專利名稱：制造襯底材料的方法以及半導(dǎo)體襯底材料的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到半導(dǎo)體襯底材料，更確切地說(shuō)是涉及到包括基本上弛豫的高質(zhì)量SiGe合金層的半導(dǎo)體襯底材料。與現(xiàn)有技術(shù)的含有SiGe的襯底材料相比，位于其上表面上的本發(fā)明半導(dǎo)體襯底材料的SiGe合金層具有降低了的面缺陷密度。本發(fā)明還提供了一種制造本發(fā)明襯底材料的方法，其中，襯底材料的上部SiGe合金層具有降低了的面缺陷密度。
背景技術(shù)：
在半導(dǎo)體工業(yè)中，采用弛豫的SiGe層作為應(yīng)變硅層生長(zhǎng)的樣板，已經(jīng)是用來(lái)產(chǎn)生有可能用于高性能互補(bǔ)金屬氧化物半導(dǎo)體(CMOS)電路的張應(yīng)變硅的主要方法。與非應(yīng)變材料相比，此應(yīng)變硅層提供了改進(jìn)了的電荷載流子輸運(yùn)。
在主流CMOS應(yīng)用中采用這種材料的可能性最終取決于諸如成本和電路成品率之類的制造問(wèn)題。由于大多數(shù)產(chǎn)生弛豫SiGe層的技術(shù)牽涉到使原本贗應(yīng)變的硅膜發(fā)生塑性形變，故在所有弛豫的SiGe和應(yīng)變的硅材料中容易出現(xiàn)殘留的位錯(cuò)缺陷。于是，除了CMOS工藝中任何材料改變所固有的成品率要求之外，還存在著與缺陷相關(guān)的成品率問(wèn)題的額外要求。
為了盡可能減輕這一要求，已經(jīng)提出了許多方法，試圖降低弛豫SiGe和應(yīng)變硅層中的位錯(cuò)缺陷密度。在現(xiàn)有技術(shù)中，位錯(cuò)缺陷通常被報(bào)道為穿透缺陷，是一些通過(guò)亦即穿過(guò)材料層的單個(gè)缺陷線。穿透位錯(cuò)的密度通常報(bào)道為每平方厘米105-108線。文獻(xiàn)中基本上還未曾討論或報(bào)道過(guò)面缺陷(堆垛層錯(cuò)或微孿晶)，因?yàn)槠涿芏鹊颓胰狈煽康娜毕莞g技術(shù)。
由于面缺陷的典型密度低于每平方厘米106個(gè)缺陷，故即使是低放大倍數(shù)平面透射電子顯微鏡(TEM)也不太可能探測(cè)到這些缺陷。即使形成非常大的備用面積并在20來(lái)幀之后探測(cè)到一個(gè)面缺陷，也容易被意外地低估。
一種新近開(kāi)發(fā)來(lái)研究應(yīng)變硅和SiGe層的缺陷腐蝕方法(見(jiàn)此處列為參考的2003年9月3日提交的美國(guó)申請(qǐng)No.10/654231)，顯示出面缺陷遠(yuǎn)比先前所想象的更為普遍地存在。由于與穿透位錯(cuò)形成對(duì)照，面缺陷代表著整個(gè)平面的斷裂或畸變了的原子鍵，因而這種缺陷影響更大的晶體剖面面積，故與孤立的穿透位錯(cuò)相比，這些面缺陷很可能代表著對(duì)器件工作的一種嚴(yán)重得多的威脅。
考慮到面缺陷的這一嚴(yán)重威脅，因而對(duì)在應(yīng)變硅/弛豫SiGe技術(shù)中開(kāi)發(fā)一種方法來(lái)降低堆垛層錯(cuò)和其它面缺陷，存在著需求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供了一種用來(lái)在弛豫的SiGe合金層中抑制諸如堆垛層錯(cuò)和微孿晶之類的面缺陷形成的方法。具體地說(shuō)，本發(fā)明的方法采用了在包括應(yīng)變的含鍺層和含硅的襯底結(jié)構(gòu)中進(jìn)行的離子注入，為了在后續(xù)的弛豫退火過(guò)程中抑制含鍺層內(nèi)面缺陷的形成。此離子注入劑在含鍺層與含硅襯底之間形成的界面處或下方產(chǎn)生一個(gè)損傷區(qū)，此損傷區(qū)具有能夠抑制面缺陷的足夠的閾值能量。
