He2＋注入六方SiC晶体损伤效应的拉曼光谱研究

韩 驿，彭金鑫，李炳生，王志光，魏孔芳，刘会平，张利民

（1.中国科学院近代物理研究所，兰州730000；2.中国科学院大学，北京100049；3.兰州大学 核科学与技术学院，兰州730000）

SiC是一种重要的功能材料，其热导率大、击穿电压高、电子饱和迁移率大且化学与机械稳定性好，近年来被广泛应用于高温、高频和大功率半导体器件上［1－4］。此外，SiC还具有熔点高、耐腐蚀及中子反应截面低等优点，非常适用于聚变堆、加速器驱动次临界洁净核能系统及高通量中子辐照等恶劣环境中［5－6］。目前，在SiC器件工艺中，离子注入技术被认为是一种可行的掺杂工艺方法。其中，He离子注入SiC材料已在半导体应用领域中被广泛研究。用一定注量的He离子注入SiC材料，在SiC中会形成He泡。经高温退火后，气泡分解，He从SiC材料中释放出来，导致气泡演化成空腔。通过智能剥离技术，可利用空腔制备特殊功能材料［7－8］，另外，空腔还能捕获金属原子，降低材料中的金属杂质浓度，可为大规模发展集成电路提供材料支持［9］。但是，离子注入技术不可避免地会对SiC材料产生损伤［10－15］，使材料的性能受到很大影响。研究表明：用低注量的离子注入SiC材料，会使其产生点缺陷，而高注量的离子注入SiC材料，则会使其产生一些复杂的缺陷［7］。

目前，模拟离子注入SiC材料的损伤累积过程的半经验模型主要有直接碰撞／缺陷模拟 模型（direct impact／defect simulation，DI／DS）［8－9］和多级 损 伤 累 积 模 型 （multi－step transformation process，MSDA）［16］。本文利用拉曼光谱分析了He2＋注入六方SiC晶体产生的缺陷，并运用DI／DS与MSDA 2种模型模拟了He2＋在不同温度下注入六方SiC晶体的动态损伤累积过程，可为SiC器件的制作与应用提供参考。

1 实验过程

实验样品为美国MIT公司提供的表面为（0001）晶面的六方SiC晶体，包括4H－SiC单晶和6H－SiC单晶2种样品。He2＋注入实验在中国科学院近代物理研究所320kV高电荷态离子综合研究平台上进行。He2＋注入能量为230keV，注入温度为室温（room temperature，RT）。采用的注量分别为1×1015，5×1015，6×1015，7×1015，8×1015，9×1015cm－2。原子离位次数（displacements per atom，DPA）为0.04～0.4。实验中，4H－SiC单晶样品的密度ρ为3.21g·cm－3，Si和C的临界离位阈能分别为35eV和20eV［17］。4H－SiC单晶样品的最大离位损伤峰距样品表面约为730nm，相应的DPA为0.4，He原子分数峰值为0.7%，距样品表面约为790nm。

在中国科学院近代物理研究所的分析测试平台上，利用 Horiba Jobin－YvonLabram HR 800UV型激光共聚焦拉曼光谱仪进行拉曼散射分析，选用激光器的532nm线作为激发光源，测试环境温度为室温。

2 实验结果

图1给出了室温下，注量分别为1×1015，8×1015，1×1016cm－2时，He2＋注入4H－SiC样品的拉曼光谱图。

图1 He2＋注入4H－SiC样品前后的拉曼光谱图Fig.1Raman spectra of 4H－SiC before and after He2＋implantation

