氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法

2023-05-08 07:29:51 1

專利名稱：氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法
技術領域：
本發明屬於半導體技術領域，特別是指一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法。
矽/鍺矽/矽異質結雙極電晶體(Si/SiGe/Si HBT)由於採用鍺矽(SiGe)應變窄帶合金材料作基極，可大大提高基區的摻雜濃度，使器件高頻、高速、低噪及低溫特性優於矽雙極電晶體(BJT)，並與傳統矽工藝相容，是新型高速電路發展的一個重要方向。1995年德國Daimler-Benz研究中心HBT已達到截止頻率fT～116吉赫茲(GHz)，最高振蕩頻率fmax～160GHz。近期IBM公司已將SiGe技術應用於全球定位系統(GPS)高頻直接轉換技術，預計2005年可達到18億美圓的收益。
Si/SiGe/Si HBT技術的關鍵是獲得共格生長的異質結材料(即不發生應力馳豫)，並在發射區—基區及基區—收集區有一個與異質結相重合的理想的雜質分布。這就要求HBT材料必須在儘可能低的溫度(～500℃)下生長，並有效地降低N、P型摻雜的相互幹擾。
IBM採用的超高真空化學氣相澱積技術(UHV/CVD)雖可利用限制反應技術(LRP)使基區硼摻雜濃度比發射區高50倍以上，但它是以在850℃下生長發射區為代價的。IBM現在沿用的仍然是低溫生長工藝，由此造成的發射區高濃度硼摻雜是利用更高濃度的砷或磷注入補償，或採用多晶矽發射極解決(

圖1)。
德國Daimler-Benz公司雖採用固相分子束外延(MBE)工藝及摻碳限制硼外擴技術可獲得較好的硼雜質分布，但固態硼、碳熔點極高，而五(V)族雜質磷、砷極難控制，HBT器件工藝仍不得不採用離子注入或多晶矽工藝。
綜上所述，如何在低溫下共格生長的異質結Si/SiGe/Si HBT材料，獲得理想的雜質分布是獲得高質量HBT器件的關鍵技術。
本發明的目的在於，提供一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其是通過摻雜劑裂解對Si/SiGe/Si HBT材料生長摻雜過程進行控制，有效地減少硼的背景對發射區摻雜的影響，提高磷的摻入量及矽低溫生長速度，以獲得理想的、符合HBT器件設計要求的結構材料。
本發明的技術方案是一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其特徵在於，其方法的步驟是(1)用乙硼烷、磷烷為摻雜劑生長N-P-N矽/鍺矽/矽異質結雙極電晶體材料時，將乙硼烷、磷烷通過加熱爐使其裂解為低分子量的分子束流，從而降低殘餘硼、磷雜質的本底濃度，並減少磷烷對矽生長速率的影響；(2)鍺矽基區摻硼時，將硼爐溫度升至850℃以上，摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，可將硼嚴格限制在基區內，硼濃度可達1-2×1019cm-3；(3)生長矽發射區時，將磷爐溫度升至800℃-900℃，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
其步驟(1)所述以乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源，可在它們通入生長室時加熱使其分解，達到摻雜及控制的效果，它可適用於採用乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源的其他工藝。
其步驟(2)所述以乙硼烷雜源時，將乙硼烷加熱爐溫升高到850℃以上，使其分解，以保證未參與材料摻雜的摻雜劑均以硼原子沉積在器壁上；摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流，並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，以減少乙硼烷裂解爐吸附氣體對本底的幹擾，從而控制硼摻雜。
