação seletiva foram realizados com ferramenta de gravação úmida de HF (6%):H₂O₂ (30%):CH₃COOH (99,8%) = 1:2:4 e ferramenta de gravação seca de CF₄:O₂:He = 4:1:5.

As MLs Si/SiGe/Si foram caracterizadas pelas técnicas de microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução (HRTEM), espectroscopia de raios X por energia dispersiva (EDX), difração de raios X de alta resolução (HRXRD), e mapa de rede recíproca de alta resolução (HRRLM) de Bruker JV Delta-x, microscopia eletrônica de varredura (SEM) da Hitachi (Japão), e espectroscopia de massa de íons secundários (SIMS).

Resultados e Discussão

Epitaxia de MLs Si/SiGe/Si Dopadas com P

Neste estudo, a incorporação de P em Si e SiGe foi explorada inicialmente. As estruturas ML são mostradas. Uma ML de Si dopado com P/Si não dopado com fluxo crescente de PH₃ foi cultivada, e os perfis de camada foram examinados por SIMS. A figura mostra que a concentração de P aumenta e atinge o nível mais alto de 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³. Duas amostras mais com perfil de 'Si dopado com P/Si_0.72Ge_0.28/Si dopado com P' e 'Si/Si dopado com P_0.72Ge_0.28/Si' foram projetadas, e o perfil de P é demonstrado. Em um caso, um acúmulo de P é observado nas interfaces de multilayers Si dopado com P/Si_0.72Ge_0.28. O acúmulo interfacial de P aumenta com o aumento da concentração de P da camada inferior para a superior nas multilayers, e a concentração mais alta é 1,6 × 10²⁰ cm⁻³, que é 6 vezes maior que a concentração no caso anterior (2,6 × 10¹⁹ cm⁻³). Em camadas Si_0.72Ge_0.28 dopadas, as concentrações de P são notavelmente mais altas, e não há picos na interface. Devido à dopagem, a porcentagem de Ge é ligeiramente aumentada. Este comportamento está relacionado à adsorção aprimorada de SiH₄ e GeH₄ na presença de PH₃. Além disso, devido à dopagem, as espessuras das camadas são diferentes entre os dois casos, que têm o mesmo tempo de crescimento. Isso significa que a dopagem com P aumenta a taxa de crescimento de camadas Si_0.72Ge_0.28 e a absorção de GeH₄, enquanto a taxa de crescimento de Si é retardada devido à adsorção de P. Esses fenômenos são consistentes com os resultados relatados nas referências. Do exposto, os fenômenos de segregação de P e auto-dopagem são sérios na interface Si/SiGe. O pico de dopagem P na interface Si/SiGe causa dopagem não intencional na camada SiGe. Como SiGe é pretendido como camada de canal nos transistores, o perfil de dopagem inhomogêneo ou altos níveis de dopagem de fundo limitariam aplicações do dispositivo. Vários métodos para eliminar o pico de P seriam discutidos abaixo. Para melhor comparação, todas as camadas SiGe são tensionadas, e a razão de fluxo de SiH₄ (SiH₂Cl₂) e GeH₄ para a camada SiGe não foi alterada ao longo de todos os experimentos.

Impacto das Camadas Espaçadoras

Camadas espaçadoras de Si não dopado foram inseridas entre a camada inferior de Si dopado e camada de SiGe não dopado para absorver o excesso de átomos de P. A figura mostra o diagrama esquemático da estrutura projetada, e demonstra os resultados de perfil de espaçadores de Si integrados com espessura de 3 nm, 5 nm e 10 nm. Os picos de acúmulo de P são reduzidos, enquanto a porcentagem Si/Ge e concentração de P em camadas de Si são mantidas constantes. O nível de acúmulo de P é reduzido em 82%, de 4 × 10¹⁹ cm⁻³ para 7 × 10¹⁸ cm⁻³, quando a espessura do espaçador X_b aumentou de 3 para 10 nm. Aumentar a espessura de camadas espaçadoras de Si não dopado aumenta a absorção de átomos excessivos de P. No entanto, camada espaçadora de Si muito grossa não é uma solução apropriada, pois a resistência de folha aumenta. Portanto, um compromisso entre resistência de folha e controle não controlado do perfil de P deve ser feito para transistores. A figura revela também que o impacto da camada espaçadora entre as camadas Si/Si_0.86Ge_0.14 (X_b) foi diferente da camada entre Si_0.86Ge_0.14/Si (X_t). No entanto, a inclinação do perfil de P na interface Si_0.86Ge_0.14/Si é a mesma (cerca de 15,9 nm/dec), embora na maior espessura a camada espaçadora superior foi removida mas nenhuma influência no perfil de dopagem foi observada. Dos resultados acima, o pico de P estava apenas na interface Si/Si_0.86Ge_0.14, o que possivelmente se deve ao limite de solubilidade; o excesso de átomos de P pode formar dímeros P-P na superfície e ser incorporado na camada de tampa SiGe. Além disso, há uma auto-dopagem de P durante o crescimento de SiGe após Si dopado com P. Portanto, métodos para limpar o excesso de átomos de P ou melhorar a solubilidade de Si têm sido buscados.

