SiGe合金中的应变工程与能带跳变

从Stohr和Klemn^[30]以及Wang和Alexander^[31]第一次制备得到均匀的SiGe合金到现在已有近60年了。Johnson和Christian的开创性工作以及Braunstein等人关于单晶以及多晶SiGe合金的一系列文章为今天将SiGe引入先进的CMOS器件奠定了基础^[33-36]。这些工作包括测量了锗在硅中摩尔百分比发生变化时，晶格常数和禁带宽度的变化。他们的结论显示，晶格常数从硅的5.43到锗的5.66之间呈现线性变化（基于后来结果的二次拟合）。在锗单晶与硅单晶之间约4.2%的晶格失配导致了SiGe合金电子能带结构的重大变化。不像晶格常数在整个组分范围内保持近似线性变化，Ge_xSi_1-x合金的能带开始以较小的斜率线性下降，而当硅中的锗达到85%时将以很陡峭的斜率下降。当硅在锗中的摩尔百分比下降到15%时，合金的导带由一个类似于硅的导带结构（E_g=1.14eV）变到类似于锗的导带结构（E_g=0.67eV），导致能带发生跳变。在合金组分的变化范围内，价带结构基本保持不变，其最大值在中心k（000）处。合金的导带开始时类似于硅，其最小值沿着[100]晶向在0.8×处。但是在硅中锗的组分达到85%时，能带最小值由类似于硅跳变到类似于锗。

图2-5 等离子氮化长沟道a）NMOS和 b）PMOS器件的归一化跨导

（随着氮分的增加NMOS的高场跨导得到改善，而PMOS的高场跨导衰退）

在硅上Ge_xSi_1-x的赝配淀积要求在生长方向上（[100]Si，见图2-6）对晶格常数进行重大调整。在与生长方向平行的方向上，在硅中锗组分的整个变化范围内，都要求晶格常数必须与硅的晶格常数保持一致。硅和锗晶格的金刚石结构变为在与生长方向平行的方向上存在明显压应力的四方结构，因此应变的程度与硅中锗的克分子百分比相关。由硅上Ge_xSi_1-x的比例淀积带来的应变通过分割能带而改变了导带和价带的结构。例如，应变合金的价带被分割为重空穴和轻空穴两个能带。因为禁带宽度是价带顶与导带底的能量差，在硅中存在一定锗组分时，应变Ge_xSi_1-x的禁带宽度将明显小于非应变合金的禁带宽度^[38-41]。

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图2-6 硅上Ge_xSi_1-x的比例淀积导致SiGe合金晶格存在压应变

（Ge_0.2Si_0.8的晶格常数比硅约大1%，并且在硅上赝配生长的临界厚度可达几十纳米）

SiGe合金禁带宽度变窄导致了异质结构Si/Ge-Si中硅和合金之间的能带偏移。在Ⅰ类能带排列中，对应硅上淀积Ge-Si合金，偏移发生在价带而导带基本对齐。而在Ⅱ类能带排列中，SiGe上赝配生长硅，导带和价带都发生偏移。SiGe合金的另一个重要特征是与硅相比具有较高的空穴迁移率，这是因为锗的空穴迁移率较高。另外，由于迁移率是散射和有效质量的函数，因此在应变SiGe合金中迁移率比非应变合金有进一步明显提高。较低的有效质量和较小的散射是由于能带图中简并度的提升^[42-47]。

硅上SiGe的赝配生长和用于基础研究的异质结构都采用分子束外延。然而，在实际的生长中，SiGe的淀积一般采用化学汽相淀积（CVD）的方法。典型的外延CVD系统的设计要考虑气氛和减压工艺。原子级的清洁表面是选择性淀积的关键，硅的表面一般都要采用稀释的氢氟酸进行预处理。在淀积之前，晶圆首先在炉内高温、通氢气的气氛下烘焙，去掉表面自然形成的氧化层。而淀积过程本身在较低的温度下进行，采用的温度取决于淀积采用材料的化学组成。一般用硅烷或者二氯硅烷作为硅源，用锗烷作为锗源，并且为了提高氧化物和氮化物的选择性，采用HCl气体与硅烷和锗烷混合在一起^[48]。温度小于800℃时在硅上可以获得一个近似理想的选择性SiGe淀积。独立区域温度控制的反应室设计与最佳灯加热方式的结合，再加上精确的温度控制和气流控制就可以实现均匀的淀积，且掺杂可高达10²¹。气体混合方式、温度和反应室设计的优化，以及掺杂气流与锗气流的分开，可以在整个晶圆上获得锗与掺杂浓度分布标准偏差（1σ）小于1%的均匀性。