《薄膜材料技术与物理》-第四章课件.ppt

1、第四章第四章 分子束外延分子束外延分子束外延（分子束外延（Molecular Beam Epitaxy,MBE）在超高真空环境下，使具有一定热能的一种或多种分子（原子）束流喷射到晶体衬底，在衬底表面发生反应的过程，由于分子在“飞行”过程中几乎与环境气体无碰撞，以分子束的形式射向衬底，进行外延生长，故此得名。属性属性：一种真空蒸镀方法始创始创：20世纪70年代初期，卓以和，美国Bell实验室应用应用：外延生长原子级精确控制的超薄多层二维结构材料和器件（超晶格、量子阱、调制掺杂异质结、量子阱激光器、高电子迁移率晶体管等）；结合其他工艺，还可制备一维和零维的纳米材料（量子线、量子点等）。MBE的典型

2、特点：的典型特点：（1）从源炉喷出的分子（原子）以“分子束”流形式直线到达衬底表面。通过石英晶体膜厚仪监测，可严格控制生长速率。（2）分子束外延的生长速率较慢，大约0.011nm/s。可实现单原子（分子）层外延，具有极好的膜厚可控性。（3）通过调节束源和衬底之间的挡板的开闭，可严格控制膜的成分和杂质浓度，也可实现选择性外延生长。（4）非热平衡生长，衬底温度可低于平衡态温度，实现低温生长，可有效减少互扩散和自掺杂。（5）配合反射高能电子衍射（RHEED）等装置，可实现原位观察、实时监测。生长速率比较慢，既是MBE的一个优点，同时也是它的不足，不适于厚膜生长和大量生产。硅分子束外延硅分子束外延4.

3、1 基本概况基本概况硅分子束外延包括同质外延，异质外延。硅分子束外延是通过原子、分子或离子的物理淀积，在适当加热的硅衬底上进行硅（或与硅相关材料）的外延生长。（1）外延期间，衬底处于较低温度。（2）同时掺杂。（3）系统维持高真空。(工作压强10-8Pa7.510-3Torr/Pa=7.510-11Torr)（4）特别注意原子级干净的表面。图4-1 硅MBE的工作原理示意图 4.2 硅分子束外延的发展历史背景硅分子束外延的发展历史背景相对于CVD缺点而发展起来。CVD缺陷：衬底高温，1050，自掺杂严重（跟高温有关）。原始的分子束外延：硅衬底加热至适当温度，真空下使硅蒸发到硅衬底上，进行外延生长

4、（1962年）。生长准则：入射分子充分运动，达到衬底的热表面，并以单晶形式排列。（1）衬底的温度达到1/3熔点温度，1450/3，T=500，可获得足够的表面迁移率。（2）杂质浓度：取决于系统的真空度，即杂质吸附在表面以及结合到外延膜中的程度。硅蒸发技术：1、电阻加热，瞬间蒸发。2、电子轰击蒸发。在低工作压强中进行，玷污成主要问题。氧、氢存在，表面只有小部分结合，晶体产生缺陷，衬底温度TS升高，生长速率增高，1m/min增至1.5m/min，TS=1200，但掺杂无法控制。超高真空系统出现（Ultrahigh Vacuum，UHV），本底真空度降至10-9Pa，生长速率Re下降，TS下降。图4

5、-2 本底杂质浓度和本底压强的关系在杂质吸附系数S、衬底温度Ts一定的条件下，可根据图4-2定性地估计杂质的浓度。外延膜掺杂浓度随掺杂源浓度、生长速率以及衬底温度的变化有不同的模型，它可用脱附系数，吸附系数，以及蒸气压来表示。至今MBE的掺杂仍是一个重要课题。过去曾得到硅中掺锑的外延膜，摸索并了解得吸附系数与锑流量及衬底温度之间的关系。4.3 硅分子束外延的重要性硅分子束外延的重要性硅MBE是在一个严格控制的低温系统中进行。（1）能很好地控制杂质浓度，达到原子级。非掺杂浓度可控在31013/cm3。（2）外延可在无缺陷的最佳条件下进行。（3）外延层厚度可控制在单原子层的厚度内，进行超晶格外延，

