简介概要

中子辐照GaAs缺陷的退火行为研究

来源期刊：稀有金属1999年第5期

论文作者：张灶利王佩璇刘键

关键词：中子辐照; GaAs; 缺陷;

摘要：采用霍尔测量、沟道卢瑟福背散射 (沟道RBS) 以及低温光荧光方法对中子辐照GaAs缺陷的快速退火行为进行了研究. 嬗变杂质锗未能全部激活的原因之一是部分锗原子占据砷位形成受主. 在快速退火过程中可形成反位缺陷GaAs(Ev+200 meV) 以及复合缺陷IGa-VAs.

稀有金属 1999,(05),336-339 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.1999.05.004

中子辐照ＧａＡｓ缺陷的退火行为研究

王佩璇张灶利

中国科学院高能物理研究所!北京100080,北京科技大学材料物理系!北京100083,北京科技大学材料物理系!北京100083

摘要：

采用霍尔测量、沟道卢瑟福背散射（沟道ＲＢＳ）以及低温光荧光方法对中子辐照ＧａＡｓ缺陷的快速退火行为进行了研究。嬗变杂质锗未能全部激活的原因之一是部分锗原子占据砷位形成受主。在快速退火过程中可形成反位缺陷ＧａＡｓ（Ｅｖ＋２００ｍｅＶ）以及复合缺陷ＩＧａ－ＶＡｓ。

关键词：

中子辐照;GaAs;　缺陷;

中图分类号： TN304.23

收稿日期：收稿日期: 1998 - 09 - 01

Study on Rapid Annealing Behavior of GaAs Defects Induced by Neutron Irradiation

Abstract：

Abstract: The rapid annealing behavior of GaAs defects induced by neutron irradiation were studied by the methods of Hall measurement, Tunnel Rutherford back Scattering and low temperature photoluminescence. The results show that one of the reasons that transmuted Ge atoms are not perfectly activated is that some of atoms Ge locate at the As sites and act as acceptors. In the process of the rapid annealing, antisite defects Ga As ( E v+200 meV) and complex defects I Ga -V As are formed, where I is impurities.

Keyword：

Neutron irradiation; GaAs; Defects;

Received： 收稿日期: 1998 - 09 - 01

砷化镓由于其优良的性能适于制造高频大功率低噪声器件和集成电路, 在空间通讯及军事通讯等领域有广泛的应用。这些器件和电路易受辐照而失效。因而研究砷化镓的辐照特性, 对寻找新的抗辐照技术和工艺具有十分重要的实际意义。

中子辐照主要有中子嬗变和中子辐照损伤两种效应。中子辐照GaAs一般会给材料带来不利影响。中子辐照损伤主要是由快中子与半导体晶体中原子碰撞产生移位原子, 以及热中子嬗变反应发射γ、 β引起的原子反冲造成的 ^[1] 。

嬗变掺杂半绝缘砷化镓的实验表明 ^[2] : 辐照及退火后有复合缺陷As_Ga-V_As和Ga_As-V_Ga, 中子辐照砷化镓可以形成反位缺陷Ga_As和Ge_As。通过分析Ga_As和Ge_As反位缺陷的光荧光 (PL) 谱, 知道Ga_As是双受主, 能级为E_v+78 meV, E_v+200 meV。快中子辐照砷化镓与热中子相比, 辐照后的材料有许多不同之处。快中子辐照情况下, 由于初级碰撞原子 (PKA) 在砷化镓中产生包括As_Ga和V_Ga的缺陷团。这些缺陷团干扰了中子嬗变掺杂引入的杂质的电激活 ^[3] 。尽管关于中子辐照GaAs缺陷的研究工作较多, 但有关这些缺陷的形成过程和机理仍有待进一步研究。本文的目的是通过快速退火的方式, 对这一课题进行探讨。

1 实验

实验样品是采用液态密封直拉法生长的直径为5.08 cm半绝缘GaAs。样品电阻率为: (5.6～9.5) ×10⁸ Ω·cm; 电子迁移率为6050～6240 cm²/V·s。

辐照前进行清洗及化学腐蚀。腐蚀液采用H₂SO₄∶H₂O∶H₂O₂=5∶1∶1, 以去除表面氧化层及表面沾污。辐照在中国原子能研究院101反应堆上进行。辐照时中子通道中的温度为60～80℃。中子通量为1.1×10¹³ cm^-2·s^-1, 热中子与快中子之比约为10∶1。选择辐照时间得到辐照剂量为: 10¹⁷ cm^-2。辐照后取出堆外经一段时间的“冷却”, 达到安全标准3.7×10⁴ Bq以下后取出。

