Ge+注入Si_1-xGe_x/Si异质结的退火行为

罗益民¹, 陈振华², 黄培云³

(1. 中南大学 物理科学与技术学院,湖南 长沙,410083;

2. 湖南大学 材料科学学院,湖南 长沙,410082;

3. 中南大学 粉末冶金研究院,湖南 长沙,410083)

摘要: 在注入能量为100 keV时,将注入剂量为5.3×10¹⁶/cm²的Ge⁺注入(001)SIMOX硅膜中制备Si_1-xGex/Si异质结;然后,对样品进行碘钨灯快速热退火,退火温度为700~1050 ℃,退火时间为5~30 min。对样品的(004)和(113)面X射线衍射数据进行计算和分析,得出退火温度为1000 ℃、退火时间为30 min为最佳退火条件。在此退火条件下,假设固相外延生长为赝晶生长,90%的注入Ge⁺位于替代位置,若同时考虑应变弛豫,则位于替代位置的Ge⁺达到理论最大值的82%,共格因子为0.438。由于高剂量Ge⁺注入引起表面晶格损伤严重以及应变弛豫释放的位错和缺陷,因此,表面结晶质量不太理想。

关键词: 离子注入; Si_1-xGex/Si异质结; 退火行为; X射线衍射

中图分类号:TN305.3 文献标识码:A 文章编号: 1672-7207(2005)04-0560-06

Annealing behavior of Si_1-xGe_x/Si heterostructureformed by Ge+ implantation with X-ray diffraction

LUO Yi-min¹, CHEN Zhen-hua², HUANG Pei-yun³

(1. School of Physics Science and Technology, Central South University, Changsha 410083, China;

2. School of Materials Science, Hunan University, Changsha 410082, China;

3. Institute of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: Si_1-xGex/Si heterostructure was prepared by implanting 5.3×10¹⁶/cm² of Ge⁺ into (001) separation by implanted oxygen(SIMOX) wafers of silicon at 100 keV and annealed at 700-1050 ℃ for 5-30 min. The X-ray diffraction data of crystal planes (004) and (113) of samples show that good annealing effect may be attained at 1000 ℃ for 30 min. If we assume that solid phase growth epitaxial (SPEG) is pseudomorphic growth, and 90% of implanted Ge⁺ is situated in the substitution site, this percentage is corrected to 82% of theoretical value when considering strain relaxation, and the coherent factor is 0.438. The quality of crystallized film is not perfect enough owing to the serious damage of crystal lattice produced by a high dose of Ge⁺ implantation and dislocation and defect released by strain relaxation.

Key words: ion implantation; Si_1-xGex/Si heterostructure; annealing behavior; X-ray diffraction

   Si_1-xGex异质结以及在此基础上发展起来的[CM(22] “超晶格”技术,在光电子与微电子领域有着十分重要的应用^[1]。生长在Si基上的SiGe合金对于制作高速器件和光电子器件有着很大的应用潜力^[2-4];SiGe沟道场效应晶体管与同类Si器件相比显示出较高的空穴迁移率和跨导^[5];以SiGe为基的双基晶体管(HBT)具有较高的电流增益和速率^[2,3,6]。在Si_1-xGex异质结中,其能带的禁带宽度可随Ge含量改变^[7],其超短周期的超晶格由于Brillouin区折叠效应可造成其导带能谷在波矢空间移动,使之成为准直接能隙材料^[8],克服硅质半导体材料间接能隙的弱点,使得Si器件由单纯的“杂质工程”进入“能带工程”阶段。合成SiGe异质结的方法很多,主要有分子束外延法^[9,10],超高真空化学气相沉积法和离子注入法^[11]等。离子注入法是将Ge⁺注入硅单晶后利用快速热退火固相外延生长(SPEG)形成SiGe合金层。与其他方法相比,离子注入具有很大的优越性,因为它与Si集成电路工艺相容,工艺相对简单,生产效率高^[12-15]。

X射线衍射已被广泛应用于Si_1-xGex异质结的研究^[16]。在此,本文作者通过对高剂量Ge⁺注入Si及快速热退火获得的Si_1-xGex薄膜的X射线衍射结果的分析,得出位于替代位置的Ge含量及反映应变弛豫特性的共格因子等重要参量,并对退火样品的表面结晶质量进行定性分析。