此含鍺層包括純鍺層以及SiGe合金層，而含硅襯底包括塊體含硅襯底以及絕緣體上硅(SOI)襯底。與對(duì)照的(未被注入的)SiGe層相比，本發(fā)明的方法提供了顯著的面缺陷密度降低(約為幾個(gè)數(shù)量級(jí))。
廣義地說(shuō)，本發(fā)明的方法包含下列步驟在含硅襯底的表面上形成具有應(yīng)變的含鍺層；注入離子，以便在所述含鍺層與所述含硅襯底之間的界面處或下方產(chǎn)生損傷區(qū)；以及在至少形成一個(gè)基本上弛豫的SiGe合金層的溫度下，對(duì)包含所述損傷區(qū)的所述含鍺層與所述含硅襯底進(jìn)行加熱，其中，所述損傷區(qū)在所述加熱步驟中抑制了面缺陷的形成。
如上所述，用于本發(fā)明的離子在結(jié)構(gòu)中產(chǎn)生了損傷區(qū)，它具有在加熱步驟中抑制面缺陷形成的足夠閾值能量。能夠被用于本發(fā)明的這種離子的示例性例子包括但不局限于H、He、Ne、C、O、F、B、P、Si、或它們的混合物和同位素。在一個(gè)實(shí)施方案中，O離子及其同位素被優(yōu)選。在一個(gè)變通實(shí)施方案中，含H的離子(H、H2、CH2等)及其同位素被優(yōu)選。在另一實(shí)施方案中，F(xiàn)離子及其同位素被優(yōu)選。
本發(fā)明還提供了一種半導(dǎo)體襯底材料，它包括面缺陷密度低于每平方厘米5000個(gè)面缺陷的高質(zhì)量的基本上弛豫了的SiGe合金層。


圖1A-1E是剖面圖，示出了本發(fā)明的基本工藝步驟。
圖2曲線示出了對(duì)于169和80keV的氧(O)能量，測(cè)得的面缺陷密度(每平方厘米的缺陷個(gè)數(shù))與O劑量(每平方厘米1014個(gè)原子)的關(guān)系。
圖3A示出了弛豫步驟之前沒(méi)有接收H注入劑的弛豫了的SiGe層的光學(xué)缺陷顯微照片。
圖3B示出了弛豫步驟之前，在每平方厘米1.3×1016個(gè)H2+的劑量下接收了19keV H2+的H注入步驟的弛豫了的SiGe層的光學(xué)缺陷顯微照片。
具體實(shí)施例方式
現(xiàn)在參照本發(fā)明的附圖來(lái)更詳細(xì)地描述本發(fā)明，本發(fā)明提供了在含硅襯底上制造基本上弛豫的SiGe合金層的方法以及得到的襯底材料和包含此襯底材料的異質(zhì)結(jié)構(gòu)。在這些附圖中，用相似的參考號(hào)來(lái)表示相似和/或相當(dāng)?shù)脑?br> 首先參照?qǐng)D1A-1F，示出了用來(lái)制作具有被抑制的面缺陷密度且基本上弛豫的SiGe合金層的各個(gè)基本加工步驟。具體地說(shuō)，圖1A示出了在含硅襯底10表面上制作應(yīng)變含鍺層14之后形成的初始結(jié)構(gòu)。存在于含鍺層14與含硅襯底10之間的界面在圖1A中被標(biāo)以參考號(hào)12。此處所用的術(shù)語(yǔ)“含硅襯底”表示包括硅的任何一種半導(dǎo)體材料。能夠被用于本發(fā)明的適當(dāng)含硅襯底的示例性例子包括但不局限于Si、SiGe、SiC、SiGeC、Si/Si、Si/SiC、Si/SiGeC、以及可以包括任何數(shù)目存在于其中的埋置絕緣區(qū)(連續(xù)的，不連續(xù)的，或連續(xù)與不連續(xù)混合的)的預(yù)先形成的絕緣體上硅(SOI)。
此時(shí)形成的本發(fā)明的應(yīng)變含鍺層14，可以是SiGe合金層或純鍺層。術(shù)語(yǔ)“SiGe合金層”包括含有直至99.99％原子百分比鍺的SiGe合金，而純鍺包括含有100％原子百分比鍺的層。當(dāng)采用SiGe合金層時(shí)，SiGe合金層中的鍺含量?jī)?yōu)選為0.1-99.9原子百分比，大約10-35鍺原子百分比更優(yōu)選。
根據(jù)本發(fā)明，用(i)能夠生長(zhǎng)熱力學(xué)穩(wěn)定(臨界厚度以下)的SiGe合金或純鍺層的，(ii)能夠生長(zhǎng)亞穩(wěn)和無(wú)缺陷亦即無(wú)失配和TD位錯(cuò)的SiGe合金或純鍺層的，或(iii)能夠生長(zhǎng)局部弛豫但仍然應(yīng)變的，弛豫程度受到生長(zhǎng)溫度、鍺濃度、厚度、或含硅帽層的存在控制的SiGe層的本技術(shù)領(lǐng)域熟練人員眾所周知的任何外延生長(zhǎng)方法，應(yīng)變的含鍺層14被形成在含硅襯底10的上表面頂部，形成界面12。