6、几nm几十nm，从而可实现人工设计，并制备性能优异的新功能材料。（4）硅的同质外延，类硅的异质外延。4.4 外延生长设备外延生长设备发展方向发展方向：可靠性、高性能和多功能缺点缺点：价格高、复杂，运行费用高。适用范围适用范围：可用于硅MBE，化合物MBE，III-V族MBE，金属半导体的MBE正在发展中。基本的共同特点基本的共同特点：（1）基本的超高真空系统，外延室，努森加热室；（2）分析手段，LEED、SIMS，RHEED等；（3）进样室。基本结构见图4-3。（1）电子束轰击硅靶表面，从而容易产生硅分子束。为了避免硅分子束散发到旁边去而引起不良影响，大面积屏蔽和准直是必需的。（2）电阻加热的

7、硅阴极产生不了强分子束，其它的石墨坩埚有Si-C玷污，最好的办法是电子束蒸发产生硅源。因为，硅MBE某些部分温度较高，便于蒸发，硅的低蒸发压要求蒸发源具有较高温度。蒸发同时，要对束流密度和扫描参数进行控制。使得硅熔坑正好处在硅棒内，硅棒成为高纯坩埚。监测分子束流有以下几种：监测分子束流有以下几种：（1）石英晶体常用于监测束流，束流屏蔽和冷却适当，可得满意结果。但噪音影响稳定性。几个m后，石英晶体便失去了线性。调换频繁，主系统经常充气，这不利于工作。（2）小型离子表，测分子束流压，而不是测分子束流通量。由于系统部件上的淀积而使其偏离标准。（3）低能电子束，横穿分子束，利用所探测物种的电子激发荧光

8、。原子被激发并很快衰退到基态产生UV荧光，光学聚焦后荧光密度正比于束流密度。可做硅源的反馈控制。不足之处：切断电子束，大部分红外荧光和背景辐射也会使信噪比恶化到不稳定的程度。它只测原子类，不能测分子类物质。（4）原子吸收谱，监测掺杂原子的束流密度。用断续束流，对Si、Ga分别用251.6nm，294.4nm光辐射进行探测，光束穿过原子束所吸收强度转换成原子束密度，并得到相应比率。分子束外延（MBE）衬底底座是一个难点。MBE是一个冷壁过程，即衬底硅片加热高达1200，环境要常温。此外，硅片要确保温度均匀。由电阻耐火金属和石墨阴极，背面辐射加热，而整个加热部件却装在液氮冷却的容器中，以减少对真空

9、部件的热辐射。衬底旋转，保证加热均匀。自由偏斜，可增强二次注入的掺杂效应。阴极热发射电子轰击硅片，以提高衬底温度。在硅基技术很成熟，现大直径硅片外延，对晶体质量，外延膜的厚度及掺杂均匀性的要求很高。在MBE过程中，掺杂剂分子束由标准的努森喷射室产生，以获得适当的掺杂的外延膜。使用低能离子源以用于外延膜的离子束掺杂，离子能量500eV1000eV。固体源或气体源离子（磁分析系统，质量）偏斜扫描入射。MBE设备的发展，一室多室发展。一室多功能：样品准备：load lock。分析：LEED，俄歇，RHEED，监测表面结构，洁净程度，生长形态。生长：外延膜生长。多室多功能：1、生长室，同质外延单室，异

