简介概要

单晶硅内氢杂质特性研究进展

来源期刊：稀有金属2001年第6期

论文作者：李传波刁兆玉李怀祥

关键词：单晶硅; 氢; 氢退火; 红外光谱; 缺陷;

摘要：从单晶硅内氢杂质的引入,氢钝化施主,钝化受主,钝化缺陷等几方面对近年来单晶硅内氢杂质的特性研究进行了综述,强调了氢加速氧扩散、加速热施主与氧沉淀的形成等性质,讨论了氢在单晶硅内的存在状态及硅片在氢气氛中的退火特性.

稀有金属 2001,(06),452-458 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2001.06.013

单晶硅内氢杂质特性研究进展

李怀祥刁兆玉

山东师范大学半导体研究所,山东师范大学半导体研究所,山东师范大学化学系济南250014 ,济南250014 ,济南250014

摘要：

从单晶硅内氢杂质的引入 , 氢钝化施主 , 钝化受主 , 钝化缺陷等几方面对近年来单晶硅内氢杂质的特性研究进行了综述 , 强调了氢加速氧扩散、加速热施主与氧沉淀的形成等性质 , 讨论了氢在单晶硅内的存在状态及硅片在氢气氛中的退火特性。

关键词：

单晶硅;氢;氢退火;红外光谱;缺陷;

中图分类号： TN304.053

收稿日期：2001-02-07

基金：国家自然科学基金资助项目 (No .699710 14 );

Progress of Research on Hydrogen Impurity in Single Crystalline Silicon

Abstract：

Recent studies on hydrogen impurity in single crysta lline silicon were reviewed with focus on the introduction of hydrogen, on the p assivation donors, acceptors and defects. It was emphasized that the promotion of hydrogen to the oxygen dif fusion, to the thermal donor formation and to the oxygen precipitation. The stat es of hydrogen in silicon and the behavior of hydrogen annealed silicon wafers w ere also discussed.

Keyword：

Single crystalline; Hydrogen; Hydrogen annealing; Infrared spectrum; Defect;

Received： 2001-02-07

氢作为最简单的元素, 它在硅中的存在是非人为的、必然的, 在腐蚀、清洗及后续生产等过程中都可将其引入, 氢在单晶硅内可与硅晶格、缺陷和杂质作用从而改变硅材料的光学、电学性能 ^[1] 。有意识地研究硅内的氢杂质是非常有意义的。

很早以前人们已经开始注意到单晶硅内的氢杂质。20世纪70年代至80年代人们研究了硅内氢杂质与缺陷、表面悬挂键及其它杂质的作用, 发展了一些可控制的引入氢的方法, 如氢离子注入、氢等离子处理等。研究了氢在单晶硅内的扩散问题, 从理论上计算了单晶硅内可以存在氢气分子的可能性 ^[2,3,4,5] , 并于1996年首次由日本的 Murakami 等 ^[6] 从实验上观察到氢气的存在。如今人们发现了氢加速氧扩散、氢加速热施主 ^{[7,8,9,10,11,12,13]} 及氢催化氧沉淀 ^[14,15] 等现象, 可是对氢加速的机理还不清楚, 虽然曾有学者指出氢加速热施主的形成是因为氢加速了氧的扩散, 这还没有从本质上说明问题, 还需建立新的扩散模型, 而且借助研究氢加速热施主的形成也有助于弄清热施主的真正结构。随着超大规模集成电路设计尺寸的减小, 需要在硅片表面电活性区形成表面洁净区 (DZ) , 硅片内部形成体内微缺陷 (BMD) 吸杂区, 氢气退火可以实现这样的要求。氢气退火会降低晶体原生粒子 (POC) ^[16] 并会消除因形成氧沉淀而产生的机械应力 ^[17] ;了解和控制硅片表面的电学性质对集成电路的生产也是非常重要的, 硅片表面若以氢终止会为后续生产提供干净、稳定的硅片 ^[18,19] , 在氢气中退火可更完全地将硅片表面的悬挂键钝化 ^[20] , 氢退火的作用机理也需做进一步研究。