能夠滿足條件(i)、(ii)、或(iii)的這種外延生長(zhǎng)工藝的示例性例子包括但不局限于低壓化學(xué)氣相淀積(LPCVD)、超高真空化學(xué)氣相淀積(UHVCVD)、大氣壓化學(xué)氣相淀積(APCVD)、分子束外延(MBE)、以及等離子體增強(qiáng)化學(xué)氣相淀積(PECVD)。
本發(fā)明此時(shí)形成的應(yīng)變含鍺層14的厚度可以變化，但含鍺層14典型地具有大約10-500nm的厚度，約為20-200nm的厚度更優(yōu)選。
在本發(fā)明的一個(gè)可選的實(shí)施方案(未示出)中，在本發(fā)明此時(shí)，亦即，在離子注入和執(zhí)行本發(fā)明的加熱步驟之前，可選的帽層被形成在含鍺層14的頂部。用于本發(fā)明的這一可選帽層包含任何含硅材料，此含硅材料包括但不局限于外延硅(epi-Si)、外延硅鍺(epi-SiGe)、非晶硅(a:Si)、非晶硅鍺(a:SiGe)、單晶硅或多晶硅、或它們的包括多層的組合。在一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案中，此可選的帽層由epi-Si組成。要指出的是，層14和可選的帽層可以在同一個(gè)反應(yīng)工作室中形成，或可以不在同一個(gè)反應(yīng)工作室中形成。
此時(shí)，可選帽層的厚度約為1-100nm，約為1-30nm的厚度更優(yōu)選。用包括上述外延生長(zhǎng)工藝的任何眾所周知的淀積工藝來(lái)形成此可選帽層。
在本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中，優(yōu)選在含硅襯底10的表面上形成厚度約為1-2000nm的純鍺或SiGe合金(15-20原子百分比的鍺)層14，然后在含鍺層14的頂部形成厚度約為1-100nm的含硅帽層。
接著，如圖1B所示，離子16被注入到圖1A所示的結(jié)構(gòu)(或包括層14頂部的可選帽層的結(jié)構(gòu))中，致使損傷區(qū)位于界面12處或其下方。參考號(hào)15表示這一離子注入步驟中形成的損傷區(qū)。此離子注入可以是所示的覆蓋離子注入，也可以采用掩蔽的離子注入工藝(未示出)。掩蔽的離子注入提供了一種制造分立區(qū)域的方法，其中，面缺陷降低了的基本上弛豫的SiGe合金層能夠鄰接不包含被抑制了的面缺陷密度的弛豫的SiGe合金層被形成。
具體地說(shuō)，用常規(guī)的離子注入設(shè)備來(lái)執(zhí)行離子注入，其中采用了包括其同位素的H、He、Ne、C、O、F、B、P、或Si中的至少一種離子。用于本發(fā)明來(lái)抑制面缺陷形成的優(yōu)選離子是用任何分子或電荷狀態(tài)注入的O、F、或H離子、或它們的同位素。
本發(fā)明此時(shí)形成的損傷區(qū)15具有足以抑制面缺陷在隨后的加熱步驟中形成的閾值能量值，且依賴于注入離子的質(zhì)量。此損傷區(qū)15典型地被形成在界面12以下大約0-500埃處。此注入步驟的一個(gè)重要作用是將能量從入射離子淀積到界面12處或界面12附近的晶格原子。從離子傳送到界面12附近的目標(biāo)原子的動(dòng)能，導(dǎo)致形成空位、聲子、反沖原子、以及其它晶格缺陷。相信能量淀積在界面附近引起的晶格缺陷在后續(xù)的SiGe合金層弛豫步驟中抑制了諸如堆垛層錯(cuò)之類的面缺陷的形成。