Impacto da Purga de Hidrogênio na Interface de MLs Si/SiGe/Si

Nesta seção, a camada espaçadora de Si foi fixada em 5 nm, e purga de hidrogênio foi introduzida para limpar o excesso de átomos de P após o crescimento de Si dopado com P. Pode-se ver que aumentar o fluxo de hidrogênio de 20 para 60 sccm e tempo de purga de 2 para 10 min não tem efeito óbvio no pico de P. A concentração de dopagem em Si é 3 × 10¹⁹ cm⁻³, que é a mesma discutida na seção "Impacto das Camadas Espaçadoras". A concentração do pico de P na interface é a mesma com concentração em Si. As espessuras das camadas são as mesmas sob diferentes condições de purga. Os átomos de P não podem ser limpos por hidrogênio; isso pode ser explicado pela formação de complexos P estáveis na superfície. Mudar parâmetros como temperatura, pressão, tempo de purga seria útil, mas tempo de purga muito longo não é adequado devido ao custo de tempo, e alta temperatura (> 950 °C) causa interdiffusão Si-Ge.

Impacto da Química de Crescimento na Incorporação de P

Nestes experimentos, o precursor de Si, SiH₄, foi substituído por SiH₂Cl₂ (DCS). Nestes amostras, os parâmetros de crescimento eram os mesmos de antes, e as estruturas contêm camada espaçadora de Si de 5 nm e o tempo de purga é 5 min com fluxo de 60 sccm. A ideia por trás é investigar se a química baseada em Cl poderia limpar os átomos excessivos de P pela superfície de Si e reações de P-Cl, Si-Cl ou Ge-Cl poderiam acontecer. Dos resultados, a concentração do pico de P reduz por um fator de 2 (de 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³ para 1,3 × 10¹⁹ cm⁻³), e as concentrações de P em camadas de Si são 2,6 × 10¹⁹ cm⁻³. O teor estimado de Ge é 30%, que é maior que SiGe com SiH₄. O maior teor de Ge demonstra que o Cl removeu preferencialmente os átomos de Si nas reações de superfície. Este resultado também pode ser explicado pela diferente relação de razão de fluxo de gás e concentração de Ge com precursores gasosos SiH₄ e SiH₂Cl₂. Outra explicação foi que átomos de Ge aumentaram a desorção de hidrogênio, então aumentando sítios de nucleação livres. A inclinação de concentração de P da interface Si_0.7Ge_0.3/Si foi 13,2 nm/dec, que foi um pouco mais aguda que a interface Si_0.86Ge_0.14/Si (15,9 nm/dec). A inclinação do perfil de P na interface Si/Si_0.7Ge_0.3 foi 20 nm/dec. Portanto, introduzindo mais HCl ou aumentando a razão de gás de SiH₂Cl₂ e GeH₄, os átomos de P segregados na superfície de Si dopado podem ser gravados por HCl para formar dímeros P-Cl e a concentração do pico de P na interface Si/SiGe pode ser menor.

Impacto do Teor de Ge no Perfil de P

Como discutido antes, a incorporação de P em SiGe foi notavelmente maior que em Si. Portanto, isso pode levantar a ideia de adicionar alguns porcentuais de Ge (7%) em espaçadores de Si (5 nm) poderia melhorar a incorporação de P em Si. Vale mencionar aqui que nosso propósito não é mudar significativamente o caráter de Si dopado com P mas impedir a segregação de P em Si. Nestes amostras, a pressão da câmara reduziu a 10 Torr durante o crescimento de camadas espaçadoras. A taxa de crescimento dependente de dopagem e porcentagem de Ge seriam importantes nesta condição. Dos resultados, as camadas superior e inferior eram 110 nm Si_0.93Ge_0.07 com concentração de P de 1 × 10²⁰ cm⁻³, a camada do meio eram 40 nm Si_0.78Ge_0.22 com concentração de P de 3,5 × 10¹⁹ cm⁻³. A inclinação de concentração de P de Si_0.93Ge_0.07 dopado com P/Si_0.78Ge_0.22 foi cerca de 33 nm/dec. A inclinação não foi aguda porque a diferença de porcentagem de Ge entre as duas camadas não foi grande o suficiente. Em outro caso, três camadas de Si_0.93Ge_0.07 dopado com P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopado com P MLs foi cultivado para verificar a uniformidade de dopagem. Pode-se ver, da camada inferior para a superior, a concentração de P estava diminuindo, o que pode ser explicado pelo efeito de memória de P. Os átomos residuais de P na câmara ou átomos de P difusos se acumulam na superfície do filme e bloqueiam sítios ativos livres na superfície. Embora o pico de P tivesse sido eliminado, a segregação entre Si_0.78Ge_0.22 e Si_0.93Ge_0.07 ainda era séria.