在腐蚀、清洗及后续生产等过程中虽然可将氢引入硅片内部, 但这种方式引入的氢的数量是随机的, 不固定的, 而且氢在硅片内部分布的不够深, 不利于人们更加系统准确地去研究氢在硅内的行为。为此人们也发展了一些其它人为引入氢的方法:氢等离子体处理, 氢离子注入, 氢退火及氢气氛下拉晶等。氢等离子体是氢正离子、氢负离子、氢分子、中性氢原子及氢自由基的混合物, 整体上为中性物质。通常是将氢气导入低压系统 (13～40Pa) , 用低频电源 (～30kHz) 或射频电源 (13.56MHz) 将氢气激发产生氢等离子体, 再使硅片处于等离子体中并加热至100～300℃而实现氢的注入 ^[2] 。氢离子注入是指用低能 (400～1500 eV) 大电流 (0.5～1.5 A·cm^-2) 的氢正离子 (H⁺) 处理硅片而实现氢注入的方法。该方法的优点是离子能量、注入剂量及注入速度可控制, 处理时间短, 只需几分钟, 比氢等离子处理时间要短一些 (约30 min) , 它的缺点与等离子处理类似, 都要在硅片表面引入注入损伤 ^[2] 。氢退火 ^[21,22,23] 是另一种常用的引入氢的方法, 通常是将硅片置于氢气氛中退火 (1200～1300℃) 而得到。该法除可引入氢外, 还会使硅片表面形成表面洁净区。氢气氛下区熔晶体生长 ^[24] 是国内独创的一种工艺, 该方法可引入大密度的氢, 如退火处理不当, 会引入Φ缺陷 (大麻坑) 。另外, 也有的学者用配比为V (HF, 40%) ∶V (HNO₃, 68%) ∶V (CH₃COOH, 99%) = 1∶2∶1 的腐蚀液浸泡硅片, 用以研究氢与过渡金属的作用 ^{[1,25,26,27,28]} 。

1 氢与浅能级杂质络合

氢可与浅能级杂质络合, 钝化浅能级杂质从而改变硅片的电阻率。氢在掺硼p型硅内可位于B-Si键的成键中心 ^[29] , 它与硼的距离为 0.135 nm, 而与硅的距离为 0.164 nm, 显然, 可形成B-H键, 理论计算表明B-H的红外光谱 (IR) 的伸展振动为 2031 cm^-1, 摇摆振动为 233 cm^-1, 而实验测量B-H的伸展振动为1903 cm^-1。在硼浓度较低即电阻率较高时 (10～100Ω·cm) , 硼与单个氢或两个氢结合, 当电阻率较低时 (～0.1Ω·cm) , 硼与多个氢结合 (B-H_8～12) ^[30] , 从而使得硼的受主特性变弱 ^[31] 。中性 B-H 在 100℃ 开始分解, 到 200℃ 左右已分解完全 (见图1) , 分解能为 1.34 eV, 它的分解呈化学动力学一级反应特征 ^[31] 。

图1 退火后 B-H 对的分解

Fig.1 Boron reactivation after thermal annealing

(直拉硅片, p型, 硼注入, 14～22 Ω·cm;初始注入硼浓度 N0=2.5×1014/cm3;参考硼浓度 NB=7×1014/cm3)

在重掺磷n型硅中氢也会钝化施主磷, 复合物 H-P-Si分解后磷施主还会被活化, 氢钝化磷的最有效温度为100～120℃, 随着磷浓度的增加, 复合物H-P-Si的库仑作用在减小, 氢钝化磷的效率也在降低 ^[32] , 60～120℃之间氢钝化率在增加, 120℃钝化达最大, 若施主浓度增加, 钝化消失的温度也在增加。

2 氢与深能级杂质络合

氢可与深能级杂质络合, 从而钝化或改变一些有害金属的施主与受主能级 ^[33] 。

过渡金属掺在硅中可降低金属-氧化物-半导体 (MOS) 动态存储单元的存储时间, 可导致电荷耦合器件 (CCD) 暗电流的形成 ^[34] ;控制过渡金属的浓度还可以控制费米能级的位置 ^[35] ;硅中过渡金属可充当复合中心而减小少数载流子的寿命, 用氢与过渡金属形成复合物来影响少数载流子的寿命将是一种非常有效的方法 ^[1] 。