用來(lái)形成損傷區(qū)15的注入條件依賴于被注入的離子16類型而變化。SiGe合金層弛豫過(guò)程中對(duì)堆垛層錯(cuò)的抑制看來(lái)與界面12附近產(chǎn)生的損傷有關(guān)。注入步驟產(chǎn)生的損傷量與從入射離子傳送到晶格原子的能量的大小有關(guān)。淀積在初始結(jié)構(gòu)給定區(qū)域中的能量可以用諸如SRIM之類的可得到的軟件程序來(lái)估計(jì)，見(jiàn)J.F.Ziegler等人的“TheStopping and Range of Ions Solids”，2003.20版。典型SRIM計(jì)算中的各個(gè)有關(guān)能量項(xiàng)是轉(zhuǎn)換成聲子的能量和傳送到反沖原子的能量。轉(zhuǎn)換到界面12附近的聲子的能量必須大于每平方厘米2.5×1015(單位為eV/埃)。這些單位是損失于界面12處聲子的能量的SRIM計(jì)算的輸出乘以所需的劑量。以相似的方式，在界面12附近用SRIM計(jì)算的傳送到反沖原子的能量必須大于每平方厘米2.5×1015(單位為eV/埃)。有可能用上述程序?qū)碾x子傳送到界面12處或界面12附近區(qū)域中的晶格原子的能量規(guī)定為損失于聲子的能量與傳送到反沖原子的能量的總和。因此，抑制堆垛層錯(cuò)形成所需的離子質(zhì)點(diǎn)、能量、以及劑量之間的關(guān)系決定于用SRIM在界面12附近計(jì)算的損失于聲子的能量與傳送到反沖原子的能量的總和大于每平方厘米5×1015(eV/埃)的條件。為了對(duì)給定的離子質(zhì)點(diǎn)和能量估計(jì)抑制堆垛層錯(cuò)所需的劑量，待要注入的結(jié)構(gòu)以及選定的離子質(zhì)點(diǎn)和能量被輸入到SRIM中。界面12處的損失于聲子的能量和傳送到反沖原子的能量的數(shù)值彼此相加，5-15×1015之間的閾值數(shù)值被此數(shù)字除，以便給出離子劑量范圍(單位為每平方厘米原子數(shù))。閾值能量數(shù)值的下限(每平方厘米5×1015(eV/埃))決定于為了在界面12附近產(chǎn)生足夠的晶格損傷以便在隨后的退火過(guò)程中抑制面缺陷的形成所要求的能量密度。閾值能量數(shù)值的上限(每平方厘米15×1015(eV/埃))決定于維持在使全部或部分SiGe合金層非晶化的能量密度以下。此范圍對(duì)于注入過(guò)程中襯底的溫度以及離子束電流密度很敏感。冷(低于20℃)注入步驟和熱(高于20℃)注入步驟在此處都被考慮了。
上述的方案可以被用來(lái)估計(jì)在SiGe合金層的弛豫過(guò)程中會(huì)導(dǎo)致較低面缺陷密度的任何離子/能量組合所要求的劑量。典型地用約為每平方厘米1×1014-3×1016原子的離子劑量注入了離子，約為每平方厘米2×1014-2.8×1016原子的離子劑量更典型。典型地在工作于約為每平方厘米0.05-50毫安的束電流密度以及約為4-250keV的能量下的離子注入設(shè)備中進(jìn)行離子注入。更優(yōu)選的是用約為5-200keV的能量來(lái)執(zhí)行注入。通常在約為-50-550℃的襯底溫度下執(zhí)行注入?？梢圆捎脝蝹€(gè)注入步驟，也可以采用多重注入步驟。
在本發(fā)明的一個(gè)非常優(yōu)選的實(shí)施方案中，O離子被注入到圖1A所示的結(jié)構(gòu)中。在本發(fā)明的這一實(shí)施方案中，用約為每平方厘米1×1014-1×1016原子的O離子劑量來(lái)執(zhí)行O注入，約為每平方厘米5×1014-5×1015原子的O離子劑量更典型。用約為50-500keV的注入能量來(lái)執(zhí)行O注入，約為80-250keV的O注入能量更典型。
在本發(fā)明的另一優(yōu)選的實(shí)施方案中，H離子被注入到圖1A所示的結(jié)構(gòu)中。在本發(fā)明的這一實(shí)施方案中，用約為每平方厘米1×1016-3×1016原子的H離子劑量來(lái)執(zhí)行H注入，約為每平方厘米1.5×1016-2.8×1016原子的H離子劑量更典型。用約為4-50keV的注入能量來(lái)執(zhí)行H注入，約為5-40keV的H注入能量更典型。