Características de Gravação Seletiva de MLs Si/SiGe/Si

Quando a estrutura ML é cultivada com sucesso (usando as estratégias de crescimento acima), os NWs são formados por gravação vertical usando SiO₂/SiN como hardmask. Depois, a camada SiGe tem que ser gravada seletivamente a Si na direção lateral para formar a camada de canal com largura projetada. Nestes experimentos, dois tipos de estruturas ML foram escolhidos: Si dopado com P/SiGe/Si dopado com P (amostra-1) e Si_0.93Ge_0.07 dopado com P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopado com P (amostra-2). Estas escolhas são feitas de acordo com as discussões acima onde a out-difusão de P foi (parcialmente) suprimida, bem como as perspectivas de aplicação do dispositivo são consideradas.

A gravação na direção vertical foi realizada por gravação seca, enquanto para gravação lateral uma gravação seletiva seca ou úmida foi aplicada. Os perfis de gravação da amostra-1 são mostrados. E a imagem TEM e mapeamento EDS da figura foram mostrados. Nestes experimentos, o hardmask é óxido/nitreto. A figura mostra após 11,5 s de gravação seca de CF₄/O₂/He. A seletividade de gravação de Si_0.86Ge_0.14 e Si dopado com P é 5,8. A figura mostra que após 20 min de gravação úmida de HF (6%)/H₂O₂ (30%)/CH₃COOH (99,8%). A gravação úmida removeu o hardmask (SiO₂/SiN), e como resultado, a camada de tampa de Si foi gravada ~10 nm também. Como discutido na seção "Impacto das Camadas Espaçadoras", há um acúmulo de P na interface Si dopado com P/Si_0.86Ge_0.14. A gravação úmida é sensível ao nível de dopagem; portanto, a primeira interface foi gravada mais rápido. Como resultado, a interface de gravação frontal não é vertical e é facetada ou angulada. A seletividade média foi menor que 4,2. Comparando os dois métodos de gravação, a gravação seca é sensível à porcentagem de Ge com melhor seletividade de SiGe, enquanto a gravação úmida é sensível à concentração de dopante. As gravações da amostra-2 também são estudadas. Fenômenos similares foram observados nesta amostra, enquanto as profundidades de gravação seletiva de SiGe foram mais profundas devido à maior porcentagem de Ge. Na gravação seca, a seletividade de Si_0.78Ge_0.22 e Si_0.93Ge_0.07 dopado com P foi 6,3, enquanto na gravação úmida, a seletividade média foi menor que 2,5. Portanto, a gravação seca foi uma escolha melhor considerando uniformidade de gravação e seletividade.

Análises adicionais foram realizadas para investigar a tensão após etapas de gravação na amostra-1 e amostra-2. A figura mostra curvas de balanço (004) (RCs) destas amostras: como cultivadas, após gravação vertical, e gravação lateral de SiGe usando gravação úmida e seca. Na análise RC, o alargamento (largura total na metade do máximo ou FWHM) é um indicador para densidade de defeitos, e a posição do pico de SiGe comparado a Si determina a quantidade de tensão na camada. Enfatizamos aqui que o alargamento do pico também pode ser devido à espessura fina da camada. Portanto, será difícil distinguir da análise RC a contribuição de densidade de defeitos, mas podemos apenas comparar FWHM em algumas extensões nestas análises. Nestes RCs, a amostra-1 tem uma única camada SiGe; enquanto isso, a amostra-2 mostra dois picos representando 7% e 22% Ge. Para amostras como cultivadas, uma interferência de feixe de raios X é observada, que causa franjas de espessura de camada. O surgimento dessas franjas mostra uma interface SiGe/Si de alta qualidade. Nos RCs, de amostra-1 e amostra-2, o pico de Ge se deslocou em direção ao pico do substrato Si indicando relaxamento de tensão. Nenhum deslocamento adicional do pico de Ge foi detectado após gravação lateral seca de SiGe. Este é um resultado promissor para o desempenho do transistor, já que a mobilidade de portadores na região de canal depende da tensão. Enquanto isso, a tensão foi mais relaxada para o SiGe gravado úmido, e mais deslocamento em direção ao pico do substrato foi observado. Isso mostra que a gravação úmida não é adequada para a gravação lateral de SiGe, formando a camada de canal.