10、质外延双室。2、独立的分析室。3、样品准备室，装载或空载的片盒，大批量。4、室之间有硅片传送机构。防止交叉污染，保证高质量的外延膜生长。硅片直径6英寸，152.4mm片盒、装、卸与生长同时进行。生长源有大容量，台板传送。现代MBE设备：高容量蒸发器，离子掺杂附件，全组分分析。样品制备，某些后序加工，多片加工能力。4.5 表面制备表面制备 MBE：是在相对低温度下由原子碰撞进入到外延层，而发生重新排列，只有表面原子级清洁时，该过程才能有效发生。清洗后表面一旦清洁，只有系统保持高真空度时，清洁度才能保持。硅表面易形成SiO2，表面易吸收大气中碳氢化合物。临外延前必须清洗表面。（第三章CVD中已述）

11、。4.5.1 清洁处理清洁处理1、溅射清洁处理，（Plasma Sputtering Cleaning）RF，ECR：Ar+，H+，它必须与高温处理相结合，以恢复损伤的晶格。2、热处理方法 迅速高温1250，SiO2SiO 跟真空度有关，温度控制是关键。3、活性离子束，Ga+SiO2 Ga2O+Si。4、光学清洁处理：脉冲激光辐射。5、原位HCl腐蚀或H2预热，在MBE不能适应？4.5.2 清洁表面的检验清洁表面的检验检测手段：（1）LEED 屏幕 Low Energy Electron Diffraction，表面信息。（几百eV）（2）RHEED：Reflection High Energ

12、y Electron Diffraction，10001500eV，较深表面信息。i.给出表面长程有序的信息，ii.RHEED 表面形貌，表面痕量SiC晶体信息。表面台阶密度的信息。（3）表面杂质及其化学态表面杂质及其化学态：XPS、俄歇，表面杂质1012原子/cm2，原子级清洁度。表面杂质SiO2导致层错，Stacking faults；表面杂质C导致位错，dislocation density；可能是SiC粒子引起位错。高纯化学试剂+清洁系统（短时间）+原位脱附高清洁表面。4.6 外延生长外延生长外延前硅片必须保持干净。原子级清洁的表面一旦形成，应立即开始外延生长。保持时间过长，会因表面吸

13、附而沾污。00PPP4.6.1 硅外延生长模型硅外延生长模型在较高的过饱和状态下进行。过饱和比过饱和比定义：P：到达表面的分子束等效压强；P0：衬底温度下的平衡压强。在较低的过饱和度下（1），晶体可生长。要避免高的过饱和比？二维生长模型，即层状生长模型。见图4-4。hds图4-4 表面台阶。图中标出衬底的取向偏差及具有代表性的扭折位置。台阶密度由衬底取向偏差所控制；沿一个台阶方向的扭折密度与衬底的晶向及温度有关。ds：台阶间隔，h：台阶高度，：偏离角=0.2，h=3，ds=105/cm，=1/几百硅片一般都有偏差15。*入射硅原子被吸附在硅片表面。表面势阱俘获，将作垂直或平行于硅片表面的方向振

14、动。脱附能Edsi=2.4eV/原子，950，没有足够能量，1013Hz左右，硅原子在硅片表面的滞留时间也大于1ms。硅原子将在不到1ms（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，

15、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

16、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77结构，要求温度较高,（100）21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77结构图。图4-7提出两维层错的假设。图4-6 Si（111）77再构表面的STM图像（左）Si（111）77再构表面的DAS模型示意图（右）4.7 掺杂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

17、的陡峭度受到一定限制。掺杂掺杂：（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700750，掺杂分

18、布起变化，Ts，掺杂，Ts，掺杂。常用的掺杂剂有以下几个特征：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：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

19、 外延掺杂生长的硅表面图示PDSPDSDDDSNKNKFdtdN1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吸附在表面的掺杂原子对浓度变化率：图4-10 掺杂原子的表面势能图。图中给出物理吸附和较稳定的化学吸附的局部极小态。处在基体表面势阱中的吸附原子仍在连续振动，它对应于图4-10的化学吸附态，