其步驟(3)所述以磷烷為摻雜源，將磷烷加熱爐溫升高到800℃-900℃，使其分解為磷或低分子量的磷氫化合物分子，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
為進一步說明本發明的技術特徵，以下結合實施例及附圖對本發明作一詳細的描述，其中圖1是IBM的SiGe HBT SIMS摻雜剖面圖；圖2是現有設備示意圖3是GSMBE生長自摻雜Si/SiGe/Si外延材料的C-V測量載流子濃度分布圖；圖4是未採用本方法時Si/SiGe/Si材料硼雜質分布SIMS剖面圖；顯示了硼雜質對外延材料雜質分布的嚴重幹擾；圖5是採用本方法後，Si/SiGe/Si材料硼雜質分布SIMS剖面圖；硼雜質分布很好地被限制在SiGe合金基區內；圖6是磷烷裂解溫度對Si/SiGe/Si結構的發射區摻雜效果的影響。
本發明一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其方法的步驟是(1)用乙硼烷、磷烷為摻雜劑生長N-P-N矽/鍺矽/矽異質結雙極電晶體材料時，將乙硼烷、磷烷通過加熱爐使其裂解為低分子量的分子束流，從而降低殘餘硼、磷雜質的本底濃度，並減少磷烷對矽生長速率的影響；所述以乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源，可在它們通入生長室時加熱使其分解，達到摻雜及控制的效果，它可適用於採用乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源的其他工藝。
(2)鍺矽基區摻硼時，將硼爐溫度升至850℃以上，摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，可將硼嚴格限制在基區內，硼濃度可達1-2×1019cm-3；所述以乙硼烷雜源時，將乙硼烷加熱爐溫升高到850℃以上，使其分解，以保證未參與材料摻雜的摻雜劑均以硼原子沉積在器壁上；摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流，並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，以減少乙硼烷裂解爐吸附氣體對本底的幹擾，從而控制硼摻雜。
(3)生長矽發射區時，將磷爐溫度升至800℃-900℃，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上；所述以磷烷為摻雜源，將磷烷加熱爐溫升高到800℃-900℃，使其分解為磷或低分子量的磷氫化合物分子，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
其步驟(3)所述以磷烷為摻雜源，將磷烷加熱爐溫升高到800℃-900℃，使其分解為磷或低分子量的磷氫化合物分子，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
以一些氣態物質與固體元素為源進行的分子束外延工藝為氣源MBE(GSMBE)。為生長Si/SiGe/Si材料所使用的分子束源是乙矽烷(Si2H6)、磷烷(PH3)、乙硼烷(B2H6)和固態鍺(Ge)或鍺烷(GeH4)。它避免了MBE中因固體硼、矽汽化溫度過高及磷、砷等V族元素氣壓難以控制所造成的困難，也因其薄膜生長氣壓低、易於控制而比UHV/CVD工藝簡單。
在美，英，日，荷，韓等國及臺灣省的實驗室都有採用此工藝的，但至今未見控制摻雜及高質量器件結果的報導。
本工藝需要解決的問題是摻雜氣體PH3、B2H6在生長室內殘留時間過長，會造成雜質的相互幹擾，以及低溫生長發射區矽蓋層過程中，如何提高生長速率及磷摻雜濃度，以獲得高質量HBT材料。