含银的硅片引入氢后在近表面深施主和深受主中心的浓度减小, 这是因为氢与银形成复合物钝化了其深能级形式 ^[1] 。Au-H 的局域振动模式 (LVM) 波谱在 1813.3～1827.1 cm^-1 之间 ^[36] , 它还会产生新的能级, Evans等 ^[35] 用深能级瞬态能谱 (DLTS) 测出其对应的谱线为G1 (E_c-0.19eV) 、G2、G4, 而G3对应AuH₂, Resende等 ^[34] 认为G1为n型硅中的能级, 活化能为0.19eV;G2 (E_v+0.21eV) 、G3 (E_v+0.47eV) 为p型硅中的能级, G4既在n型硅中也在p型硅中显示受主能级。当过渡金属带一个或两个氢时往往是电活性的, 而带三个或四个氢的过渡金属往往是非电活性的 ^[26] , 这些文献中氢多是通过湿法引入的 ^[26,27,28] , 氢可扩入硅片表面几微米厚的区域内 ^[35] 。铁可与受主杂质结合形成深能级, 这将成为载流子产生和复合的中心, 并导致漏电流 ^[37] , 铁在硅内有5个深能级:E_v+0.1eV, E_v +0.33 eV, E_v+0.4 eV, E_v+0.43 eV, E_v+0.52 eV, 氢离子注入后, 与铁有关的DLTS峰将消失, 这是由于氢会钝化 Fe-B 对及其它与铁相关的空位陷阱, 而用氢等离子体处理不会钝化这些能级, 并且还产生了两个能级E_v+0.23 eV及 E_v+0.38eV, 氢注入后少子寿命也被提高。

氢与金属的络合物在高于330℃时是不稳定的, 即使在常温时浅受主也会与过渡金属争夺氢 ^[26] , 这是由于过渡金属在常温下往往是带正电的, 而p型受主硼是带负电, 带正电的氢更易与p型受主结合。

3 氢与非电活性杂质的作用

3.1 单晶硅内氧与氢的作用

直拉 (CZ) 硅中可检测到氧氢复合物 (O-H) 的IR吸收谱, 其波数为1075.1 cm^-1, 而区熔 (FZ) 硅中却不能检测到这一吸收峰 ^[38] , 这是因为FZ硅内氧含量太低的缘故, 该波谱在温度高于100℃时将消失, 低于该温度时又重新出现 ^[39] 。Markevich等 ^[40] 认为1200℃氢气淬火后再在40℃二次退火将引入氢氧对, 80℃二次退火氢氧对数目最大, 110℃二次退火将消失, 可是只要退火温度不超过300℃, OH对还可恢复, 其IR吸收为 1075.0 cm^-1。氧位于间隙位置, 在其周围将有很大的应力场, 从直观上讲氢很难出现在其周围, 可仍有10%的氢与氧成对 ^[21] , 它的浓度为 7×10¹⁴cm^-3。谱线 1075.1 cm^-1 是间隙氧原子受临近氢气的作用的不对称伸展振动谱, 研究 O_i-H₂ 形成的过程发现结合能和活化能分别为 0.28 eV, 0.78eV ^[41] 。

Stefan ^[7] 发现氢原子注入后间隙氧的扩散活化能比没有氢原子注入时低得多, 他认为氢提高了间隙氧的扩散系数, 并加速热施主的形成, 少量氢原子可在TD形成过程中加速氧的扩散而不影响TD的数量 ^[9] 。应用扩展电阻探针 (SPR) 法 ^[8] 可探测到氢助热施主 (TD) 的形成及初始p型硅片向n型的转变。Ulyashin等 ^[10] 用p型CZ硅片在400℃经氢离子处理后将有n 型区域 (热施主) 出现, 因此形成深层p-n结, 结深由氢处理的时间长短、氢离子注入剂量及硅片的氧浓度决定, 作者发现一步处理 (氢等离子处理2h, 400℃) 、两步处理 (260℃氢等离子处理+400℃退火) 皆可形成p-n结, 两步处理形成的p-n 结比一步形成的p-n 结更浅。p型CZ硅片若原始受主浓度小于 10¹⁶ cm^-3, 用氢等离子体处理则因热施主的形成将导致p-n结的产生 ^[11] 。应用扩展电阻探针 (SRP) 分析电阻分布表明 ^[12] :15 min 退火结深在 60 μm, 退火时间增加结深增加。氢要显著加速热施主的形成, 传统物理学认为氢在n型硅片中将以 H^- 和少量的 H⁰ 存在, 而p型硅片中将以 H⁺ 和少量的 H⁰ 存在, 正是这少量的 H⁰ 成为加速热施主形成的主要成分 ^[11] , 这主要是由于氧的扩散系数与 H⁰ 有关。在中性气体中快速热退火可以使氧的外扩散提高100倍, 而在氢气中可提高1000倍 ^[13] 。近来, 作者在研究中子辐照氢区熔硅 (NTDFZ (H) Si) 的退火特性时发现, 氢还可显著加速氧沉淀的形成 ^[14] , 用NTDFZ (H) Si片制备出了具有表面洁净区和体内缺陷区的内吸除硅片, 图2为NTDFZ (H) Si片经合理退火制度解离并用Sirtl腐蚀液腐蚀后得到的金相显微照片。