20、而物理吸附态是化学吸附的前身。吸附激活能EADS比较小，可忽略。具有热能的吸附原子（通常为10eV或更小），在表面发射光学声子而释放能量，该原子也可能获得能量跳出势阱或脱附。这是一个统计过程，可用脱附系数KD和脱附指数P描述。总脱附速率依赖于衬底温度和吸附原子的浓度。KTEKKDDDexp0 PPDSDPDStNKdtdNkTEKKDPPDDPexp0（1）脱附速率）脱附速率 NDS：吸附原子数，KD：脱附系数，P：脱附指数 KD0：初始系数，与原子振动频率有关。ED：脱附能，与原子振动的势阱深度有关。可能多级脱附同时发生：其中 然而，占支配地位的是具有单值P的某过程。PDSDDStNKdtt

21、dNKTEKK1101expqDSqqqincNKTEKdtdN110exp（2）结合系数）结合系数被吸附的原子不能快速结合到生长的晶格中，说明存在有限的结合速率。K1描述被吸附的原子结合激活过程：K1：结合系数，K10：初始系数，E1：激活能总结合速率：不同q：一个原子，二个原子，三个原子的结合过程都能进行，它们对应不同的q值。实际上，我们只需考虑q=1的情况，其原因是外来原子结合到晶格中将在晶格中产生应力，而较大的聚合物的结合需要较高的激活能。这意味着聚合物的结合很慢。因此，如果单个原子可以结合，则q1的结合过程可以忽略。同理，结合到晶格间隙位置是不大可能的。实验观察到，所有掺杂剂都被完全

22、激活。（注意：注意：是完全激活，而不意味着完全电离）。由于我们考虑的是电活性杂质，我们只能测浅电离能级的掺杂剂。这可以认为，只有当单原子结合时才是主要的。为此，在以后的分析中，我们只保留上述方程中q=1的情况。DSPDSDPDDSNKNKFdtdn1)(DSDSDDDSNKNKFdtdN11KKFNDDDS现在，我们同时考虑所有过程，并写出表面掺杂剂浓度的增长表达式，它的最一般的表达式为：一旦P值选定，上述方程可以求解。P=1的情况最易求解，实际上它也是很重要的一项。上述方程简化为：我们分析稳态情形，即dNDS/dt=0的情形。于是有：11KKFKdtdNDDinc 一旦达到稳态，每秒吸附的原

23、子数就等于每秒脱附的原子数及结合的原子数之和。上个方程也说明，在衬底表面存在一定浓度的掺杂剂原子，其中一部分结合到生长的晶格中。于是，掺杂速率为：处于稳态时，单位时间内结合原子数对入射原子数的比率，称作吸附系数S，从而有：DDincKKKFdtdNS110NFdtdNNSiincDB0NFFSNSiDDB（3）吸附系数：）吸附系数：最终的稳态体掺杂浓度NDB表示为：其中，N0是单位体积（1cm3）内硅原子数目。将上式简化后得到：DKKS1KTEEKKSDD1010exp吸附系数是一个重要的参数，也有人称其为结合几率。吸附系数较小时，即SK1，脱附速率高于结合几率。于是：即S为结合系数与脱附系数

24、之比。结合过程，脱附过程是个激活过程：000tFtFDD)(exp(1)()(111tKKKKFtNNKKFdtdNDDDDSDSDDDS可以看出，S与温度T的倒数成简单的指数关系，脱附过程和结合过程的能量系数不同，其系数为两个过程的系数之比：于是，我们得到：DKK 11（4）掺杂剂的结合时间常数：）掺杂剂的结合时间常数：以后我们用时间常数表示特征掺杂剂的结合时间。其意义如下，当硅及掺剂流量发生突变时，该系统随时间以指数形式逼近它的稳态，逼近的初速度为1/。为便于实用，我们假定时间大约在时间常数的45倍后，系统达到稳态。较大的脱附和结合系数意味着特征掺杂剂结合时间较短，而较小的脱附和结合时间则

