半导体薄膜技术与物理第四章.ppt

第四章 分子束外延 这里，ds为台阶间隔。台阶处的原子流对台阶运动有贡献，可表示为： 因此，台阶运动速度可表示为： 其中，NOS是生长平面上硅原子浓度。 上述讨论仅对特定的台阶空间的情况成立，在此空间里，整个台阶区域的原子流对台阶运动有贡献（ds~?s，?s中平均扩散距离）。对一般情况，Burton等人（1951）给出平行台阶的台阶极限速率： 解扩散方程时，再次假设台阶运动可以忽略。这种近似通常在原子运动的平均距离大于台阶运动的距离时是正确的， 即： ?s?台阶ts 这里ts表示时间，它可按过饱和比的形式改写成： 其中，Wsk是扭折的形成能（一个扭折原子运动出去的激活能）。 这里有几个概念： ds：台阶间隔，V台阶：台阶运动速度， ?s：平均扩散距离，Wsk：扭折的形成能， Nos：生长平面上硅原子浓度。 如果表面有碳氢化合物玷污，便成为台阶的钉扎，阻止台阶传输，影响外延质量。 高度较低的表面台阶，很少有台阶集聚和钉扎，有利于低缺陷密度的外延层生长。 位错不是台阶源。衬底晶向非有意偏离，会形成许多台阶。 RHEED信号周期性振荡，可推测外延生长遵循层状生长机制。 （1）MBE的生长速率由硅原子到达的比率及供给维持晶体生长的吸附原子具有足够表面迁移率所决定。条件不满足，将产生缺陷，甚至无定形。 （2）台阶可沿一择优方向传播，其原因是，具有较高扭折密度的台阶往往传播速度也较高。 4.6.2 生长温度 前已述，MBE只要吸附原子具有足够的表面迁移率，就可进行外延生长。 有效迁移能（热能）与衬底温度有关。 衬底晶向与外延温度的关系。能外延生长的最低温度。低温生长机制与高温生长机制不同。 （100）面与（111）面表面结构特征不同。易在（100）面上进行外延生长。（111）晶面，一个硅原子具有一个单键，并可自由旋转，而（100）晶面则是双键。同（100）晶面相比，（111）晶向的波导特性很难同时满足全部键合的要求。这也许是低温能在（100）晶面进行外延生长的缘故。 同时表面再构对外延也有影响。（111）面的再构7?7结构，要求温度较高,（100）2?1再构，在较低的温度下重新排列。 图4-6给出清洁（111）表面呈现7?7结构图。图4-7提出两维层错的假设。 图4-6 Si（111）7?7再构表面的STM图像（左） Si（111） 7?7再构表面的DAS模型示意图（右） 4.7 掺杂 在外延生长的同时进行掺杂，实时掺杂。 同时，外延温度低于固态扩散的温度(600℃)，掺杂分布是固定的，原则上可形成原子级陡峭的杂质分布。 传统的参杂技术，其掺杂分布的陡峭度受到一定限制。 掺杂： （1）传统的加热分子束流掺杂 （2）离子注入 图4-7 二次离子质谱测得工艺过渡状态的掺杂剂深度分布 有明显的隧道效应 离子注入+扩散工艺 4.7.1 自发掺杂 自发掺杂：在外延温度下掺杂剂通过固体扩散而实现掺杂，是一种在热蒸发时的自然掺杂。 热方法产生分子束，掺杂剂要有所选择。 矛盾： （1）低平衡压，高温，不利于高真空。 （2）低温，高蒸发压材料，束流难控。 硅：n型，掺锑； p型，掺镓，铝，硼，图4-8。 图4-8 用C-V技术测出平坦的掺杂分布（掺铝） 在早期的尝试中，陡峭掺杂的变化受到影响。 700℃可获得陡峭的掺镓分布，掺铝、锑则不然。温度从700℃?750℃，掺杂分布起变化，Ts?，掺杂?，Ts?，掺杂?。 常用的掺杂剂有以下几个特征： （1） 吸附系数S很小，在常用的温度范围内，通常吸附系数小于0.01。 （2）S对衬底温度很灵敏，一般衬底温度Ts?，S?。 （3）掺杂剂具有接近一致的高电活性。 （4）在较高衬底温度和较低掺杂剂流量下，一次结合。 （5）具有突变掺杂分布，且掺杂浓度达到稳定。常用温度下掺杂剂分布有较长滞后，生长膜中呈长距离分布。 （6）高浓度掺杂，出现饱和现象。 （7）掺杂浓度高，外延层质量下降。 分子束外延掺杂模型： 掺杂动力学的限制因素起重要作用。掺杂剂不能直接结合到生长的晶格中，而是首先吸附在表面如图4-9。 图4-9 外延掺杂生长的硅表面图示 掺杂原子最初被表面俘获，如图4-10所示。初始俘获是由基体表面产生的势阱引起的。掺杂剂原子处在热适应状态，原因是入射原子和表面原子间能差较小。到达表面的原子与表面达到平衡，并在表面松驰，而不是发生镜面反射。 （1）被吸附在表面的掺杂原子浓度NDS （2）脱附掉的掺杂原子比率KDNDS （3）掺入晶格中的掺杂原子比率K1NDS （4）入射掺杂分子束FD 吸附在表面的掺杂