He2＋注入六方SiC晶體損傷效應的拉曼光譜研究

韓 驛，彭金鑫，李炳生，王志光，魏孔芳，劉會平，張利民

（1.中國科學院近代物理研究所，蘭州730000；2.中國科學院大學，北京100049；3.蘭州大學 核科學與技術學院，蘭州730000）

SiC是一種重要的功能材料，其熱導率大、擊穿電壓高、電子飽和遷移率大且化學與機械穩定性好，近年來被廣泛應用于高溫、高頻和大功率半導體器件上［1－4］。此外，SiC還具有熔點高、耐腐蝕及中子反應截面低等優點，非常適用于聚變堆、加速器驅動次臨界潔凈核能系統及高通量中子輻照等惡劣環境中［5－6］。目前，在SiC器件工藝中，離子注入技術被認為是一種可行的摻雜工藝方法。其中，He離子注入SiC材料已在半導體應用領域中被廣泛研究。用一定注量的He離子注入SiC材料，在SiC中會形成He泡。經高溫退火后，氣泡分解，He從SiC材料中釋放出來，導致氣泡演化成空腔。通過智能剝離技術，可利用空腔制備特殊功能材料［7－8］，另外，空腔還能捕獲金屬原子，降低材料中的金屬雜質濃度，可為大規模發展集成電路提供材料支持［9］。但是，離子注入技術不可避免地會對SiC材料產生損傷［10－15］，使材料的性能受到很大影響。研究表明：用低注量的離子注入SiC材料，會使其產生點缺陷，而高注量的離子注入SiC材料，則會使其產生一些復雜的缺陷［7］。

目前，模擬離子注入SiC材料的損傷累積過程的半經驗模型主要有直接碰撞／缺陷模擬 模型（direct impact／defect simulation，DI／DS）［8－9］和多級 損 傷 累 積 模 型 （multi－step transformation process，MSDA）［16］。本文利用拉曼光譜分析了He2＋注入六方SiC晶體產生的缺陷，并運用DI／DS與MSDA 2種模型模擬了He2＋在不同溫度下注入六方SiC晶體的動態損傷累積過程，可為SiC器件的制作與應用提供參考。

1 實驗過程

實驗樣品為美國MIT公司提供的表面為（0001）晶面的六方SiC晶體，包括4H－SiC單晶和6H－SiC單晶2種樣品。He2＋注入實驗在中國科學院近代物理研究所320kV高電荷態離子綜合研究平臺上進行。He2＋注入能量為230keV，注入溫度為室溫（room temperature，RT）。采用的注量分別為1×1015，5×1015，6×1015，7×1015，8×1015，9×1015cm－2。原子離位次數（displacements per atom，DPA）為0.04～0.4。實驗中，4H－SiC單晶樣品的密度ρ為3.21g·cm－3，Si和C的臨界離位閾能分別為35eV和20eV［17］。4H－SiC單晶樣品的最大離位損傷峰距樣品表面約為730nm，相應的DPA為0.4，He原子分數峰值為0.7%，距樣品表面約為790nm。

在中國科學院近代物理研究所的分析測試平臺上，利用 Horiba Jobin－YvonLabram HR 800UV型激光共聚焦拉曼光譜儀進行拉曼散射分析，選用激光器的532nm線作為激發光源，測試環境溫度為室溫。

2 實驗結果

圖1給出了室溫下，注量分別為1×1015，8×1015，1×1016cm－2時，He2＋注入4H－SiC樣品的拉曼光譜圖。

圖1 He2＋注入4H－SiC樣品前后的拉曼光譜圖Fig.1Raman spectra of 4H－SiC before and after He2＋implantation