25、意味着达到稳态时间较长。进一步指出，当吸附系数较小时，等于掺杂剂原子在表面停留的平均时间（D）。tKKFtKKKKFtNDDDDDSexp1exp11011 tNFFStNSiDDBexp100NFvSi结合速率随表面浓度而变化，从而，体掺杂浓度与时间的函数关系为：体掺杂浓度NDB(t)：外延层厚度：X=vt，v：生长速率因此有：DSiDDBKKvxNFFSxN10 ,exp1图4-11 镓和锑在硅上的停留时间图4-12 镓的吸附系数S（测量值）与温度的关系。同时还给出高通量下的吸附系数。DDincKKKFdtdNS11图中实线是从下式得到的：K1：结合系数 KD：脱附系数图4-13 锑的吸附

26、系数与温度的关系。当锑高均匀覆盖在表面上，其吸附明显增大。图4-14 掺锑硅多数载流子迁移率与载流子浓度之间的关系掺杂剂的表面表面相对掺杂过程起着重要作用。掺杂剂的表面迁移率迁移率和掺杂剂同硅表面的键合键合及其他掺杂原子之间的键合均对膜的生长起重要作用。高掺杂浓度时，迁移率大大降低掺杂剂结合详细机制：掺杂剂结合详细机制：（1）掺杂剂从掺杂剂团处迁移，并扩散到运动的硅台阶的扭折位置，使结合过程能够进行。（2）运动的台阶可碰到并穿越一个掺杂剂团，此过程中，掺杂剂可结合到运动的台阶中。（3）大量掺杂剂的存在，将改变了硅的生长机制。硅的附加成核，导致其偏离可能发生的层状生长模式，该结果使得掺杂原子结合

27、位置的数目增加，从而增加了掺杂原子的结合。更微观的观察：更微观的观察：（1）在表面相中成团的吸附原子，首先必须脱离此团。与该过程相关联的激活能必须小于脱附激活能，但要大于表面扩散能。（2）原子一旦脱离孤立的组织，将向硅表面迁移，直到被一个较合适的扭折位置所容纳，其迁移过程受硅表面掺杂原子的扩散率所控制。（3）掺杂原子将结合到台阶的扭折位置。受原子团周长限制，称周边结合。掺杂原子的供给由掺杂剂原子团和硅界面的面积大小 所支配，称这种情况为面积结合。图4-15 归一化的吸附系数同归一化的掺杂剂分子束通量之间的函数关系。它表明掺杂分子束通量升高时，吸附系数值降低。吸附系数归一化：在外延生长温度下，在

28、硅表面上获得单原子层镓所对应的通量值。图4-16 镓和硅俄歇信号强度与镓有效覆盖范围的函数关系。在此覆盖范围镓将发生成团现象。掺杂剂掺杂剂掺杂工艺掺杂工艺生长温度生长温度()掺杂浓度掺杂浓度(cm-3)参考文献参考文献Ga自发72521018Iyer等,1981Ga自发65061018Kasper,1985Ga电离(500V)90051019Sakamoto和Komoro,1983B自发80051018Kabiak等,1985B电离(BF2)70011020Swatz,1985Sb自发72511019Iyer等,1981;Metzger,1983Sb二次注入80011019Kubiak等,19

29、85Sb二次注入65011019Jorke等,1985Sb电子加速72531020Dlage,1985As电离75011020Swartz,1985表表4-1 实验获得的最大掺杂浓度实验获得的最大掺杂浓度热法产生掺杂剂缓慢结合的另一结果是：吸附层掺杂剂浓度若不超过合理范围，则不会获得较高的掺杂浓度。通常把热法掺杂称自发掺杂。ZDBSiDBDBTOSiddZdNuZNZNNKFF)()()()(14.7.2 掺杂分布的形成掺杂分布的形成要获得任意的掺杂分布，掺杂剂的分子束通量：“闪蒸”技术，“堆积”技术。图4-17 只控制掺杂分子束通量所得到的掺杂分布（掺镓）。有滞后效应。图4-18 用“闪蒸”