Análises adicionais de raios X foram realizadas para descobrir mais informações sobre a densidade de defeitos nas amostras. HRRLMs, que são baseadas em medições bidimensionais, foram realizadas aqui. O indicador para a densidade de defeitos em HRRLMs é o alargamento da camada SiGe ao longo da direção ω (ω é o ângulo do feixe incidente). A posição dos picos de Si e SiGe fornece os componentes de tensão paralelos e perpendiculares à direção de crescimento. Na amostra-1 e amostra-2, as camadas SiGe como cultivadas mostram alargamento ω menor, e a camada está alinhada ao Si mostrando camadas SiGe totalmente tensionadas. A figura mostra a amostra após a gravação vertical, o pico de SiGe se deslocou em direção ao substrato Si de maneira similar nos resultados RC indicando relaxamento de tensão. Mas surpreendentemente, a amostra gravada lateralmente seca mostra um alargamento ω claro do pico de SiGe junto com um deslocamento no espaço recíproco, que é na direção para fora do alinhamento com o pico de Si. No entanto, a amostra gravada úmida está totalmente alinhada à tensão e tem intensidade de camada menor que a seca. Neste caso, espera-se que os defeitos gerados tenham origens diferentes nestas amostras, já que a natureza do processo de gravação é diferente. A amostra-2 contém duas camadas SiGe; o pico de Si_0.93Ge_0.07 sobrevive após gravação em ambas direções vertical e lateral, enquanto Si_0.78Ge_0.22 desaparece após gravação vertical mostrando relaxamento total de tensão. A baixa estabilidade de processo da amostra-2 poderia originar da dopagem com P, que promove formação de discordâncias de desajuste.

Conclusões

Neste trabalho, a epitaxia de MLs Si dopado com P/SiGe/Si dopado com P junto com a gravação dessas MLs como estruturas iniciais para vGAAFET foi investigada. Primeiramente, a incorporação de P em MLs Si/SiGe/Si foi estudada. Diferentes estratégias para a epitaxia e estrutura ML foram propostas para eliminar o pico de P segregado na interface da heteroestrutura Si/SiGe. Dos experimentos, a inserção de camada espaçadora não dopada poderia diminuir o pico de P. Purga de hidrogênio para limpar os átomos excessivos de P não foi muito útil e dímeros P-P estáveis não puderam ser inteiramente removidos. Substituir SiH₄ por SiH₂Cl₂ como precursor de Si para introduzir química de Cl durante o crescimento diminuiu notavelmente o pico de P segregado devido a reações de superfície ativas de Cl. O impacto de camadas espaçadoras Si_0.93Ge_0.07 após Si dopado com P também foi investigado. Os resultados mostraram que o pico de P na interface SiGe desapareceu, enquanto a incorporação de P nestas camadas melhorou em uma ordem de magnitude. Na segunda parte deste estudo, a gravação vertical de ML Si/SiGe/Si foi realizada para formar NWs, e posteriormente, nestes NWs, o SiGe foi gravado seletivamente úmido ou seco. A gravação úmida foi sensível à concentração de dopante; enquanto isso, a gravação seca foi sensível ao teor de Ge. Gravação seca foi mais apropriada para estruturas tipo-n com perfil de gravação uniforme e maior seletividade. Para MLs Si dopado com P/Si_0.86Ge_0.14/Si dopado com P, a seletividade foi 5,8 com gravação seca e 4,2 para gravação úmida. A seletividade de MLs Si_0.93Ge_0.07 dopado com P/Si_0.78Ge_0.22/Si_0.93Ge_0.07 dopado com P foi 6,3 com gravação seca e 2,5 com gravação úmida. A tensão em SiGe foi mostly preservada em Si/SiGe/Si após gravação vertical e lateral; enquanto isso, esta tensão em MLs com camada espaçadora Si_0.93Ge_0.07 introduzida teve baixa estabilidade após processo de gravação.

Disponibilidade de Dados e Materiais

Os autores declaram que os dados que suportam os achados deste estudo estão disponíveis dentro do artigo.

Abreviações

vGAAFET:

Transistores de efeito de campo vertical gate-all-around

ML:

Multicamada

CMOS:

Semicondutor complementar de óxido metálico

MBE:

Epitaxia de feixe molecular

RPCVD:

Deposição química de vapor de pressão reduzida

RTCVD:

Deposição química de vapor térmica rápida

S/D:

Fonte/dreno

HRTEM:

Microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução

HRXRD:

Difração de raios X de alta resolução

HRRLM:

Mapa de rede recíproca de alta resolução

SEM:

Microscopia eletrônica de varredura

SIMS:

Espectroscopia de massa de íons secundários

RC:

Curva de balanço

FWHM:

Largura total na metade do máximo

HM:

Hardmask