1 实验结果

本实验所用样品如图1所示。363.3 nm厚的SiO₂隔离层通过运用SIMOX技术得到。与传统的SOI技术相比,SIMOX有很多优点^[1,17]。Ge⁺垂直于晶面(001)注入,注入能量为100 keV,注入剂量为5.3×10¹⁶/cm²。按照TRIM90 Code,投影射程R_p为71.1 nm,平均射程歧离ΔR_p=21.2 nm。经计算得峰值Ge⁺浓度的理论值为0.998×10²²/cm³,原子数分数x_m为19.96%^[18]。

图 1   注入样品示意图

Fig. 1   Diagram of implanted sample

样品随后用碘钨灯快速热退火,退火期间充氮气保护,退火条件见表1。

表 1   样品退火条件

Table 1   Annealing conditions of samples

图2和图3所示为Ge⁺注入样品经不同温度,不同时间退火后的X射线衍射图谱。其中,图2所示为1号、2号、3号和4号样品与Si单晶的(004)面X射线衍射图谱,图3所示为4号、5号和6号样品的(004)面X射线衍射图谱。

图4和图5所示为5号和6号样品的(113)面X射线衍射图谱。图6所示则为X射线小角入射和小角出射光路示意图。其中:θ为入射线与反射面 [CM(22] (113)的夹角;φ为反射面(113)与样品平面(001)的

图 2   不同退火条件下样品的(004)面X射线衍射图谱

Fig. 2   X-ray diffraction patterns on plane (004) of samples annealed in different conditions

图 3   进一步退火后样品的(004)面X射线衍射图谱

Fig. 3   X-ray diffraction patterns on plane(004) of samples after further annealing

图 4   样品的(113)面小角入射X射线衍射图谱

Fig. 4   X-ray diffraction patterns on plane (113)of samples under small angle incidence

图 5   样品的(113)面小角出射X射线衍射图谱

Fig. 5   X-ray diffraction patterns on plane(113) of samples under small angle exit

图 6   (113)面小角入射和小角出射示意图

Fig. 6   Diagram of small angle incidence and small angle exit on plane (113) of samples under small angle incidence

夹角;ω_-和ω₊则分别为小角入射和小角出射时入射线与样品平面的夹角。由图可见,有下列关系式成立:

2 计算理论

2.1 Ge⁺浓度的计算

根据金属学理论,(hkl)晶面族面间距为:

未注入Ge⁺的单晶硅,晶胞为立方晶胞,即a=b=c;Ge⁺注入后,晶格常数发生变化,晶胞不再是立方形状。

晶面间距可由X射线衍射图谱得到,根据布喇格公式:

可知,由于Ge的晶格常数大于Si的晶格常数,Ge⁺注入后晶面间距相应增大,因而一级衍射角(θ_B)将减小,反映在X射线衍射图谱上,卫星峰将相对于衬底峰向左移动,移动的距离与面间距的改变量有关,因而也与Ge含量有关。

令

其中:θ为单晶硅衬底峰的理论值,Δθ为卫星峰与衬底峰间的距离,可通过测量得到。

故

由式(6)可得注入Ge⁺后Si_1-xGex合金的面间距d_SiGe。

根据式(3),(004)面间距为,即由(004)面X射线衍射图谱可得与膜表面垂直方向的面间距c=4d₍₀₀₄₎,由c的值可得Ge⁺含量x为^[8,18]:

上述推导只涉及四方畸变,即假定由退火引发的固相外延生长为赝晶生长^[8]。实际上,在垂直方向晶格常数a_⊥发生改变的同时,水平面内的晶格常数a_∥ 也发生变化,因而,由式(7)算得的Ge⁺含量存在误差。

垂直方向和面内晶格常数的改变,可由其他晶面(此处为(113)面)的X射线衍射图谱得到,其相对改变量可按下式计算^[19]:

由式(1)和式(2)得:

Δω_-和Δω₊可分别由图4和图5所示的(113)面X射线衍射图谱的卫星峰和衬底峰间的距离测得,将θ和φ的理论值及由式(9)求得的Δθ和Δφ代入式(8),可求得([SX(]Δa[]a[SX)])_∥及([SX(]Δa[]a[SX)])_⊥,并可进一步得到a_∥和a_⊥。

设a_r为完全弛豫状态Si_1-xGex膜的晶格常数,a_r可由a_∥和a_⊥算得^[19]:

其中:,为泊松比;c₁₁和c₁₂均为二阶弹性模量;由c₁₁和c₁₂的值^[5],可算得γ=0.278。

Si_1-xGex膜中Ge⁺含量x与a_r关系为^[19]:

式(11)同时考虑了垂直方向和面内晶格常数的变化,因而计算结果更加准确。

2.2 共格因子的计算

在Si_1-xGex异质结中,表面SiGe膜的应变弛豫特性可用共格因子f表示,其定义为^[20]:

当f=1,a_∥=a_Si,Si_1-xGex膜面内晶格常数与衬底Si晶格常数相同时,称为完全共格;当f=0,a_∥=a_r,Si_1-xGex膜面内晶格常数与完全弛豫状态相同时,称为完全弛豫。

3 计算结果与分析

根据上述理论,选择图2~5中有代表性的曲线进行计算,计算中用到下列常数:

λ=0.15405 nm; a_Si=0.5431 nm; a_Ge=0.5658 nm^[21]。

表2所示为根据(004)面X射线衍射图谱的计算结果。

表 2   (004)面X射衍射分析的计算结果

Table 2   Calculating results of X-ray diffraction patterns on plane (004)

由于图2(b)~(e)中4条曲线的卫星峰位置接近,算得x(Ge)差别不大,因而只需选择其中的1条进行计算即可。计算结果表明:直至1000 ℃,5 min退火后,所注入的约80%的Ge⁺并未处于替代位置。对图3曲线(b),(c)进行计算,结果表明:经1000 ℃,30 min退火后,Ge⁺含量达18.05%,所注入的90%的Ge⁺已处于替代位置。若再提高退火温度和延长退火时间(+1050 ℃,15 min),退火效果反而不佳^[18]。

利用(004)面X射线衍射分析结果计算的Ge⁺浓度x存在误差,而利用(113)面衍射曲线,不仅可得到更为精确的x值,还可得到共格因子f,主要计算步骤如下:

a. 将(113)面面间距代入式(4),得衬底峰角位置θ,并求出(113)与(001)面夹角φ的理论值;

b. 由图4和图5测得Δω_-和Δω₊,代入式(9)得Δθ和Δφ;

c. 由式(8)计算后得,代入式(10)计算a_r的值;

d. 代入式(11)和式(12)分别得Ge⁺含量x及共格因子f。

对(113)面的X射线衍射结果进行分析,计算结果如表3所示。

表 3   (113)面X射线衍射分析的计算结果

Table 3   Calculating results of X-ray diffraction patterns on plane (113)

可见,考虑面内晶格常数的改变后,得到的Ge⁺含量略有降低。计算结果还表明:提高退火温度,延长退火时间虽使得占据替代位置的Ge⁺含量有所减少,但对共格因子影响不大。与用UVCVD法制备的Si_1-xGex异质结相比^[20],f值略低,因而位借和缺陷密度可能较大。

由图2~5还可看出,X射线衍射图谱的SiGe峰宽度较宽,强度不太大,说明高剂量Ge⁺注入后,表面Si_1-xGex膜的结晶质量有待提高,这和背散射的分析结果是一致的^[18]。这一方面可能是因为Ge⁺质量较大,当高剂量注入时,引起严重晶格损伤,虽经长时间退火,表面晶格的恢复还是不太理想;另一方面,也与应变弛豫过程中释放的大量位错和缺陷有关。

4 结 论

在SIMOX样品中注入高剂量Ge⁺,注入能量为100 keV,注入剂量为5.3×10¹⁶/cm²,然后对注入样品进行快速热退火。通过对(004)和(113)面X射线衍射线曲线的分析可知,在1000 ℃,30 min退火条件下退火效果较好。在此条件下,所注入的82%的Ge⁺占据替代位置,共格因子为0.438。由于高剂量Ge⁺注入引起严重晶格损伤以及应变弛豫过程中大量的位错和缺陷释放等,表面结晶质量不太理想。

致谢

本文实验部分的工作是作者在奥地利Linz大学半导体研究所进修期间完成的。在此期间,导师Leopold Palmetshofer给予了帮助和指导;Tanzer Claus做了离子注入实验,Heize Ellmer进行了RBS分析;中国科学院半导体研究所留奥博士庄岩做了X射线 测试并和作者进行了许多有益的探讨,在此一并表示感谢。

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收稿日期:2004-10-28

基金项目:中南大学文理基金资助项目(9809GZ05)

作者简介:罗益民(1957-),男,湖南武冈人,副教授,从事半导体材料研究

论文联系人: 罗益民,男,副教授;电话:0731-8877121(H);E-mail:Luoym1957@sina.com