在離子注入之后，圖1B所示的結(jié)構(gòu)在能夠使SiGe合金層14弛豫的溫度下被加熱，亦即被退火。若襯底10是絕緣體上硅(SOI)襯底的一部分，則此加熱步驟能夠被用來(lái)形成SGOI層，其形成方式如2003年1月23日提交的題為“用于應(yīng)變Si CMOS的高質(zhì)量弛豫的絕緣體上SiGe的產(chǎn)生方法”的美國(guó)專利申請(qǐng)No.10/055138所述。與不執(zhí)行注入的情況相比，用結(jié)合此處所述注入步驟的熱混合技術(shù)形成的SGOI(圖1C)，將具有較低的堆垛層錯(cuò)密度。注意，在加熱步驟中，氧化物層24被形成在層20的頂部。在加熱步驟之后，典型地用常規(guī)的濕法腐蝕工藝，從結(jié)構(gòu)清除氧化物層24，其中，采用了對(duì)清除氧化物相比于SiGe具有高度選擇性的諸如HF之類的化學(xué)腐蝕劑，但不總是要從結(jié)構(gòu)清除氧化物層24。若襯底10不是SOI襯底的一部分，則加熱步驟使SiGe層14弛豫，同時(shí)抑制面缺陷的產(chǎn)生。
注意，當(dāng)氧化物層被清除時(shí)，單晶含硅層(未示出)可以被形成在層20的頂部，并可以重復(fù)本發(fā)明的上述各個(gè)加工步驟任何次數(shù)，以便產(chǎn)生多層弛豫的SiGe襯底材料。
在本發(fā)明的加熱步驟之后形成的氧化物層24，具有可以在大約10-1000nm范圍內(nèi)變化的厚度，約為20-500nm的厚度更典型。
具體地說(shuō)，本發(fā)明的加熱步驟是一種在約為900-1350℃的高溫下執(zhí)行的退火步驟，當(dāng)襯底10是SOI襯底的一部分時(shí)，約為1200-1335℃的溫度更優(yōu)選。而且，本發(fā)明的加熱步驟在包括諸如O2、NO、N2O、臭氧、空氣、其它類似的含氧氣體之類的至少一種含氧氣體的氧化氣氛中進(jìn)行。此含氧氣體可以彼此混合(例如O2和NO的混合)，或可以用諸如He、Ar、N2、Xe、Kr、或Ne之類的惰性氣體稀釋。當(dāng)襯底10是非SOI襯底時(shí)，為了防止鍺在退火過(guò)程中損失到襯底10中，約為800-1050℃的優(yōu)選溫度范圍被用于本發(fā)明。當(dāng)襯底10是非SOI襯底時(shí)，在退火步驟中可以采用氧化氣氛或非氧化氣氛。
此加熱步驟可以進(jìn)行不同的時(shí)間長(zhǎng)度，典型約為10-1800分鐘，約為60-600分鐘更優(yōu)選。在單一目標(biāo)溫度下進(jìn)行此加熱步驟，或可以采用各種升溫速率和保溫時(shí)間的各種升溫和保溫周期。
當(dāng)采用SOI襯底時(shí)，在氧化氣氛中執(zhí)行加熱步驟，以便出現(xiàn)用作鍺原子擴(kuò)散勢(shì)壘的表面氧化層亦即層24。因此，一旦氧化層24被形成在結(jié)構(gòu)的表面上，鍺就被截留在勢(shì)壘層22與氧化層24之間。隨著表面氧化物厚度的增大，鍺在整個(gè)層10、14、以及可選的帽層中的分布變得更為均勻，但被不斷而有效地避免侵占氧化層。故隨著(現(xiàn)在被均勻化了的)各個(gè)層在這一加熱步驟中被減薄，鍺的相對(duì)分額增大。當(dāng)在約為1200-1320℃的溫度下于稀釋的含氧氣體中進(jìn)行加熱步驟時(shí)，就在本發(fā)明的這一實(shí)施方案中得到了有效的熱混合。
此處還試圖采用基于SiGe層熔點(diǎn)的一種特制的熱循環(huán)。此時(shí)，將溫度調(diào)節(jié)到SiGe層熔點(diǎn)以下的范圍。
注意，若氧化發(fā)生得太快，則鍺無(wú)法從表面氧化物/SiGe界面足夠快地?cái)U(kuò)散開(kāi)，并被輸運(yùn)通過(guò)氧化物(并損失)或鍺的界面濃度變得如此之高以至于將達(dá)到合金熔化溫度。