采用卤钨灯快速退火方式, 样品加热速率为200℃/s。热均匀度每平方厘米不超过1℃。为了防止退火过程中砷蒸发, 衬底也用GaAs材料与退火样品抛光面相对。退火中采用氩气保护。退火温度200～800℃, 恒稳时间按实验要求可调。

2 结果与讨论

2.1 霍尔测量

对所辐射的样品进行了霍尔测量。半导体的霍尔效应是测量半导体中载流子在电场和磁场同时存在时载流子的迁移现象。由霍尔系数可以确定半导体的导电类型和载流子浓度。再在无磁场情况下进行欧姆测量可以得到样品的电阻率和载流子的迁移率。

图1为不同辐照剂量下, 载流子浓度N和电阻率ρ与退火温度t的关系曲线。 10¹⁷ cm^-2剂量下, 20～400℃的退火载流子浓度N和电阻率ρ基本不变。此时样品仍呈高阻状态, 原因是嬗变杂质未能很好激活。在600℃退火后已显著升高, 到800℃可达4×10¹⁵ cm^-3。我们知道: GaAs中子嬗变杂质如果占据原位形成掺杂的最大可能浓度为N_NTD=0.16 Φ_th ^[1] , Φ_th为热中子剂量, 可见10¹⁷ cm^-2下800℃退火后的激活率约为N/N_NTD=30.6%。此时嬗变杂质部分激活, 电阻率降低。

图1 不同辐照剂量下的载流子浓度N和电阻率ρ与退火温度t的关系

由霍尔实验可以看出: 经800℃退火后, 嬗变掺杂未能全部激活, 为进一步说明辐照缺陷的退火效果, 进行了沟道卢瑟福背散射实验。

2.2 沟道RBS实验

晶体靶中原子组成点阵, 它们在空间中呈规则排列。如果入射粒子沿晶体主轴或主晶面方向入射, 则靶原子近碰的几率大大减小, 背散射产额降低一个 (面沟道) 到两个数量级 (轴沟道) 。当晶体中存在一定浓度的杂质原子或位移缺陷, 则其沟道背散射产额会有所增加。通过沟道背散射可以获得晶格中杂质原子的定位和位移缺陷的信息。由图2 RBS谱可以看出: 10¹⁷ cm^-2辐照剂量下, 定向谱的高度随退火温度的升高而降低, 经800℃/20 s退火后, 定向谱的高度仍显著高于未辐照的谱高度。说明在10¹⁷ cm^-2的较高剂量下, 中子辐照产生的无序程度较大。虽然随退火温度的升高离位原子数量逐渐减少, 但800℃/20 s退火后晶体中仍有较多缺陷存在, 说明退火不充分。沟道RBS能够给出缺陷恢复的综合结果, 但难以区分不同缺陷态的变化。为了进一步说明不同缺陷态的变化, 进行了低温光荧光实验。

图2 辐照剂量1×1017 cm-2下不同退火温度 (时间20 s) 的沟道谱 (沿<100>轴)

a—随机谱;b—未退火;c—200℃;d—400℃;e—600℃;f—800℃;g—未辐照

2.3 低温光荧光实验讨论

图3是中子辐照前SI-GaAs的PL谱。其中只存在1.5130 eV (12210 cm^-1) 和1.4956 eV (12070 cm^-1) 两个荧光峰。前者对应带边峰, 它是与自由激子及各种束缚激子有关的跃迁。 1.4956 eV峰实际上由十分靠近的两个峰组成, 是导带到碳杂质受主C_As的跃迁C_As (B-A) 和残余的近导带施主到C_As受主的跃迁C_As (D-) ^[4,5] 。而出现在1.4596 eV (11779 cm^-1) 的小峰是其LO声子伴线。