图2 NTD FZ (H) 硅片退火 (940℃ 2h +750℃ 4h+1100℃ 2h) 后的金相显微照片

Fig.2 Optical micro-photography of NTD FZ (H) Si wafers after annealing (940℃ 2h +750℃ 4h+1100℃ 2h)

3.2 氢与杂质碳的作用

碳在硅中以替位式存在, 因其半径比硅原子小, 将导致其周围晶格的收缩而产生应力, 成键中心的氢的加入可减小该应力, 结合氢的活化能为 1.7 eV ^[42] 。Kamiura等 ^[43] 认为C-H复合物为电子陷阱, 施主能级为 E_c-0.15 eV, 在黑暗中即使在高于室温时也是稳定的, 而见光则不稳定, C-H复合物在光照时所以会分解, 是因电子空位复合会放出能量, 这会诱发氢原子的移动, 从而造成其分解 ^[44] 。C-H复合物在得到电子后也将变得不稳定, 因为吸收电子后氢由H⁺变为H⁰, 又因氢位于C和Si的成键中心, 即氢是位于C-Si键的电子云之间, H⁺可增加氢与碳的结合力, 中性H⁰不能增加这种作用, 在p-n结耗尽层内自由电子很少, 所以C-H复合物在耗尽层内部要比在耗尽层外部稳定。光致发光谱中M线对应碳氢复合物, 它的结构为一个氢原子与两个或更多碳结合, 受主能级 E_c-0.37 eV ^[45] ;而 Gower等 ^[46] 认为I线才对应碳氢复合物, 其结构为一个氢原子及两个碳, 即为C-C-H复合物。

4 单晶硅内氢与缺陷的作用

硅片表面及内部缺陷处存在大量悬挂键, 氢引入后与这些悬挂键结合成硅氢键, 这比形成氢氢键更容易 ^[47] , 氢引入后将钝化位错中心 ^[48] , 钝化表面态、晶界, 钝化空位 ^[8] 。氢与缺陷结合后将影响缺陷的光学或电学特性, 故可用氢致缺陷发光来检测氢的迁移 ^[42] 。Stein等 ^[31] 用红外光谱法对氢与硅中空腔的化学作用进行了实验, 他认为空腔中的硅氢键将很稳定, 300～500℃ 退火时IR波谱中硅氢键的强度将增加, 空腔内2084 cm^-1代表氢与硅 (与三个正常体内硅结合) 的成键波谱, 2100 cm^-1代表空腔内的氢与硅 (与两个体内硅和一个表面硅结合) 的成键波谱, 而2100 cm^-1为单氢硅键而非双氢硅键, 这是因为红外波谱中没有发现与双氢硅键有关的剪切模式的红外波谱 (850～950 cm^-1) 。

Afanas'ev等 ^[49] 发现氢退火后在硅与二氧化硅界面出现物理吸附的氢离子, 退火温度高于670℃, 物理吸附将变为化学成键, 且氢退火得到的吸附较稳定, 键能为 2.4 eV ^[50] 。氢在Si-SiO₂ 界面与硅的悬挂键结合, 这将大大降低 Si-SiO₂ 界面的界面态 ^[51] , 氢在界面的反应为可逆反应, 它在钝化界面的同时, 与界面态反应并导致快施主型状态的形成, 应用二次离子质谱 (SIMS) 可分析氢在二氧化硅层的扩散。