从图1可以看出：He2＋注入前，在拉曼位移为204，610，777，797，989cm－1时，4H－SiC样品出现了特征峰，它们分别对应着 E2（TA），A1（LO），E2（TO），E1（TO），A1（LO）振动模式［11，18］。当注量为1×1015cm－2时，总体上看，样品的谱形与注入前相比，没有发生明显变化，这说明低注量注入样品时，样品的损伤程度较低；但A1（LO）峰比注入前的峰宽更窄，说明He2＋注入样品产生的损伤减小了样品的载流子浓度，这与文献［18］的结论一致。当注 量 增 加 到8×1015cm－2时，在 拉 曼 位 移 为200cm－1和540cm－1时，出现了2个新的散射峰，分别对应晶体Si（TA）和晶体Si（TO）的散射峰［11］。这说明较高注量的He2＋注入4H－SiC晶体后，晶体的结构发生了变化，原有的Si－C键部分被打断，发生了分解，产生了同核Si－Si键振动。随着注量的增加，样品的无序度增大，但并没有看到明显的C－C峰，这与文献［10］中给出的He2＋注入6H－SiC的实验结果一致。同时，注量为8×1015cm－2时，样品的拉曼光谱中 E2（TA），A1（LO），和 E1（TO）特征峰已经完全消失，这是因为He2＋注入样品后形成的损伤层对拉曼散射光有较强的吸收作用［10－11］。

3 分析与讨论

3.1 2种损伤累积模型

卢瑟福背散射／沟道技术（RBS／C）是一种有效表征辐照样品损伤累积过程的方法，近年来，根据RBS／C的数据结果，成功建立了几种辐照损伤累积模型，如DI／DS模型与 MSDA模型。这2种模型适用于描述低能离子辐照SiC的损伤累积过程。

在DI／DS模型中，样品的总无序度可表示为

式中，Sa为He2＋注入样品时，由直接碰撞产生的非晶化部分引起的无序度；Sd为简单缺陷与缺陷团簇引起的样品无序度；Sc为在高温辐照时扩展缺陷引起的样品无序度。其中，非晶化部分引起的无序度Sa可表示为

式中，σa表示直接碰撞产生的非晶化损伤截面，cm2；σs表示缺陷引起的非晶化损伤截面，cm2；Φ为对应的注量，cm－2。Sd可表示为

式中，S＊c表示高温辐照时，样品产生的大范围复杂缺陷引起的无序度饱和值；R为反映复杂缺陷在高温时迁移能力的参数。

在MSDA模型中，He2＋注入SiC材料的累积损伤fΦ可表示为

3.2 室温下He2＋注入4H－SiC的损伤模拟

图2 利用DI／DS模型拟合的He2＋注入4H－SiC产生的无序度随DPA的变化曲线Fig.2Disorder vs.DPA for He2＋implantated in 4H－SiC fitted by DI／DS model

利用MSDA模型模拟He2＋注入4H－SiC样品产生的累积损伤随注量的变化关系，如图3所示。

图3 利用MSDA模型拟合的He2＋注入4H－SiC产生的累积损伤随DPA的变化Fig.3Damage accumulation vs.DPA for He2＋implantated in 4H－SiC fitted by MSDA model

当DPA小于0.04时，样品的无序度随着DPA增加而不断变大，这个阶段称为样品损伤累积的第一阶段。根据式（5）计算得出：第一阶段样品的累积损伤饱和值fsatΦ，1为0.5。当DPA在0.04～0.28区间时，样品的无序度并没有发生明显变化，这是因为在DPA为0.24时，样品的损伤区域存在着大量由点缺陷聚集生长形成的位错环［14］，这些位错环可有效阻止样品非晶化的产生，因此，累积损伤曲线会出现一个平台形状。当DPA等于0.28时，损伤累积出现了非晶化的纳米团簇［19］，这表明损伤累积过程从第一阶段转向第二阶段，此时，随着DPA进一步增大，样品的损伤程度呈快速增加趋势，当DPA为0.32时，样品的累积损伤饱和值fsatΦ，2为1，表明此时样品损伤层已经形成非晶化。第二阶段的的损伤截面与第一阶段的损伤截面相同，即σ2，σ1均为80cm2。

从图2与图3可以看出，DI／DS模型将样品第一阶段的无序度归因于点缺陷、缺陷团簇和非晶化的贡献；而MSDA模型在第一阶段没有考虑非晶化的贡献，而将样品的无序度归因于点缺陷。另外，根据DI／DS模型分析认为，当缺陷团簇生长到一定尺寸后，样品受损伤的程度呈指数增加；而根据MSDA模型分析认为，点缺陷聚集形成位错环，降低了缺陷密度和晶格应力，使样品的晶格损伤达到一定程度饱和，当DPA继续增加时，才会导致材料非晶化。