本技術是在現有的設備上實行的，其配置如圖2所示。它是由進樣室、分析室、生長室三部分組成。生長室內裝置有可放置一片Φ3英寸矽片的樣品架一個，一支鍺固體噴射爐及三支供Si2H6、PH3和B2H6通入的氣體爐，它們都有獨立的加熱器及測溫控溫系統，各有活動擋板可迅速切斷分子束到達襯底的束流。三支氣體爐各自連有獨立的氣路控制系統。通過分析室連接的離子泵、生長室連接的分子泵及室周圍的液氮冷套，使生長室的本底真空度在1×10-7Pa以上，樣品生長時真空在4×10-3Pa以上。
GSMBE生長Si/SiGe/Si HBT材料的工藝過程已有文章作過介紹，在此就不詳細描述了。襯底為直徑(Φ)2～3英寸N型重摻銻的矽(100)單晶片，電阻率ρ～0.01歐姆-釐米(Ω·cm)。當襯底溫度為700℃，Si2H6流量6毫升/分鐘(sccm)，裂解溫度470℃時，60分鐘可生長雜質濃度為～1017每立方釐米(cm-3)的N型收集區矽單晶外延層300納米(nm)。SiGe合金生長時，鍺爐溫度為1080℃，硼烷流量0.02sccm，襯底溫度550℃，20分鐘生長約60nm P型1019cm-3濃度的基區。此後用擋板擋住鍺流，關閉硼烷開啟磷烷，流量為2-15×10-4sccm，Si2H6流量8sccm，在生長溫度630℃下生長約2小時，可得到約200nm、雜質濃度約1×1019cm-3的N型發射區矽材料。其結果如圖3的電化學電容-電壓(C-V)測量的載流子濃度分布剖面所示。
GSMBE工藝中所採用的摻雜氣體B2H6及PH3是較穩定的氫化物，他們的分解溫度分別為500℃和350℃。它們達到襯底的部分受矽表面加熱裂解可參與薄膜生長過程，但大部分未到達襯底的氣體則被冷壁吸著，並不斷影響薄膜的摻雜過程，造成嚴重的N、P型摻雜的相互幹擾，如圖4所示。當基區硼摻雜停止之後，硼的影響將一直延續到生長結束，使發射區的硼濃度只比基區低幾倍。此外，在低溫下(一般在700℃以下)氫化物參與矽膜的澱積過程，使薄膜生長遵從於氫表面脫附控制機制，從而使磷烷的加入量及發射區矽層的生長速度大大降低。
本方法就是通過摻雜劑裂解對Si/SiGe/Si HBT材料生長摻雜過程進行控制，有效地減少硼的背景對發射區摻雜的影響，提高磷的摻入量及矽低溫生長速度，以獲得理想的、符合HBT器件設計要求的結構材料。
如前所述，硼摻雜的背景主要來自於摻雜停止後殘留於生長爐內的乙硼烷(B2H6)，然而，硼元素本身熔點極高，在1000℃以下幾乎不會造成摻雜的幹擾。如果在B2H6通入生長室之前，就使其裂解為元素硼原子或易分解的BnHm((n≤2；m≤5)分子，就即可在不需要過高熔硼溫度而達到MBE摻雜的效果(它比MBE技術更容易控制)，又能降低系統硼摻雜背景。
眾所周知，乙硼烷在500℃就開始裂解，分子結構首先在硼雙鍵處斷裂，然後氫原子脫離，成為硼元素。因此，在B2H6通入生長生長室之前，讓它通過加熱到一定溫度的裂解爐，即可獲得理想的硼原子流。
參照對Si2H6裂解的研究，磷烷(PH3，350℃開始裂解)隨著溫度升高，首先生成n較大的原子團PHn(n＝0～2)，最後成為磷原子，溫度越高，磷烷裂解越多。如果在PH3通入生長室之前，讓它通過裂解爐加熱，就可以通過控制加熱溫度，改變PH3的裂解量，以控制PH3中H原子對矽發射區生長速度及磷摻入量的影響。
並方法的技術及效果一、B2H6摻雜技術工藝條件如前所述，在生長P型-SiGe合金基區時條件如下襯底溫度530℃，Si2H6流量6sccm，Si2H6裂解溫度(TSi)470℃，鍺爐溫度1085℃。硼摻雜情況為SiGe生長2分鐘後開始通入B2H6，B2H6流量0.04sccm，B2H6裂解溫度(TB)850℃，在第15分鐘停止B2H6通入，第17分鐘迅速將TB降到450℃，在第20分鐘關閉鍺爐擋板，停止合金生長。此後逐漸將襯底溫度升至630℃，開始發射區Si層生長，生長時間90分鐘。
二次離子譜(SIMS)測試的Si/SiGe/Si HBT材料中硼摻雜結果示於圖5。可以看到，基區SiGe合金中Ge的組分(x)在0.17～0.20之間，基區寬度約為40～60nm，2×1019cm-3的硼摻雜區很好地限制在SiGe合金基區內，基區外硼濃度迅速降到5×1017cm-3以下。