從圖1可以看出：He2＋注入前，在拉曼位移為204，610，777，797，989cm－1時，4H－SiC樣品出現了特征峰，它們分別對應著 E2（TA），A1（LO），E2（TO），E1（TO），A1（LO）振動模式［11，18］。當注量為1×1015cm－2時，總體上看，樣品的譜形與注入前相比，沒有發生明顯變化，這說明低注量注入樣品時，樣品的損傷程度較低；但A1（LO）峰比注入前的峰寬更窄，說明He2＋注入樣品產生的損傷減小了樣品的載流子濃度，這與文獻［18］的結論一致。當注 量 增 加 到8×1015cm－2時，在 拉 曼 位 移 為200cm－1和540cm－1時，出現了2個新的散射峰，分別對應晶體Si（TA）和晶體Si（TO）的散射峰［11］。這說明較高注量的He2＋注入4H－SiC晶體后，晶體的結構發生了變化，原有的Si－C鍵部分被打斷，發生了分解，產生了同核Si－Si鍵振動。隨著注量的增加，樣品的無序度增大，但并沒有看到明顯的C－C峰，這與文獻［10］中給出的He2＋注入6H－SiC的實驗結果一致。同時，注量為8×1015cm－2時，樣品的拉曼光譜中 E2（TA），A1（LO），和 E1（TO）特征峰已經完全消失，這是因為He2＋注入樣品后形成的損傷層對拉曼散射光有較強的吸收作用［10－11］。

3 分析與討論

3.1 2種損傷累積模型

盧瑟福背散射／溝道技術（RBS／C）是一種有效表征輻照樣品損傷累積過程的方法，近年來，根據RBS／C的數據結果，成功建立了幾種輻照損傷累積模型，如DI／DS模型與 MSDA模型。這2種模型適用于描述低能離子輻照SiC的損傷累積過程。

在DI／DS模型中，樣品的總無序度可表示為

式中，Sa為He2＋注入樣品時，由直接碰撞產生的非晶化部分引起的無序度；Sd為簡單缺陷與缺陷團簇引起的樣品無序度；Sc為在高溫輻照時擴展缺陷引起的樣品無序度。其中，非晶化部分引起的無序度Sa可表示為

式中，σa表示直接碰撞產生的非晶化損傷截面，cm2；σs表示缺陷引起的非晶化損傷截面，cm2；Φ為對應的注量，cm－2。Sd可表示為

式中，S＊c表示高溫輻照時，樣品產生的大范圍復雜缺陷引起的無序度飽和值；R為反映復雜缺陷在高溫時遷移能力的參數。

在MSDA模型中，He2＋注入SiC材料的累積損傷fΦ可表示為

3.2 室溫下He2＋注入4H－SiC的損傷模擬

圖2 利用DI／DS模型擬合的He2＋注入4H－SiC產生的無序度隨DPA的變化曲線Fig.2Disorder vs.DPA for He2＋implantated in 4H－SiC fitted by DI／DS model

利用MSDA模型模擬He2＋注入4H－SiC樣品產生的累積損傷隨注量的變化關系，如圖3所示。

圖3 利用MSDA模型擬合的He2＋注入4H－SiC產生的累積損傷隨DPA的變化Fig.3Damage accumulation vs.DPA for He2＋implantated in 4H－SiC fitted by MSDA model

當DPA小于0.04時，樣品的無序度隨著DPA增加而不斷變大，這個階段稱為樣品損傷累積的第一階段。根據式（5）計算得出：第一階段樣品的累積損傷飽和值fsatΦ，1為0.5。當DPA在0.04～0.28區間時，樣品的無序度并沒有發生明顯變化，這是因為在DPA為0.24時，樣品的損傷區域存在著大量由點缺陷聚集生長形成的位錯環［14］，這些位錯環可有效阻止樣品非晶化的產生，因此，累積損傷曲線會出現一個平臺形狀。當DPA等于0.28時，損傷累積出現了非晶化的納米團簇［19］，這表明損傷累積過程從第一階段轉向第二階段，此時，隨著DPA進一步增大，樣品的損傷程度呈快速增加趨勢，當DPA為0.32時，樣品的累積損傷飽和值fsatΦ，2為1，表明此時樣品損傷層已經形成非晶化。第二階段的的損傷截面與第一階段的損傷截面相同，即σ2，σ1均為80cm2。

從圖2與圖3可以看出，DI／DS模型將樣品第一階段的無序度歸因于點缺陷、缺陷團簇和非晶化的貢獻；而MSDA模型在第一階段沒有考慮非晶化的貢獻，而將樣品的無序度歸因于點缺陷。另外，根據DI／DS模型分析認為，當缺陷團簇生長到一定尺寸后，樣品受損傷的程度呈指數增加；而根據MSDA模型分析認為，點缺陷聚集形成位錯環，降低了缺陷密度和晶格應力，使樣品的晶格損傷達到一定程度飽和，當DPA繼續增加時，才會導致材料非晶化。