氢在硅片表面易与硅悬挂键结合形成稳定的Si-H键从而成为阳离子进入硅片的屏障 (屏蔽质子) ^[52] 。在HF处理的硅片表面有Si-H₂ (通过剪切振动波谱发现) 、Si-H (通过弯曲伸展振动波谱发现) , 而氢退火后仅有Si-H键且这种硅片进行氧化时更快 ^[23] , Bollani等 ^[53] 在研究HF酸处理后硅片表面硅悬挂键与其它杂质的结合情况时指出, 硅全部与氢结合而氟只是结合在氢上。SiH的IR波谱中弯曲模式为650 cm^-1, 剪切模式为907 cm^-1, 伸展模式为 2050～2150 cm^-1。硅片表面吸附的氢在375℃时将解吸, 解吸后的氢还会重新与硅结合。应用X射线光电能谱 (XPS) 测量Si_2p光电子能谱发现了与硅氢键有关的波谱峰 ^[54] , 通过研究Si-H键的多少可间接反映硅片表面在腐蚀后的氧化程度。

5 单晶硅内的氢气分子

理论上已经证明硅内氢可以以分子 (H₂) 形式存在, 位于四面体间隙 ^[50] 。Murakami等 ^[6] 最早从实验上观察到氢气的存在, 它的喇曼波谱为4158 cm^-1, 他认为这是单晶硅内四面体间隙内的氢气, 而Leitch ^[22] 指出这是等离子体注入时引入的片晶内的氢气, 而3601 cm^-1波谱峰才是四面体间隙内的氢气 (与文献 [ 55] 的结论一致) 。Hourahine等 ^[56] 也认为SiH片晶为氢气的聚集处, 这可通过TEM研究, 片晶内氢分子键长为 0.0748 nm。Estreicher等 ^[57] 认为氢气还可以与空位 (V) 和自间隙 (I) 作用, 起作用方程式为:{I+H₂ }+V=H₂^* , H₂^*具有偶极距, 为红外活性物质, 由此他得出四面体间隙内的氢气只有在完美的硅晶体中才稳定的结论。文献 [ 58] 指出, 对应IR波谱峰的 3618 cm^-1氢气的密度为10²²～10²³ cm^-3, 与硅原子的密度相似, 作者从而得出对应3618 cm^-1的氢气为四面体间隙内的氢气 ^[58] 。不论氢气位于何处, 氢气可以存在于单晶硅内已是公认的事实, 关于氢气所处位置的争论成为研究硅内氢杂质的动力, 促进了硅内氢杂质的研究。

氢离子体注入形成的空腔将储存大量的氢气 ^[50] , 其内压力大约为 1×10⁹ Pa, Ishioka等 ^[47] 认为氢离子注入产生的氢泡内部氢气压力为2×10⁸ Pa。

CZ硅在氢气中退火 (1200℃) ^[59] 将产生1075cm^-1的红外吸收波谱 (O_i-H) , 同时作者发现三个氢伸展模式波谱:3789, 3731, 3618 cm^-1, 前两个峰在强度上与1075 cm^-1相关, 结合同位素偏移规律, 作者得出这样结论:这是氢气的IR波谱, 是在间隙氧或其它杂质、缺陷的作用下产生了微弱的偶极距的缘故。在大于70℃退火后O_i-H₂复合物将分解, H₂将扩散至间隙位置 (此时为非红外活性) 。厚度为 17 mm 的硅片在 1300℃ 氢气氛下退火后用IR测到氢气分子的存在, 其中波数为3789、3731 cm^-1的波谱峰对应O_i^--H₂ 复合物内氢气的吸收谱, 偶极矩为 0.1D, 而当硅片太薄时IR波谱测不出氢气的存在 ^[58] 。至今还不清楚为何氢气在 GaAs内可产生振动模式, 而在硅中却无法检测到与之相关的峰, 这种迷惑也成为人们研究硅中氢气的动力。

6 单晶硅内的氢施主

应用深能级瞬态能谱 (DLTS) 在低温下 (80K) 测量低氢注入n型硅片的能级 ^[45] 时发现两个施主能级E₃′及E₃″, 其中E₃′的能级 ^[60] 为E_c-0.16eV, Nielsen等 ^[61] 认为 E₃′与 E₃″ 均与氢有关, E₃″与硅氧键成键中心的氢有关, 而 E₃′与游离的氢有关。尽管氢致施主对一些应用有用, 可是对功率器件的击穿电压有害 ^[62] 。

7 单晶硅片的氢气退火特性

瓦克公司 ^[23] 认为在氢气中高温退火可提高直拉硅片的电学特性:氢气氛下退火使栅极氧化物完整度 (GOI) 达到100%, 这是由于氢气氛下高温退火可以达到氧的快速外扩散从而显著降低了近表面缺陷, 形成近表面洁净区, 达GOI产量最大值的退火条件为:在氢气氛下退火 (1200 ℃) 2h, 在此条件下退火晶体原生粒子 (COP) 密度将减到很小的数值。