當(dāng)采用SOI襯底時(shí)，本發(fā)明的高溫加熱步驟的作用是(1)形成阻止鍺在含硅襯底中擴(kuò)散的勢(shì)壘層22；(2)使鍺原子能夠擴(kuò)散得更快，從而在退火過(guò)程中保持均勻的分布；以及(3)使初始的層狀結(jié)構(gòu)經(jīng)受有利于平衡構(gòu)成的熱循環(huán)。此加熱步驟還能夠提高初始應(yīng)變含鍺層14的弛豫度。在已經(jīng)執(zhí)行此加熱步驟之后，此結(jié)構(gòu)就包括夾在勢(shì)壘層22與表面氧化物層24之間的均勻且基本上弛豫了的SiGe合金層即層20。
要指出的是，先前注入到結(jié)構(gòu)中的各個(gè)離子，方便了應(yīng)變含鍺層14的弛豫，同時(shí)有效地抑制了諸如堆垛層錯(cuò)和微孿晶之類的面缺陷在熱混合工藝過(guò)程中的形成。這一現(xiàn)象的機(jī)制尚未被申請(qǐng)人廣泛地研究。
根據(jù)本發(fā)明，基本上弛豫的SiGe合金層20的厚度約為2000nm或以下，約為10-100nm的厚度更優(yōu)選。本發(fā)明退火步驟中形成的勢(shì)壘層22的厚度約為500nm或以下，約為50-200nm的厚度更優(yōu)選。注意，本發(fā)明中形成的基本上弛豫了的SiGe合金層20的包括失配和TD的缺陷密度小于大約每平方厘米5×107個(gè)缺陷。這一缺陷密度數(shù)值接近同一時(shí)期SGOI材料的報(bào)道數(shù)值。
更為重要的是，與用現(xiàn)有技術(shù)方法得到的相比，本發(fā)明的SiGe合金層20具有降低了的面缺陷密度。具體地說(shuō)，SiGe合金層20具有低于每平方厘米5000個(gè)面缺陷的面缺陷密度，低于每平方厘米100個(gè)面缺陷的面缺陷密度更典型?？梢杂闷渖暾?qǐng)整個(gè)在此處已經(jīng)被組合的美國(guó)專利申請(qǐng)No.10/654231所述的腐蝕技術(shù)來(lái)測(cè)量此面缺陷特別是堆垛層錯(cuò)。注意，當(dāng)’231申請(qǐng)所述的缺陷腐蝕技術(shù)被采用時(shí)，此處隨后要描述的應(yīng)變硅層在腐蝕之前被形成在弛豫了的SiGe合金層20的頂部。
本發(fā)明中形成的基本上弛豫了的SiGe合金層20的最終鍺含量約為0.1-99.9原子百分比，約為10-35的鍺原子百分比更優(yōu)選?；旧铣谠チ说腟iGe合金層20的另一有特征的特點(diǎn)在于，它具有約為1-100％的實(shí)測(cè)晶格弛豫，約為50-80％的實(shí)測(cè)晶格弛豫更優(yōu)選。
如上所述，在本發(fā)明此時(shí)可以剝離表面氧化層24，以便提供例如圖1D所示的絕緣體上SiGe襯底材料(注意，襯底材料不包括帽層，因?yàn)榇藢右呀?jīng)被用來(lái)形成弛豫的SiGe層)。
圖1E示出了在SiGe層20頂部形成含硅層26之后得到的結(jié)構(gòu)。用本技術(shù)眾所周知的常規(guī)外延淀積工藝來(lái)形成含硅層26。含硅層26的厚度可以變化，但典型地說(shuō)，含硅層26的厚度約為1-100nm，約為1-30nm的厚度更優(yōu)選。此含硅層26可以包括外延硅(epi-Si)、外延硅鍺(epi-SiGe)、非晶硅(a:Si)、非晶硅鍺(a:SiGe)、單晶硅或多晶硅、或它們的包括多層的組合。
在某些情況下，可以用上述各個(gè)工藝步驟將額外的SiGe形成在基本上弛豫了的SiGe層20頂部，然后可以形成含硅層26。由于層20與層26相比具有大的共平面晶格參數(shù)，故含硅層26將以伸張方式被應(yīng)變。
如上所述，本發(fā)明還設(shè)想了至少包括本發(fā)明的絕緣體上SiGe襯底材料的超晶格結(jié)構(gòu)以及晶格失配結(jié)構(gòu)。在超晶格結(jié)構(gòu)的情況下，這種結(jié)構(gòu)可以包括至少本發(fā)明的基本上弛豫的絕緣體上SiGe襯底材料以及形成在襯底材料的基本上弛豫的SiGe層頂部的交替的硅層和SiGe層。
在晶格失配結(jié)構(gòu)的情況下，GaAs、GaP之類的化合物可以被形成在本發(fā)明絕緣體上SiGe襯底材料的基本上弛豫了的SiGe層頂部。
