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(xué)院近代物理研究所，蘭州730000；2.中國科學(xué)院大學(xué)，北京100049；3.蘭州大學(xué) 核科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，蘭州730000）

SiC是一種重要的功能材料，其熱導(dǎo)率大、擊穿電壓高、電子飽和遷移率大且化學(xué)與機(jī)械穩(wěn)定性好，近年來被廣泛應(yīng)用于高溫、高頻和大功率半導(dǎo)體器件上［1－4］。此外，SiC還具有熔點高、耐腐蝕及中子反應(yīng)截面低等優(yōu)點，非常適用于聚變堆、加速器驅(qū)動次臨界潔凈核能系統(tǒng)及高通量中子輻照等惡劣環(huán)境中［5－6］。目前，在SiC器件工藝中，離子注入技術(shù)被認(rèn)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(dǎo)體應(yīng)用領(lǐng)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(jīng)高溫退火后，氣泡分解，He從SiC材料中釋放出來，導(dǎo)致氣泡演化成空腔。通過智能剝離技術(shù)，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(zhì)濃度，可為大規(guī)模發(fā)展集成電路提供材料支持［9］。但是，離子注入技術(shù)不可避免地會對SiC材料產(chǎn)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(chǎn)生點缺陷，而高注量的離子注入SiC材料，則會使其產(chǎn)生一些復(fù)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(jīng)驗?zāi)Ｐ椭饕兄苯优鲎玻毕菽M 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(chǎn)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(tài)損傷累積過程，可為SiC器件的制作與應(yīng)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(xué)院近代物理研究所320kV高電荷態(tài)離子綜合研究平臺上進(jìn)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(shù)（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(yīng)的DPA為0.4，He原子分?jǐn)?shù)峰值為0.7%，距樣品表面約為790nm。

在中國科學(xué)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(jìn)行拉曼散射分析，選用激光器的532nm線作為激發(fā)光源，測試環(huán)境溫度為室溫。

2 實驗結(jié)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(xiàn)了特征峰，它們分別對應(yīng)著 E2（TA），A1（LO），E2（TO），E1（TO），A1（LO）振動模式［11，18］。當(dāng)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(fā)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(chǎn)生的損傷減小了樣品的載流子濃度，這與文獻(xiàn)［18］的結(jié)論一致。當(dāng)注 量 增 加 到8×1015cm－2時，在 拉 曼 位 移 為200cm－1和540cm－1時，出現(xiàn)了2個新的散射峰，分別對應(yīng)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(jié)構(gòu)發(fā)生了變化，原有的Si－C鍵部分被打斷，發(fā)生了分解，產(chǎn)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(xiàn)［10］中給出的He2＋注入6H－SiC的實驗結(jié)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(jīng)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(qiáng)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(shù)（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(jù)RBS／C的數(shù)據(jù)結(jié)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(chǎn)生的非晶化部分引起的無序度；Sd為簡單缺陷與缺陷團(tuán)簇引起的樣品無序度；Sc為在高溫輻照時擴(kuò)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(chǎn)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(yīng)的注量，cm－2。Sd可表示為

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

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(chǎn)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(chǎn)生的累積損傷隨注量的變化關(guān)系，如圖3所示。

圖3 利用MSDA模型擬合的He2＋注入4H－SiC產(chǎn)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(dāng)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(jù)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(dāng)DPA在0.04～0.28區(qū)間時，樣品的無序度并沒有發(fā)生明顯變化，這是因為在DPA為0.24時，樣品的損傷區(qū)域存在著大量由點缺陷聚集生長形成的位錯環(huán)［14］，這些位錯環(huán)可有效阻止樣品非晶化的產(chǎn)生，因此，累積損傷曲線會出現(xiàn)一個平臺形狀。當(dāng)DPA等于0.28時，損傷累積出現(xiàn)了非晶化的納米團(tuán)簇［19］，這表明損傷累積過程從第一階段轉(zhuǎn)向第二階段，此時，隨著DPA進(jìn)一步增大，樣品的損傷程度呈快速增加趨勢，當(dāng)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(jīng)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(tuán)簇和非晶化的貢獻(xiàn)；而MSDA模型在第一階段沒有考慮非晶化的貢獻(xiàn)，而將樣品的無序度歸因于點缺陷。另外，根據(jù)DI／DS模型分析認(rèn)為，當(dāng)缺陷團(tuán)簇生長到一定尺寸后，樣品受損傷的程度呈指數(shù)增加；而根據(jù)MSDA模型分析認(rèn)為，點缺陷聚集形成位錯環(huán)，降低了缺陷密度和晶格應(yīng)力，使樣品的晶格損傷達(dá)到一定程度飽和，當(dāng)DPA繼續(xù)增加時，才會導(dǎo)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(guān)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(dāng)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(yīng)存在2個缺陷動態(tài)恢復(fù)過程。文獻(xiàn)［10］的研究結(jié)果表明，在室溫至723K，He2＋注入6H－SiC產(chǎn)生缺陷的同時，有大量的Frenkel對等缺陷的復(fù)合。在723～873K，雖然存在簡單點缺陷和少部分缺陷團(tuán)簇的復(fù)合，但是高注量注入產(chǎn)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(fù)速度變化不大。He2＋注入樣品產(chǎn)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(fù)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(guān)系，如圖5所示。擬合參數(shù)如表1所列。由于溫度對參數(shù)B與R的影響可忽略，在擬合過程中將B與R設(shè)為常數(shù)。S＊d在高溫時消失，表明高溫注入過程中，樣品產(chǎn)生的點缺陷和小尺寸缺陷團(tuán)簇得到了大量的恢復(fù)。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(jù)此推斷300keV的 He2＋注入6H－SiC時，避免樣品非晶化的閾值溫度應(yīng)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(shù)Tab.1DI／DS model parameters for He2＋implantated in 6H－SiC at different temperatures

He2＋室溫注入6H－SiC，當(dāng)DPA小于0.1時，總無序度主要由點缺陷或者團(tuán)簇引起，當(dāng)DPA大于0.1時，樣品總無序度主要由注入產(chǎn)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(dá)到飽和。前文的實驗結(jié)果與He2＋室溫注入4H－SiC的擬合結(jié)果相近。值得注意的是：當(dāng)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(dāng)DPA大于3時，Sa對樣品總無序度的貢獻(xiàn)值超過Sc的貢獻(xiàn)值。873K下的擬合曲線與723K下的擬合曲線相近。溫度達(dá)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(chǎn)生的缺陷仍然有很大一部分未得到恢復(fù)。

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(jié)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(fā)現(xiàn)樣品損傷經(jīng)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(tuán)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(jié)果表明：高溫注入時樣品產(chǎn)生的點缺陷和小尺寸缺陷團(tuán)簇得到了大量的恢復(fù)；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(yīng)存在2個損傷動態(tài)恢復(fù)過程；1 023K時，樣品的總無序度主要是由高溫注入產(chǎn)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(tài)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。