C~+注入Si形成SiC/Si异质结构的椭偏光谱

用椭偏光谱法测量了 ( 35ke V,1 .0× 1 0 18cm- 2 )和 ( 65ke V,1 .0× 1 0 18cm- 2 ) C+ 注入 Si形成的 Si C/Si异质结构 .应用多层介质膜模型和有效介质近似 ,分析了这些样品的 Si C/Si异质结构的各层厚度及主要成份 .研究结果表明 :注 35ke V C+ 的样品在经 1 2 0 0℃、2 h退火后形成的 Si C/Si异质结构 ,其β- Si C埋层上存在一粗糙表面层 ,粗糙表面层主要由β- Si C、非晶 Si和 Si O2 组成 ,而且 β- Si C埋层与体硅界面不同于粗糙表面层与 β- Si C埋层界面 ;注 65ke V C+的样品在经1 2 50℃、1 0 h退火后形成的 Si C/Si异质结构 ,其表层 Si是较     

氧离子注入硅SOI结构的椭偏谱研究

本文利用椭偏光谱法测量了能量为200keV、剂量为2×10~(18)cm~(-2)的~(16)O~+注入Si以及退火样品.应用多层介质膜模型和有效介质近似,分析了这些样品的SIMOX结构的各层厚度以及各层中的主要组份.提出了从椭偏谱粗略估算表层Si及埋层SiO_2厚度的简单方法.研究结果表明,这种条件下的O~+注入Si可以形成SIMOX结构,经高温退火后,表层Si是较完整的单晶层,埋层SiO_2基本没有Si聚积物.椭偏谱的结果与背散射、扩展电阻测量和红外吸收光谱等结果作了比较.     

CH4+Ar混合等离子体注入新工艺

采用CH4 Ar混合等离子体对p-Si(100)进行剂量为5.0×1017cm-2,能量分别为40keV及80keV的碳离子注入,靶温控制在700°C左右;注入后将样品在1250°C的氩气中退火5h。通过红外反射光谱、掠角X-射线衍射以及剖面透射电镜对退火前后的样品进行分析,其结果证明了结晶质量较好的多晶β-SiC不连续埋层的形成。     

氧离子和氮离子共注人硅形成绝缘埋层的微观结构及其光学性质

本文利用俄歇能谱和红外吸收谱研究了硅中O+(200keV,1.81018/cm2)和N+(180keV,41017/cm2)共注入、并经1200℃、2h退火后所形成的绝缘埋层的微观结构及其光学性质。结果表明:O+和N+共注入所形成的绝缘埋层是由SiO2相和不饱和氧化硅态组成;在氧化硅埋层的两侧形成氮氧化硅薄层;表面硅-埋层的界面和埋层-体硅的界面的化学结构无明显差异。通过对波数范围在5000--1700cm-1的红外反射谱的计算机模拟,得到了该绝缘埋层的折射率、厚度等有关的参数值,这些结果与离子背散射谱的分析结果相一致。本文还讨论了绝缘埋层的形成特征。     

氧离子和氮离子共注入硅形成SOI结构的俄歇能谱研究

本文中研究了O~+(200keV,1.8 ×10~(18)cm~(-2))和 N~+(180keV,4 ×10~(17)cm~(-2))共注入Si形成 SOI(Silicon on Insulator)结构的界面及埋层的微观结构.俄歇能谱(AES)和光电子能谱(XPS)的测量和研究结果表明:O~+和N~+共注入的SOI结构在经1200℃,2h退火后,O~+和N~+共注入所形成的绝缘埋层是由SiO_2相和不饱和氧化硅态组成;在氧化硅埋层的两侧形成氮氧化硅薄层;表面硅-埋层的界面和埋层-体硅的界面的化学结构无明显差异.这些结果与红外吸收和离子背散射谱的分析结果相一致.对这种SOI结构界面与埋层的形成特征进行了分析讨论。     

硅基纳米SiC的制备及其微结构分析

在室温下将C+注入硅衬底，注入能量和剂量分别为50keV，2×1016cm－2．经高温退火形成，β-SiC颗粒沉淀．用傅里叶变换红外吸收谱，光电子能谱以及高分辨率透射电镜对注入样品中的纳米β-SiC及其微结构作了分析．     

C~+注入硅形成β-SiC埋层研究

在200℃和680℃下对P型（100）单晶硅进行不同剂量的C+注入，实验表明680℃下注入形成的β-SiC埋层存在＜100＞取向生长的结晶态，经过1160℃氮气氛4小时或8小时退火后，结晶度得到进一步增强；200℃下注入形成的β-SiC埋层为无定形态，即使经过1160℃氮气氛4小时或8小时退火之后仍没有发现结晶态衍射峰存在．研究同时揭示了不同C+注入剂量对所形成β-SiC埋层结晶程度的影响，以及不同退火工艺对于样品制备的影响．通过AES成分深度测试及剖面透射电子显微镜（XTEM）可以直观分析β-SiC埋层的内在结构．     

多晶硅/CoSi_2/Si结构热稳定性研究

本文利用俄歇电子谱(AES)、X射线衍射(XRD)和电学测量等方法研究了原位掺杂多晶硅/CoSi_2/Si_(衬底)多层结构在700—900℃的温度范围内在惰性气体和真空中进行热处理的稳定性.结果表明,当退火温度低于 850℃,这种结构有良好的热稳定性.当温度高于 850℃,多晶硅与硅化物间将发生互扩散和界面反应.随着退火温度升高,在惰性气体的气氛中,CoSi_2迁移到表面层,而硅外延生长在硅衬底上,形成 CoSi_2/Si 双层结构;在真空中热处理仍可保持 poly-Si/CoSi_2/Si 三层结构.     

低温注入硅片中的锗在快速热处理后的再分布

大剂量(4×1016cm-2)的Ge离子在77K低温下被注入于(100)硅片中,并结合随后的1080℃快速热处理(RTP)以形成Si/SiGe异质结构.用卢瑟福背散射技术和二次离子质谱技术研究注锗硅片退火前后Ge的分布.结果表明,快速热处理退火不仅能使注锗硅片发生固相外延生长,表层形成合金层,而且导致Ge向表面的质量运输.最终出现平台式的Ge分布形态.快速热处理后Ge这种再分布被认为有利于提高HBT的增益和获得表面应变沟道.     

低温注入硅片中的锗在快速热处理后的再分布

大剂量(4×1016cm-2)的Ge离子在77K低温下被注入于(100)硅片中,并结合随后的1080℃快速热处理(RTP)以形成Si/SiGe异质结构.用卢瑟福背散射技术和二次离子质谱技术研究注锗硅片退火前后Ge的分布.结果表明,快速热处理退火不仅能使注锗硅片发生固相外延生长,表层形成合金层,而且导致Ge向表面的质量运输.最终出现平台式的Ge分布形态.快速热处理后Ge这种再分布被认为有利于提高HBT的增益和获得表面应变沟道