30、技术获得掺杂浓度（镓）的高-低过渡区。实线是只控制掺杂剂通量所得到的分布。图4-19 预堆积技术和“闪蒸”技术获得的掺浓度的 高-低-高过渡区，密实线是二次离子质谱法测得的 结果。实线分布是由差分电阻率方法获得。图4-20 设计的MBE具有陡峭掺杂过渡区的掺杂分布。证实在TS=700可形成这种分布。图4-21 TUNNETT结构的掺杂分布硼杂质分布图4-22（a）给出与之对应的硼电池电流,未出现明显的滞后效应 （b）显示用蒸发硼获得的陡峭掺杂过渡区 4.7.3 低能离子注入掺杂低能离子注入掺杂低能束射入生长表面，以迫使其结合。离子注入与外延同时进行，为减小损伤，采用低能束：（1）注入离子的能量

31、很低（1keV），（2）离子注入时，TS高于外延生长温度，损伤减小，扩散增强。（3）离子注入时维持外延生长。问题问题：（1）是否以微缺陷形式存在？（2）掺杂剂原子是否完全电激活？离子注入系统很复杂离子源加速聚焦质量筛选调节电压值和合适区域离子束扫描系统和外延生长结合。液态金属离子源：从液态金属上部通过场发射，萃取离子束，加速电压，500-1000V。图4-23 在硅中注入离子的蒙特卡洛模拟（1KeV离子注入）(a)As+;(b)B+;图中也给出了损伤分布曲线4.7.4 二次离子注入掺杂二次离子注入掺杂衬底施加负电势，可增强吸附系数。Si+加速 图4-24 利用低能离子化的掺杂原子照射，增强了锑

32、的吸附系数。初始能量：800eV,600eV,400eV图4-25 分子束外延掺杂用液态离子源的示意图从液态金属上部通过场发射，萃取离子束。加速电压：500-1000V图4-26 Ga的SIMS分布（采用液态离子源），纵坐标是任意单位。图4-27 衬底上外加不同电势，锑掺杂浓度的增强。图4-28 外延生长时，对结合的掺杂原子，其增强效应与硅分子束中Si+离子浓度之间的关系。Vs-500V图4-29 二次离子注入技术到陡峭的锑掺杂浓度过渡区 图4-30 掺镓和锑的外延膜电阻率。曲线表示体迁移率。镓；锑。表表4-2 不同掺杂技术的比较不同掺杂技术的比较比较内容比较内容自发结合自发结合低能离子低能离

33、子注入注入二次离子二次离子注入注入电子增强电子增强复杂性、复杂性、花费花费简单、不昂贵很复杂、昂贵中等、不昂贵中等可控性、可控性、重复性重复性中等、偏好极好困难、依赖于系统可变量及生长条件困难、依赖于系统可变量及生长条件衬底温度衬底温度依赖性依赖性高度依赖相对较小较小高度依赖陡峭掺杂分陡峭掺杂分布的控制布的控制吸附层浓度离子通量及温度吸附层浓度、硅离子通量及衬底电势吸附层浓度、电子通量及衬底电势高浓度掺杂高浓度掺杂困难可能可能可能晶体质量晶体质量低到中等掺杂浓度好，高掺杂浓度退化高生长温度好，取决于注入物种类似于自发掺杂类似于自发掺杂备注备注Sb、Ga、B、Al 已实验证实Sb、As、B、Ga已实验证实仅对Sb仅对Sb4.8 硅分子束外延膜的缺陷和质量硅分子束外延膜的缺陷和质量外延膜的质量来判断外延技术的成功与否？晶体结构、缺陷：衬底，清洗与外延，几百个/cm2，106个/cm2；电学性能；多数载流子寿命。应用应用：分立元件，高频器件4.9 技术展望技术展望同异质外延，金属绝缘体受其他因素制约：IC发展，低温清洗发展：多法，生产率 间歇式，多法，快速转向单片式。