參照?qǐng)D2，這是實(shí)測(cè)面缺陷密度對(duì)于O能量為80和169keV的O注入劑量的曲線。在此例子中，初始形成的SiGe層是SOI襯底上的1000埃-17％贗SiGe層。熱加工步驟是一種1250℃的步驟，用來(lái)形成均勻的800埃-21％(80keV)和750埃-23％(169keV)弛豫的絕緣體上SiGe襯底材料，然后用180埃的應(yīng)變硅層對(duì)其加帽。用上述’231申請(qǐng)所述的化學(xué)缺陷腐蝕方法，測(cè)量了缺陷。圖2中的數(shù)據(jù)點(diǎn)表示了在根據(jù)’231申請(qǐng)所述的方法于稀釋的Secco溶液中腐蝕Si/SGOI層之后用光學(xué)顯微鏡測(cè)得的堆垛層錯(cuò)密度。對(duì)于80keV的氧，臨界劑量約為每平方厘米4×1014個(gè)O，而對(duì)于169keV的氧，臨界劑量約為每平方厘米7×1014個(gè)O。這分別相當(dāng)于界面12處80和169keV數(shù)據(jù)的每平方厘米11.2×1015和9.8×1015(eV/埃)的閾值能量數(shù)值(如上所述)。
圖3A和3B示出了用H2+離子來(lái)抑制SF缺陷的例子。在此例子中，初始形成的SiGe層是SOI襯底上的1000埃-17％贗SiGe層。19keV的H2+離子以每平方厘米1.3×1016H2的劑量被注入到結(jié)構(gòu)中。熱加工步驟是一種1250℃的步驟，用來(lái)形成均勻的800埃-21％弛豫的絕緣體上SiGe襯底材料。清除表面氧化物，并生長(zhǎng)180埃的硅層，以便根據(jù)’231申請(qǐng)對(duì)樣品進(jìn)行缺陷腐蝕。圖3A示出了腐蝕的對(duì)照樣品(無(wú)注入)的光學(xué)顯微照片，而圖3B示出了在退火之前接受了H注入的樣品的光學(xué)顯微照片。模擬了對(duì)于9.5keVH的約為每平方厘米2.5×1016H的臨界劑量，用SRIM給出界面12處每平方厘米10.7×1015(eV/埃)的閾值能量數(shù)值。
雖然根據(jù)其優(yōu)選實(shí)施方案已經(jīng)具體描述了本發(fā)明，但本技術(shù)領(lǐng)域熟練人員可以理解的是，可以作出形式和細(xì)節(jié)方面的上述和其它改變而不偏離本發(fā)明的構(gòu)思與范圍。因此認(rèn)為本發(fā)明不局限于所述的準(zhǔn)確形式和細(xì)節(jié)，而是包羅在所附權(quán)利要求的范圍內(nèi)。
權(quán)利要求
1.一種制造弛豫SiGe合金層的方法，它包含下列步驟在含硅襯底的表面上形成具有應(yīng)變的含鍺層；注入離子，以便在所述含鍺層與所述含硅襯底之間的界面處或所述界面下方產(chǎn)生損傷區(qū)；以及在形成至少基本上弛豫的SiGe合金層的溫度下，對(duì)包含所述損傷區(qū)的所述含鍺層和所述含硅襯底進(jìn)行加熱，其中，所述損傷區(qū)在所述加熱步驟中抑制了面缺陷的形成。
2.權(quán)利要求1的方法，其中，所述離子包含He、Ne、C、O、F、B、P、Si、或它們的混合物和同位素。
3.權(quán)利要求1的方法，其中，所述離子包含O離子或其同位素。
4.權(quán)利要求1的方法，其中，所述離子包括含H的離子或其同位素。
5.權(quán)利要求1的方法，其中，所述離子包含F(xiàn)離子或其同位素。
6.權(quán)利要求1的方法，其中，所述含硅襯底是塊體含硅襯底。
7.權(quán)利要求1的方法，其中，所述含硅襯底是絕緣體上硅襯底。
8.權(quán)利要求1的方法，其中，所述含鍺層包含純鍺層。
9.權(quán)利要求1的方法，其中，所述含鍺層包含含有直至99.99原子百分比的鍺的SiGe合金層。
10.權(quán)利要求1的方法，其中，所述損傷區(qū)位于界面下方大約0-500埃。
11.權(quán)利要求1的方法，其中，所述離子注入用覆蓋離子注入工藝或掩蔽離子注入工藝來(lái)執(zhí)行。