图4是经10¹⁷ cm^-2剂量辐照后不同温度退火的结果。 200℃退火后未出现任何PL峰, 说明辐照后的严重损伤仍未恢复。 400℃退火后出现强度很低的1.4917 eV的跃迁峰, 此峰对应于C_As有关的跃迁, 只是向低能方向略有移动即由1.4956 eV变为1.4917 eV (12038 cm^-1) 。相应的LO声子伴线也发生同样的能移。这种能移的原因可能是组成与C_As有关的峰的C_As (B-A) , C_As (D-A) 两峰此消彼长的结果, 表明掺杂施主浓度的增加已很明显。此峰的出现说明损伤有所恢复, 但仍不完全。温度升高到600℃, 损伤恢复较好, 出现带边峰、与C_As有关的跃迁和与嬗变掺杂受主Ge_As有关的跃迁Ge (B-A) ^[6,7] 。除退火不充分外, 此峰的出现可以解释为嬗变杂质未能全部激活的原因之一: 由镓原子嬗变而成的锗原子未能全部占据镓位, 而是部分占据砷位形成受主。在1.4419 eV也出现一个明显的小峰。 800℃退火后除出现以上各峰并且强度大幅度增加外, 还在1.3223 eV (10671 cm^-1) 和1.3575 eV (10955 cm^-1) 处出现两个明显的PL峰。其中1.3223 eV可认为B-Ga_As (E_v+200 meV) 的跃迁峰, 1.3575 eV对应导带到复合缺陷I_Ga-V_As的跃迁 ^[8] , I代表杂质原子。文献 [ 9] 报道1.3575 eV (10955 cm^-1) 处出现的PL峰可能与铜受主有关。由于此峰在辐照前没有出现, 说明辐照前的样品中并没有铜杂质, 退火中也未受到铜的污染。由此我们认为: 在实验中此峰与铜受主无关。我们认为这两个在800℃ (20 s) 退火后才出现的PL峰可能是由于短时退火增加了反位缺陷Ga_As (E_v+200 meV) 和复合缺陷I_Ga-V_As的浓度的结果。 Goltzene ^[10] 等的研究表明: 约600℃/30 min的退火, 其损伤恢复过程对应Ga_As的消除。显然, 这一结论与我们在800℃退火后, 相对低温退火情况反位缺陷Ga_As浓度增大的实验结果不一致。为了解释这一矛盾, 我们下面分析中子辐照后的退火过程。

图3 半绝缘GaAs的光荧光谱

10 K, 激发功率5 mW

图4 中子辐照SI-GaAs的光荧光谱

10 K, 激发功率5 mW, 辐照剂量1×10¹⁷ n cm^-2, 退火温度 (20 s)

中子辐照后产生大量间隙原子Ga_i, As_i和空位V_Ga, V_As。由于间隙原子的迁移激活能较低 ^[11] (约0.5 eV) , 而间隙原子与空位的复合主要取决于间隙原子的迁移过程, 即间隙原子与空位的复合激活能约为0.5 eV; 反位缺陷Ga_As的湮没激活能相对较高 ^[12] (约0.9 eV) 。所以退火时最容易发生的是间隙原子与空位的复合:

另外还有一种形成反位缺陷的复合模式:

由于Ga_As是一种不稳定缺陷, 在退火过程中部分反位缺陷Ga_As也会通过以下反应而恢复:

考虑方程 (4) 和 (5) 可写出关于Ga_As浓度n的速率方程:

其中c_{V_As}、 c_{Ga_i}、 c_{V_Ga}分别为砷空位、镓间隙原子及镓空位的浓度。 k₁, k₂是两种反应的速率常数, 与复合激活能成指数函数关系, 即k₁=k₁₀e^-E₁/kT, k₂=k₂₀e^-E₂/kT。 E₁是V_As与Ga_i的复合激活能, 而E₂是Ga_As湮没激活能。

在退火的开始阶段, 由于Ga_As浓度很小, Ga_As湮没激活能较高, 方程 (7) 右边主要由第一项决定: 。显然, 在退火开始阶段相同的时间里, 退火温度愈高, Ga_As的浓度愈大。相对而言, Ga_As的恢复过程是次要的。这是退火的第一阶段。其结果表现为反位缺陷浓度增大。

随着退火时间的延长, 由于间隙原子与空位的不断复合, Ga_i和V_As浓度减小, 而Ga_As浓度增大。此时 (7) 式由方程右边第一项占主导转变为第二项占主导: 。这时反位缺陷的恢复成为主要过程。这是退火的第二阶段, 表现为反位缺陷的浓度随退火时间而降低。显然我们的快速退火时间短, 应处于退火的第一阶段, 表现为反位缺陷Ga_As浓度随退火温度升高和时间延长而增大。而Goltzene等人的长时间退火应该处于第二阶段, 这样我们与Goltzene等人的实验矛盾就完全可以理解了。通过以上分析可以推断: 在辐照后的退火过程中, 伴随着主要辐照缺陷的消除可形成新的缺陷。反位缺陷Ga_As (E_v+200 meV) 以及复合缺陷I_Ga-V_As就是其中的代表。