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1、1,多晶薄膜：薄膜由大量微小晶体(晶粒)组成。 单晶薄膜：薄膜中的全部原子或分子呈规则排列。 外延薄膜：在单晶基片上，生长出的单晶薄膜与基片保持一定的晶体学取向关系。(薄膜和衬底材料之间晶格的连续过渡) 如SiC(111)/Si(111)；Ag(001)/NaCl(001) 同质外延生长，异质外延生长 标记: (HKL)/(hkl);UVW/uvw (001)Ni/(001)Cu;100Ni/100Cu (111)PbTe/(111)MgAl2O4; 211PbTe/101MgAl2O4,第九章 外延薄膜中的缺陷,2,公度失配：,失配度,a0,a0,a0=0.5654 nm,a0=0.2866
2、 nm,GaAs(001),Fe(001),f =(0.5654-2*0.2866)/(2*0.2866)= -1.38%,都是面内晶格常数,(110)Fe/(110)GaAs:200Fe/100GaAs,3,Those planes and directions which give the best lattice fit often, but certainly not always, determine the film-substrate orientation,Si(111),Si(100),b-FeSi2:a=9.86,b=7.79,c=7.88,(101)b-FeSi2/(ll
3、l)Si:010 b-FeSi2/-110Si,(100)b-FeSi2/(100)Si:010b-FeSi2/110Si,4,Tilted-Layer Epitaxy,5,Graphoepitaxy,6,外延薄膜示意图：三维集成电路,7,外延薄膜示意图：太阳能电池,8,材料的晶格常数、热膨胀系数,热膨胀系数,晶格常数,9,Material Studio模拟计算得到的Vergards Law,Vergard 规则,10,11,常见半导体材料带隙与晶格常数的关系图,虚线：间接带隙,四元合金,AlxGa1-xAs,晶格常数与带隙匹配,12,13,影响薄膜外延的因素,温度,14,解理面的影响,15,
4、其它因素：残留气体，蒸镀速率，衬底表面缺陷（电子束辐照），电场，表面离子化，膜厚，失配度,16,材料中的各类缺陷,点缺陷：空位，间隙原子，替代杂质原子，间隙杂质原子 线缺陷：刃型位错，螺型位错，层错 面缺陷: 孪晶界，小角晶界，共格晶界 金属，半导体：不同的结构不同的特性 表面点缺陷，表面线缺陷,17,金属中的点缺陷：空位间隙原子，替代杂质,平衡缺陷浓度：,四面体间隙位坐标： （1/4,1/4, 1/4) + 各原子坐标 其余四面体间隙坐标。,面心密堆积中的间隙,面心密堆积中的间隙：,18,面心立方金属的间隙,八面体间隙位坐标： （1/2,1/2, 1/2) + 各原子坐标 其余八面体间隙坐标
5、。,（1/2,0, 1/2) +（1/2,1/2, 1/2),（1,1/2, 1),晶胞中原子、四面体间隙、八面体间隙数目：4,8,4,19,八面体和四面体间隙相互独立、间隙大小,20,21,八面体间隙位坐标： （1/2,0, 1/2) + 各原子坐标 其余八面体间隙坐标。,体心立方金属的间隙,面心,棱,22,体心立方密堆积的四面体间隙,23,体心立方密堆积的间隙不是正多面体，四面体间隙包含于八面体间隙之中,晶胞中原子、四面体间隙、八面体间隙数目：2,12,6,24,半导体中的点缺陷,半导体具有敞形结构：金刚石结构堆积系数为0.34 FCC,HCP,BCC的堆积系数为0.74, 0.74, 0
6、.68 半导体凝结成固体时体积膨胀。,半导体：结构复杂，间隙大， 半导体中的点缺陷：杂质原子多，具有不同的荷电状态，,25,间隙位置坐标： （1/2,1/2, 1/2) + 各原子坐标 其余间隙位置坐标。,金刚石结构中的间隙,26,金刚石结构的晶胞中原子在底面的投影, 数字是垂直方向上的坐标, 其单位是晶格常数的1/8(b), 四面体间隙(方形)和六角间隙(三角形)在底面的投影,27,晶胞中有8个原子，8个四面体间隙，16个六面体间隙 原子半径：0.2165， T间隙到最近邻原子中心的距离0.433，到次近邻的距离0.500; H间隙到最近邻原子中心距离为0.415,为什么半导体中的填隙杂质原