3.3 高温下He2＋注入6H－SiC的损伤模拟

图4给出了室温及723，873，1 023K下，6HSiC单晶样品的累积损伤随DPA的变化关系。

图4 室温及723，873，1 023K下，He2＋注入6H－SiC损伤积累过程Fig.4Damage accumulation of He2＋implantated in 6H－SiC at different temperatures

从图4可以看出，当DPA小于0.25时，723K与873K的损伤积累曲线几乎重合，这表明在室温至723K和873～1 023K，对应存在2个缺陷动态恢复过程。文献［10］的研究结果表明，在室温至723K，He2＋注入6H－SiC产生缺陷的同时，有大量的Frenkel对等缺陷的复合。在723～873K，虽然存在简单点缺陷和少部分缺陷团簇的复合，但是高注量注入产生的He气泡对缺陷的移动起着阻碍作用，使得样品中缺陷的恢复速度变化不大。He2＋注入样品产生的He气泡在873～1 023K开始聚集长大，He气泡浓度减小，对缺陷迁移阻碍能力降低，从而增加了缺陷的恢复概率。

利用DI／DS模型拟合He2＋在室温及723，873，1 023K下注入6H－SiC样品时，无序度随DPA的变化关系，如图5所示。拟合参数如表1所列。由于温度对参数B与R的影响可忽略，在拟合过程中将B与R设为常数。S＊d在高温时消失，表明高温注入过程中，样品产生的点缺陷和小尺寸缺陷团簇得到了大量的恢复。σa与σs随着温度的不断升高而降低，表明高温可以抑制He2＋注入引起的材料非晶化［11，20］；S＊c随着温度的升高而减小，据此推断300keV的 He2＋注入6H－SiC时，避免样品非晶化的阈值温度应低于723K。

表1 室温及723，873，1 023K下，He2＋注入6H－SiC样品的DI／DS模型拟合参数Tab.1DI／DS model parameters for He2＋implantated in 6H－SiC at different temperatures

He2＋室温注入6H－SiC，当DPA小于0.1时，总无序度主要由点缺陷或者团簇引起，当DPA大于0.1时，样品总无序度主要由注入产生的非晶化引起。He2＋室温下注入6H－SiC，DPA仅需为0.3，样品总无序度就可达到饱和。前文的实验结果与He2＋室温注入4H－SiC的拟合结果相近。值得注意的是：当温度高于723K时，可以忽略不计Sd部分。温度为723K且DPA小于1时，Sc是样品总无序度的主要组成部分，Sa随注量的增加而不断增大；当DPA大于3时，Sa对样品总无序度的贡献值超过Sc的贡献值。873K下的拟合曲线与723K下的拟合曲线相近。温度达到1 023K，高注量下样品的总无序度仍然在0.6以上，这表明高温注入虽然可以避免样品完全非晶化，但是产生的缺陷仍然有很大一部分未得到恢复。

图5 DI／DS模型拟合He2＋注入6H－SiC样品的无序度随DPA的变化曲线Fig.5Disorder vs.DPA for He2＋implanted in 6H－SiC fitted by DI／DS model

4 结论

利用拉曼光谱研究了室温下注量为1×1015，8×1015，1×1016cm－2时，He2＋注入4H－SiC晶体样品的光谱特征。利用DI／DS模型与MSDA模型模拟了室温He2＋注入4H－SiC样品的损伤积累过程，发现样品损伤经历了2个不同的阶段，在DPA小于0.24时，2个模型的拟合曲线差异较大，这是因为DI／DS模型中，将第一阶段的总无序度积累归因于由点缺陷、缺陷团簇和少量的非晶化引起，而MSDA模型中没有考虑注入过程中引起的非晶化。DI／DS模型对He2＋注入6H－SiC的拟合结果表明：高温注入时样品产生的点缺陷和小尺寸缺陷团簇得到了大量的恢复；723K与873K的损伤积累曲线几乎重合，说明在室温～723K和873～1 023K，对应存在2个损伤动态恢复过程；1 023K时，样品的总无序度主要是由高温注入产生的缺陷引起的。

致谢

感谢兰州重离子加速器国家实验室ECR离子源320kV高电荷态离子综合实验平台所有工作人员以及徐丽君在拉曼测试中给予的帮助。