12.權(quán)利要求1的方法，其中，所述損傷區(qū)具有能夠在所述加熱過(guò)程中抑制所述面缺陷的足夠的閾值能量。
13.權(quán)利要求12的方法，其中，所述閾值能量包括形成聲子的能量和傳送到反沖原子的能量。
14.權(quán)利要求13的方法，其中，所述形成聲子的能量大于每平方厘米2.5×1015(eV/埃)。
15.權(quán)利要求13的方法，其中，所述傳送到反沖原子的能量大于每平方厘米2.5×1015(eV/埃)。
16.權(quán)利要求1的方法，其中，所述注入的離子具有傳送到界面處或界面附近的晶格原子的能量，此能量等于損失于聲子形成的能量加上傳送到反沖原子的能量的總和。
17.權(quán)利要求16的方法，其中，所述注入離子的所述能量為大于每平方厘米5×1015(eV/埃)至小于每平方厘米15×1015(eV/埃)。
18.權(quán)利要求1的方法，其中，在包含至少一種含氧氣體的氧化氣氛中進(jìn)行所述加熱。
19.權(quán)利要求18的方法，還包含惰性氣體，所述惰性氣體被用來(lái)稀釋所述至少一種含氧氣體。
20.權(quán)利要求1的方法，其中，在大約900-1350℃的溫度下執(zhí)行所述加熱。
21.權(quán)利要求1的方法，其中，在所述加熱過(guò)程中，阻止鍺擴(kuò)散的絕緣層被形成在所述基本上弛豫的SiGe合金層的下方。
22.權(quán)利要求1的方法，還包含在所述基本上弛豫的SiGe合金層頂部生長(zhǎng)額外的SiGe層。
23.權(quán)利要求22的方法，還包含在所述額外的SiGe層頂部形成應(yīng)變硅層。
24.權(quán)利要求1的方法，還包含在所述基本上弛豫的SiGe合金層頂部形成應(yīng)變硅層。
25.一種襯底材料，它包含含硅襯底；存在于所述含硅襯底頂部的阻止鍺擴(kuò)散的絕緣區(qū)；以及存在于所述絕緣區(qū)頂部的基本上弛豫的SiGe合金層，其中，所述基本上弛豫的SiGe合金層具有約為每平方厘米5000個(gè)缺陷或以下的面缺陷密度。
26.權(quán)利要求25的襯底材料，其中，所述基本上弛豫的SiGe合金層具有約為1-100％的實(shí)測(cè)晶格弛豫。
27.一種異質(zhì)結(jié)構(gòu)，它包含含硅襯底；存在于含硅襯底頂部的阻止鍺擴(kuò)散的絕緣區(qū)；存在于絕緣區(qū)頂部的基本上弛豫的SiGe合金層，其中，基本上弛豫的SiGe合金層具有約為每平方厘米5000個(gè)缺陷或以下的面缺陷密度；以及形成在基本上弛豫的SiGe合金層項(xiàng)部的應(yīng)變硅層。
28.權(quán)利要求27的異質(zhì)結(jié)構(gòu)，其中，所述基本上弛豫的SiGe合金層具有約為1-100％的實(shí)測(cè)晶格弛豫。
29.權(quán)利要求27的異質(zhì)結(jié)構(gòu)，其中，交替的弛豫SiGe層和應(yīng)變硅層被形成在所述應(yīng)變硅層的頂部。
30.權(quán)利要求27的異質(zhì)結(jié)構(gòu)，其中，所述應(yīng)變硅層被選自包括GaAs和GaP系族的晶格失配的化合物代替。
全文摘要
公開(kāi)了一種用來(lái)制造面缺陷密度降低了的基本上弛豫的SiGe合金層的方法。本發(fā)明的方法包括在含硅襯底的表面上形成應(yīng)變的含鍺層；在含鍺層/含硅襯底界面處或此界面下方注入離子；以及進(jìn)行加熱，以便形成面缺陷密度降低了的基本上弛豫的SiGe合金層。還提供了具有面缺陷密度降低了的SiGe層的基本上弛豫的絕緣體上SiGe襯底材料以及包含此襯底材料的異質(zhì)結(jié)構(gòu)。
文檔編號(hào)H01L21/265GK1722365SQ20051008328
公開(kāi)日2006年1月18日 申請(qǐng)日期2005年7月8日 優(yōu)先權(quán)日2004年7月14日
發(fā)明者斯蒂芬·W·貝德?tīng)? 陳華杰, 基斯·E·福格爾, 德溫德拉·K·薩達(dá)納, 哈瓦姆·G·沙西迪 申請(qǐng)人:國(guó)際商業(yè)機(jī)器公司