二、PH3摻雜技術根據Si/SiGe/Si HBT器件要求，發射結處N型摻雜濃度應為1017cm-3，以降低發射結電容，提高器件工作頻率。但為降低發射極串聯電阻，發射區表面N型摻雜濃度應為1019-1020cm-3。圖6示出採用本技術後，發射結N型摻雜濃度變化情況(SIMS測試結果)。表1列出各樣品生長參數及其結果。
表1.發射結N型摻雜工藝及其結果
表中P代表PH3流量，T代表PH3加熱溫度，t代表生長時間，各樣品生長時襯底溫度為630℃，Si2H6流量為8sccm。
由此可得到以下結論1、隨著磷烷(PH3)加熱溫度的升高，磷烷(PH3)通入量也可增加(由4×10-3增到3×10-2sccm)，否則，材料表面變壞；2、隨著磷烷(PH3)加熱溫度的升高，發射結N型最高摻雜濃度也增加，最高摻雜濃度值可達2.5×1020cm-3；
3、隨著磷烷(PH3)加熱溫度的升高，發射結生長速度也隨之增加。
三、HBT器件結果採用本摻雜技術生長的Si/SiGe/Si HBT材料，供HBT器件研製單位使用後，已製備的器件樣管，其直流放大倍數β＝75；頻率特性fT＝20GHz；低溫(77K)下直流放大β約為室溫值的三倍。
權利要求
1.一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其特徵在於，其方法的步驟是(1)用乙硼烷、磷烷為摻雜劑生長N-P-N矽/鍺矽/矽異質結雙極電晶體材料時，將乙硼烷、磷烷通過加熱爐使其裂解為低分子量的分子束流，從而降低殘餘硼、磷雜質的本底濃度，並減少磷烷對矽生長速率的影響；(2)鍺矽基區摻硼時，將硼爐溫度升至850℃以上，摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，可將硼嚴格限制在基區內，硼濃度可達1-2×1019cm-3；(3)生長矽發射區時，將磷爐溫度升至800℃-900℃，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
2.根據權利要求1所述的氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其特徵在於，其步驟(1)所述以乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源，可在它們通入生長室時加熱使其分解，達到摻雜及控制的效果，它可適用於採用乙硼烷及磷烷等氣體為摻雜源的其他工藝。
3.根據權利要求1所述的氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其特徵在於，其步驟(2)所述以乙硼烷雜源時，將乙硼烷加熱爐溫升高到850℃以上，使其分解，以保證未參與材料摻雜的摻雜劑均以硼原子沉積在器壁上；摻硼結束時，迅速關斷乙硼烷氣流，並降低乙硼烷裂解爐溫度至450℃以下，以減少乙硼烷裂解爐吸附氣體對本底的幹擾，從而控制硼摻雜。
4.根據權利要求1所述的氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法，其特徵在於，其步驟(3)所述以磷烷為摻雜源，將磷烷加熱爐溫升高到800℃-900℃，使其分解為磷或低分子量的磷氫化合物分子，磷摻雜濃度可達2×1019cm-3以上，並可減少磷烷對矽生長速率的影響。
全文摘要
一種氣源分子束外延生長鍺矽異質結雙極電晶體材料摻雜方法,其是用乙硼烷:磷烷為摻雜劑生長N－P－N雙極電晶體材料時,將乙硼烷、磷烷加熱使其裂解為低分子量的原子團束流,降低殘餘硼、磷雜質的本底濃度,並減少氫對矽生長速率的影響;摻硼結束時,速關斷乙硼烷氣流並降低乙硼烷裂解爐溫度,可將硼嚴格限制在基區內;生長矽發射區時,將磷爐溫度升高,可提高磷摻雜濃度並減少磷烷對矽生長速率的影響。
文檔編號H01L21/223GK1374686SQ0110941
公開日2002年10月16日 申請日期2001年3月8日 優先權日2001年3月8日
發明者黃大定, 李建平, 高斐, 林燕霞, 孫殿照, 劉金平, 朱世榮, 孔梅影 申請人:中國科學院半導體研究所