3.3 高溫下He2＋注入6H－SiC的損傷模擬

圖4給出了室溫及723，873，1 023K下，6HSiC單晶樣品的累積損傷隨DPA的變化關系。

圖4 室溫及723，873，1 023K下，He2＋注入6H－SiC損傷積累過程Fig.4Damage accumulation of He2＋implantated in 6H－SiC at different temperatures

從圖4可以看出，當DPA小于0.25時，723K與873K的損傷積累曲線幾乎重合，這表明在室溫至723K和873～1 023K，對應存在2個缺陷動態恢復過程。文獻［10］的研究結果表明，在室溫至723K，He2＋注入6H－SiC產生缺陷的同時，有大量的Frenkel對等缺陷的復合。在723～873K，雖然存在簡單點缺陷和少部分缺陷團簇的復合，但是高注量注入產生的He氣泡對缺陷的移動起著阻礙作用，使得樣品中缺陷的恢復速度變化不大。He2＋注入樣品產生的He氣泡在873～1 023K開始聚集長大，He氣泡濃度減小，對缺陷遷移阻礙能力降低，從而增加了缺陷的恢復概率。

利用DI／DS模型擬合He2＋在室溫及723，873，1 023K下注入6H－SiC樣品時，無序度隨DPA的變化關系，如圖5所示。擬合參數如表1所列。由于溫度對參數B與R的影響可忽略，在擬合過程中將B與R設為常數。S＊d在高溫時消失，表明高溫注入過程中，樣品產生的點缺陷和小尺寸缺陷團簇得到了大量的恢復。σa與σs隨著溫度的不斷升高而降低，表明高溫可以抑制He2＋注入引起的材料非晶化［11，20］；S＊c隨著溫度的升高而減小，據此推斷300keV的 He2＋注入6H－SiC時，避免樣品非晶化的閾值溫度應低于723K。

表1 室溫及723，873，1 023K下，He2＋注入6H－SiC樣品的DI／DS模型擬合參數Tab.1DI／DS model parameters for He2＋implantated in 6H－SiC at different temperatures

He2＋室溫注入6H－SiC，當DPA小于0.1時，總無序度主要由點缺陷或者團簇引起，當DPA大于0.1時，樣品總無序度主要由注入產生的非晶化引起。He2＋室溫下注入6H－SiC，DPA僅需為0.3，樣品總無序度就可達到飽和。前文的實驗結果與He2＋室溫注入4H－SiC的擬合結果相近。值得注意的是：當溫度高于723K時，可以忽略不計Sd部分。溫度為723K且DPA小于1時，Sc是樣品總無序度的主要組成部分，Sa隨注量的增加而不斷增大；當DPA大于3時，Sa對樣品總無序度的貢獻值超過Sc的貢獻值。873K下的擬合曲線與723K下的擬合曲線相近。溫度達到1 023K，高注量下樣品的總無序度仍然在0.6以上，這表明高溫注入雖然可以避免樣品完全非晶化，但是產生的缺陷仍然有很大一部分未得到恢復。

圖5 DI／DS模型擬合He2＋注入6H－SiC樣品的無序度隨DPA的變化曲線Fig.5Disorder vs.DPA for He2＋implanted in 6H－SiC fitted by DI／DS model

4 結論

利用拉曼光譜研究了室溫下注量為1×1015，8×1015，1×1016cm－2時，He2＋注入4H－SiC晶體樣品的光譜特征。利用DI／DS模型與MSDA模型模擬了室溫He2＋注入4H－SiC樣品的損傷積累過程，發現樣品損傷經歷了2個不同的階段，在DPA小于0.24時，2個模型的擬合曲線差異較大，這是因為DI／DS模型中，將第一階段的總無序度積累歸因于由點缺陷、缺陷團簇和少量的非晶化引起，而MSDA模型中沒有考慮注入過程中引起的非晶化。DI／DS模型對He2＋注入6H－SiC的擬合結果表明：高溫注入時樣品產生的點缺陷和小尺寸缺陷團簇得到了大量的恢復；723K與873K的損傷積累曲線幾乎重合，說明在室溫～723K和873～1 023K，對應存在2個損傷動態恢復過程；1 023K時，樣品的總無序度主要是由高溫注入產生的缺陷引起的。

致謝

感謝蘭州重離子加速器國家實驗室ECR離子源320kV高電荷態離子綜合實驗平臺所有工作人員以及徐麗君在拉曼測試中給予的幫助。