表面洁净区及体内缺陷区是集成电路所必需的, 高温下氢气退火即可得到这样的硅片 ^[63] , 通过调节氢气退火时的升温速率可控制体内的氧缺陷, 低温氢气退火可以减小热应力, 减小滑移, 而高温退火不能减小热应力, 这是因为低温退火形成的氧沉淀粒度小于200 nm (造成滑移的临界尺寸) , 而高温退火形成的氧沉淀粒度大于200 nm。退火时间太长也会使氧沉淀的尺寸大于 200 nm, 从而导致滑移位错 ^[63] , 所以应避免长时间在氢气中退火。

Yamada等 ^[64] 认为氢气中退火使硅片表面形成 10 μm 厚的洁净区, 即使在氢气中掺入 0.25% 的氧气也会抑制洁净区的形成, 而且退火前须腐蚀掉硅片表面的氧化层, 退火后晶体原生粒子 (COP) 和光弥散断层形貌缺陷 (LSTD) 的数量均降低, 而前者比后者降低得更多, 他认为氢气退火是这样起作用的:首先八面体周围的二氧化硅溶解, 然后晶体硅内的自间隙聚结而使空腔收缩。Abe等 ^[65] 在硅片解离面用 Secco 腐蚀液腐蚀 2 min 后用放大几百倍的光学显微镜观察时发现:在氢气下退火体内微缺陷的密度最小, 在氮气中退火最大, 见图3。光弥散断层形貌缺陷在氢气或氧气下退火时密度为 10⁶ cm^-3, 而在氮气下退火为 10⁸ cm^-3。氧化后退火将在硅与二氧化硅界面产生稳定的 Si/Si₃ 缺陷, 若 400℃ 氢气氛下退火, 该缺陷将被钝化从而使其降到小于10¹⁰数量级, 这对器件是有利的, 可是若退火温度大于 550 ℃, 氢钝化的缺陷将重新释放氢, 从而使得器件更容易受高温环境和辐照环境的影响 ^[66] 。

图3 体内微缺陷密度与退火气氛的关系

Fig.3 Relationship between BMD (bulk micro defect) density and annealing ambience

浑浊度是指散射光线与入射光线相比所得的比值 ^[23] 。氢气氛下退火时, 随退火温度的增加, COP 消失, 而浑浊度将从初始的 0.2×10^-6增到 1.2×10^-6, 这是由于高温氢退火时的腐蚀作用和硅的迁移造成的 ^[67] 。氢气退火将使硅片表面变粗糙, 其驱动力为:900℃ 硅与二氧化硅的腐蚀速率不同, 从而导致岛、针孔及空腔的形成, 在1050℃退火完全没有浑浊度是因为硅与二氧化硅的腐蚀速率相同 ^[65] , 而瓦克公司认为, 氢气退火使抛光硅片表面变得粗糙是因为氢气退火时硅片表面没有氧化膜的保护, 残余氧与硅形成易挥发的SiO, 退火后加一步抛光即可消除表面粗糙度 ^[48] 。通过在室温下投炉和出炉, 也可解决氢气退火后表面的粗糙问题 ^[67] 。

8 结束语

近年来的研究表明, 单晶硅内氢杂质与其它杂质的结合作用相对研究得比较成熟。氢可以钝化或改变有害金属杂质的能级, 合理地控制氢杂质的含量可使氢杂质起到吸除有害金属杂质的作用。由于在室温时氢与浅施主络合而将其钝化, 而在100～200℃络合物会分解从而会重新释放浅施主, 对功率器件来讲, 工作时会升温, 浅施主的重新释放会协同本征激发减小体电阻率, 从而降低器件的发热特性, 或许氢可以充当缓冲剂的作用。

单晶硅中的氢能加速氧扩散、促进热施主及氧沉淀的形成。可是对氢加速或促进的机理还不十分清楚, 还需建立一个新的扩散模型, 而且借助研究氢加速热施主的形成也有助于弄清热施主的真正结构。其中氢加速氧沉淀的形成在制备内吸除硅片中得到了应用。

氢在硅内能以氢气分子的形式存在, 其密度与硅原子的密度为一个数量级, 这使得硅晶体单位体积内存储的氢达到很大的数值, 这样硅材料有可能成为继二元、多元合金及碳纳米管之后又一种新型储氢材料。