注氢、注锗硅片的微结构及其退火行为研究

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1、摘要摘要迅猛发展的集成电路技术不断对硅单晶材料提出了更趋严格的要求，包括材料表面质量和内部完整性的改善、载流子迁移率的提升以及实现光电集成的可能性等。离子注入可以不受固溶度和热平衡的限制，引入异质物质到硅材料中，引起材料成分乃至结构的变化，并导致材料性能的变化。过饱和的氢可以通过这种手段引入至硅中，与硅晶格反应产生特殊的微结构。这样的微结构已经成功用于SOl材料和多孔硅的制备以及吸除硅片中的金属杂质。大量Ge的注入则可以引起硅晶格常数的变化，可在硅中引入弹性应变和形成量子结构，并能导致能带结构的调整。而且Ge离子半径

2、大，注入时极可能破坏硅中的原生缺陷。氢或锗注入到硅中产生的微结构为改善硅材料性能和制备新的硅基材料提供了有利途径。为了更好地利用这些微结构，深入了解它们的特征和退火行为是必要的。本文通过离子注入手段向硅中分别引入1H+(5×10。6～2×1017ions／cm2)或”Ge+(2×1014～7×10”ions／cm2)。注氢硅片和注锗硅片中的微结构及其退火后的变化通过透射电镜显微术(TEM)、光学显微术、红外干涉反射谱、卢瑟福背散射谱(RBS)、拉曼谱(Raman)和激光散射技术等手段进行了研究。注锗硅片中的Ge分布和

3、退火后的再分布也通过RBS和二次离子质谱(SIMS)技术进行了分析。本文通过TEM发现氢离子注入可以在硅片中引入特殊的微结构：{100】片状缺陷、{111)片状缺陷和{311)面状缺陷等。{111}和{loo}片状缺陷系H占据同一{111)或{lool面上紧邻Si—si键中心位置的H和si的复合体，并引起约o．084nm的晶格膨胀。{311)面状缺陷系Si间隙原子的堆积体，表现为(100)面和(111)面交替的台阶状延伸。本文首次揭示了衬底面向和离子注入方向对注氢硅片中微结构的影响。在<100>硅片中，平行于衬底表面

4、的(100)片状缺陷占据主导，而在<111>硅片中，平行于衬底表面的(111)片状缺陷占据主导。另外，{311’缺陷只出现于<100>硅片中，而不出现于<111>硅片中。离子注入方向则影响到片状缺陷尺寸和间距随深度的变化。光学显微镜下观察到注氢硅片退火后正表面产生凹坑和突起的泡。离子注入能量和剂量的增大以及选择取向的衬底均有利于表面坑的尺寸增大，即有利于实现硅片的完整剥离。表面起泡所需的最低温度和相应温度下所需的最短时间被确定。体内气泡形成所需的温度和时问也通过红外干涉反射谱得到。退火时，体内气泡不仅横向尺

5、寸增大，而且存在从浅处合并到深处的现象。退火温度和剂量的增大均有利于气泡在更浅处成核。摘要本文通过TEM发现，注氢硅片中片状缺陷最终演化成二维的裂纹或三维的空腔，并直接观察到裂纹优先在尺寸相对大的片状缺陷处成核。片状缺陷向裂纹演化的初期要经历一个非晶化的阶段。裂纹表现为波状起伏的条带，而空腔则是内表面由{100}和{111)围成的截角八面体，并可带有非晶内壁。衬底面向和离子注入方向对裂纹和空腔特征有显著的影响。无论是<100>或<1l1>取向的衬底，裂纹的横向延伸和空腔的排列都平行于衬底的正表面。衬底面向还影响到高温

6、退火时空腔之间的连接方式。离子注入方向则影响到低温退火产生的裂纹的位置、高温退火产生的裂纹的形态和空腔串的数量。因此衬底面向和离子注入方向可以成为控制注氢硅片退火后的微结构的两个重要因素。RBS和SIMS分析表明，低温(77k)注入可以得到比室温注入更窄的Ge分布和更深的Ge峰位，能有效抑制Ge分布的展宽。而且，红外反射谱和TEM观察证实低温注入可以比室温注入产生更严重的损伤，更厚的非晶层，更小的残留微晶团和起伏更小的非晶层／晶体衬底(a／c)界面。本文通过RBS和SIMS发现，注入温度会影响到退火后的Ge再分布。特

7、征的平台式分布形态出现在退火后的低温注锗样品中。RBS研究表明，注锗硅片表面的非晶层在退火过程中由a／c界面朝表面方向固相外延生长。本文首次利用大剂量(7×10”Ge+／cm2)室温注入并结合固相外延生长技术成功制得应变硅。Raman测试揭示应变性质为张应变，应变值为O．67％。TEM观察表明，SiGe合金层中出现Ge有序占位的量子点，其下面出现失配位错和深入衬底的位错环。这些微结构均有利于SiGe合金层的驰豫。位错向顶部应变层的穿通得到有效抑制。等剂量的低温注锗硅片在固相外延生长后生成大量位错和孪晶，表层基本没有应

8、变。低剂量(≤6×10”Ge+／cm2)注锗硅片固相外延生长后能恢复到很好的单晶性质，但也未能引入明显的弹性应变。本文首次通过离子注入及固相外延技术获得嵌在si单品基体中的Ge有序占位的量子点。通过TEM观察发现量子点内呈现调制结构特征。量子点密度和位置均和离子注入工艺有关，量子点主要分布于平均离子射程Rp附近，而其密度要受到注入剂量的影响。因