离子注入在半导体中产生的缺陷及其深度分布
离子注入已经成为半导体生产工艺中不可缺少的手段。利用离子注入可以很方便地实现半导体掺杂，且与传统的掺杂工艺相比具有很多优点，如：①注入离子注入可以有效注入多种元素的离子，并且不受杂质固溶度的影响。②离子注入可以在指定位置和深度引入杂质。这在半导体器件制备过程中是必需的。③离子注入引入数量可以精确控制杂质，并具有很高的可重复性。这是常规掺杂方法不能满足的。④离子注入基本上不存在横向扩散问题，从而使器件、电路达到更高集成度。另外，离子注入在半导体中还有很多其他应用，如实现器件和电路的隔离等。
然而，由于离子的能量一般为数万至数十万电子伏，在离子注入的过程中，离子不可避免地与材料中的晶格原子发生碰撞，产生原子位移，导致大量的缺陷。当离子注入的剂量很大时，这些缺陷还会重叠并发生相互作用，产生更为复杂的缺陷。在半导体中，缺陷对电学特性产生重要的影响，因此，要想通过离子注入达到掺杂的目的，就必须消除缺陷的影响。对这些离子注入产生的缺陷及其退火回复过程进行研究，就显得非常有必要。
利用常规的正电子测量方法，即用放射源如22 Na的正电子寿命和多普勒展宽测量，不能用于研究离子注入产生的缺陷，因为放射源发射的正电子具有较高的能量，注入深度很深，且正电
子能量分布范围很宽，其探测的范围很广，带出的是材料体内的平均信息。因此有必要利用慢正电子束技术。当正电子能量从0～30 keV变化时，正电子注入深度为表面至表面以下几个微米区域，而离子注入的深度范围与此相当。因此，慢正电子束尤其适合研究离子注入产生的缺陷及其深度分布。下面将介绍利用慢正电子束在研究半导体材料中离子注入产生的缺陷方面取得的部分戍果。
利用慢正电子束对Si中离子注入产生的缺陷已进行了大量的研究。图8. 24示出的是Uedono等测量的12 keV F 离子注入Si外延层中多普勒展宽S参数随正电子入射能量的分布（称为S -E曲线）[67]。Si外延层的厚度为lOym，衬底材料为直拉Si单晶。在未注入的Si中，S参数在正电子注入能量较小时接近0.54，并随着正电子能量增大而降低。这是由于当正电子注入能量较小时，大部分正电子停留在Si外延层的表面，部分注入较浅的正电子还会反向扩散至表面并以表面态湮没，因此S参数较大。随着正电子能量增大，反向扩散至表面的正电子数目减少，使得S参数降低。当正电子能量增大至10 keV时，S参数不再变化，这时基本上所有正电子在Si的体态湮没。
从图8. 24中可以看到，当F 离子注入Si中后，在E<10 keV时，S参数要明显高于体态S的值。
这表明离子注入产生了大量的缺陷。E<10 keV时正电子所探测的区域对应于F 离子注入产生的损伤层。当正电子能量增大后，所探测到的区域过渡到未损伤层，因此S参数逐步向体态值靠拢。经过600℃以上退火后，损伤层中的缺陷特性发生变化，部分缺陷开始回复。这可以从低能区域S参教的变化看出。当退火温度为700℃时，S参数变得比体态值还低。800℃以上退火后，S-E曲线与未注入样品中的曲线一致，说明所有的缺陷都消除了。
为了进一步得到缺陷的深度分布，利用VEPFIT程序[68]对慢正电子束测量的S-E曲线进行了详细分析。图8.25为VEPFIT程序分析F 离子注入以及F /B 离子共注入Si中S参数的深度分布。图中还给出了根据蒙特卡洛模拟得到的F 离子及B 离子的深度分布作为对照。VEPFIT分析得到的缺陷损伤层厚度与离子的深度分布完全吻合，证实了慢正电子束测量缺陷深度分布的准确性。根据S参数的大小，可以判断离子注入产生的缺陷为双空位，在700℃退火后演化为空位团以及空位与F杂质的复合体。这些空位复合体可能是造成S参数比体态S参数低的原因。
正电子被缺陷捕获除了体现在S参数的变化以外，还可以表现在正电子扩散长度的变化。根据式(4.15)和式(4.16)，当正电子被缺陷捕获后，其扩散长度将减小。在未注入的Si中，正电
子扩散长度为124nm左右，但经过注入后，其值大大缩减至4～9 nm。这表明几乎所有的正电子被缺陷捕获，即出现了捕获饱和现象。此时S参数只能体现空位的大小。另外，随着正电子扩散长度的减小，其扩散至表面的概率也大大降低，因此受表面态的影响较小。图8. 24中离子注入后在E
Uedono等还对O 离子注入Si中产生的缺陷及其退火行为进行了大量的研究[69,70]。利用O 离子注入Si，结合退火工艺．可以制备硅晶绝缘体(SOI)层。这种方法称为O 离子注入隔离法(SIMOX)。图8.26为180 keVO 离子注入Si中S参数随正电子入射能量的变化。0 离子能量为180 keV，辐照剂量为4×l017 CI11-2。VEPFIT分析揭示出正电子所探测的区域可以分为4个子层，除了第4层为无缺陷的Si完整晶格外，其他3层均为含有缺陷的损伤层。在第1层和第2层中，S参数（Sl和S2）值要高于体态S的值，这是由于O 离子注入产生的缺陷所致。这也可以从图8.26中在E≈l keV处S参数的值体现出来。缺陷主要为空位团。在第3层中，S参数(S3)比体态S参数小。由于第3层的位置正好与O原子的深度分布重叠，这显然与注入的O杂质有关。O原子的电子具有很宽的动量分布，因此正电子在空位与O原子的复合体中湮没的S参数要小于体态S参数。
图8. 27示出的是180 keV O 离子注入Si中各损伤层的S参数随退火温度的变化。可以看出退火分为三个阶段。在第一阶段，Sl和S2均随退火温度上升，主要是由于空位团的尺寸在退火过程中进一步增大。在第二阶段，Sl和S。开始下降，说明缺陷开始回复，并且缺陷与O原子的复合体开始形成。但在第三阶段，只出现了两个损伤层，且S参数均小于体态值。此时正电子探测到的缺陷为与O原子结合的空位复合休。这些与O原子有关的缺陷直到1 350℃高温退火仍保持稳定。Fujinami研究了O 离子注入Si中产生的缺陷[71]。在注入的Si中，正电子所观察到的缺陷主要为空位团以及它们与O原子的复合体。这些缺陷复合体在400℃退火后能保持稳定。随着退火温度进一步升高，S参数逐步下降至体态S参数以下。这一结果被认为是形成了多空位与多个O杂质形成的复合体，以及O沉淀物。
Fujinami等还在Si进行了H 离子注入[72]。60 keV H 离子注入Si中经过不同温度下退火后的归一化S参数随正电子能量的变化曲线如图8. 28所示，注入剂量为1×l016CITI_2。基于慢正电子束的正电子寿命测量表明，在H 一离子注入层中正电子寿命接近单空位寿命，但多普勒展宽S参数略小于单空位的S值。这是由于注入的H原子进入了单空位，使得正电子与H原子的外层电子湮没，导致S参数下降。在400℃以下的温度范围内退火时，含H原子的缺陷没有发生变化，但在表面以下350nm内的那些缺陷也开始与H原子化合。经过500℃以上退火后，
在H 离子深度分布中心附近，这些含H原子的空位开始聚集，而在600℃以上退火后，H原子开始从空位中逸出，因此所有的缺陷开始回复。Brusa等以及Fujinami等对He 离子注入Si的研究也发现了含He原子的空位复合体[73，74]。
另外，利用慢正电子束技术也对其他离子如自身Si 离子注入，以及B ，Ge ，Co 等离子注入Si中产生的缺陷进行了大量研究[75-79]。
在GaAs中，Simpson等注入了220 keV的Sr离子，并利用慢正电子束和剖面透射电镜研究了注入产生的缺陷[80]。由正电子湮没测量得到的缺陷深度分布与蒙特卡洛模拟的结果完全一致。剖面透射电镜观察到同时还有位错环的产生。经过850℃高温退火后，在低剂量注入的样品中缺陷浓度有所降低，但在高剂量注入的样品中观察到大的空位团形成。剖面透射电镜观察也证实了这一结论。Knights等在Si中注入了离子O ，He 和H ，比较了注入层中的电阻和空位型缺陷的退火行为[81]。在退火温度为500～600℃时，注入层的电阻达到最大值。而由慢正电子束测量的空位回复温度相对电阻出现最大值的温度要低100℃左右，如图8. 29所示（多普勒展宽测量在固定正电子入射能量为23 keV时进行）。因此，空位型缺陷与离子注入的电隔离现象有关，即可能是其他缺陷造成了电隔离。
Chen等对Zn0中离子注入产生的缺陷进行了大量的研究[82-86]，所注入的离子为H ，He ，B ，N ，O ．Al ，P 等。在H 离子注入的Zn0中，同样观察到了含H原子的空位产生，与Si中的情形一致，因此正电子寿命和多普勒展宽S参数均比单空位的相应数值小。当H 离子注入后的样品经过500℃以下较低温度退火后，S参数仅出现轻微增加，如图8. 30所示。这表明在空位聚集成团的同时，大量的H原子还在占据空位团的位置，形成所谓的氢气泡。随着退火温度进一步升高至600～700℃范围，H原子开始从空位团中脱出，留下不被H原子占据的空位团，因此正电子所探测的体积突然增大，使得S参数急剧上升，并在700℃时达到最大值。由于没有H原子的稳定作用，空位团在700℃以上开始回复，并在1100℃左右完全消失。通过与He 离子注入的对比研究发现，He 离子也有可能占据注入产生的空位中，并且能在800℃高温退火保持稳定，但He原子占据的空位团在退火过程中体积增大并不如H2气泡明显，这可能与H原子在Zn0中有很强的化学活性有关。

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