7、子比金属中的多？,28,点缺陷的畸变组态(局部对称性改变),硅、锗中的点缺陷有空位、自填隙原子、填隙杂质原子、空位-杂质原子等.,硅中空位四周的悬键(a)，悬键形成两个新键(b)和失去一个电子后(c)引起畸变，(d)是哑铃状空位.,局部对称性下降,29,Si中四面体间隙处(T位, 即1/2, 1/2, 1/2)的自填隙原子(a)和(b)、(c)哑铃状自填隙原子,30,离子晶体的点缺陷和元素晶体有所不同. 许多离子晶体的正离子和负离子各占一半, 如NaCl等. 但是, 空位可以是负离子空位为主, 此时离子晶体为了保证电中性, 可以俘获电子, 如NaCl晶体的Cl离子空位上俘获电子形成著名的“色心
8、”. 许多金属氧化物的组分显著偏离化学比, 由此引起的点缺陷浓度很大. 如TiO中的x可以由0.69变到1.33. TiO体内正、负离子空位浓度约0.0015. TiO1.33体内氧离子空位浓度达0.02, 正离子空位浓度达0.26 TiO0.69体内正离子空位浓度达0.04、氧离子空位浓度达0.34.,离子晶体中的点缺陷,31,形变与滑移,材料中的线缺陷,刃型位错,螺型位错,滑移方向的不同,32,刃型位错 螺型位错,两种基本位错示意图(简单立方结构),33,伯格斯回路和伯格斯矢量,刃型位错：伯格斯矢量和位错线方向垂直； 螺型位错：伯格斯矢量和位错线方向平行； 混合位错：伯格斯矢量和位错线方向
9、成一角度；位错线是一条曲线。,34,位错线能量 b2, 所以有的情况下位错分解以降低能量 全位错、部分位错(不全位错): （1） b 等于单位点阵矢量的称为“单位位错”。 （2） b等于单位点阵矢量的整数倍的为“全位错” （3） b 不等于单位点阵矢量或其整数倍的为“不全位错”或称“部分位错” 伯格斯矢量守恒,与点缺陷不同，位错并不是热力学上的要求，因为位错具有特定的晶体学方向，所以对熵增的贡献很小。,35,密排原子示意图,36,37,ZnO中的伯格斯回路及部分位错,38,Schokley不全位错,位错的滑移和相互作用,39,Thompson四面体,两个英文大写字母组成的矢量, 如AB等, 表
10、示全位错的柏格斯矢量, 即110/2. 希文字母和英文字母组成的一组处于滑移面内的矢量, 如A, B等, 表示Shockley部分位错的柏格斯矢量, 即112/6. 希文字母和英文字母组成的另一组和滑移面垂直的矢量, 如A, B等, 表示Frank部分位错的柏格斯矢量, 即111/3.,40,与螺型位错垂直的生长表面的形貌,41,从01方向观察的内禀层错(a)和外禀层错(b)的结构示意图,层错,42,43,金刚石结构中位错的两种滑移类型,金刚石结构中的位错和层错,44,金刚石结构中的内禀层错(a)外禀层错(b),45,46,闪锌矿结构中的位错和层错,带有不同原子悬键的两种60位错,47,六角纤
11、锌矿结构的俯视图(a)和侧视图(b),Zn,纤锌矿结构的位错和层错,48,垂直位错列,孪晶界和其他面缺陷,面心立方金属(111)原子面的堆垛次序是ABCABC, 以(111)为界面的孪晶中的堆垛次序是ABCABCBACBA, 这是以中心的C面为对称面的两个面心立方晶体的结合, 形成所谓的孪晶(孪生的晶体).,49,共格相界面两侧的晶体具有完全确定的位向关系, 一侧的原子面和另一侧的原子面可以取向不同或有扭折, 但可以逐一对应和过渡, 具体的例子有Co的面心立方结构和六角密堆结构之间的界面、GaAs和InGaAs之间的界面等. Al中固溶少量Cu原子后形成的富Cu的一、二原子层厚的GP区和基体之
12、间也可以认为形成了共格相界面. 部分共格界面的典型例子是GaAs(001)上生长的较厚的InGaAs层, 界面两侧晶粒取向虽有确定的取向关系, 但界面两侧的原子面已无逐一对应和过渡的关系. 此时界面上出现一系列刃型失配位错, 那些多余的半原子面一直插到界面处.,50,思考题: 归纳薄膜中的晶体缺陷类型 画图说明全位错, 部分位错的区别和联系 3. 画图说明外禀层错的获得,51,外延薄膜中的失配位错,异质半导体膜外延时由于二种材料晶格常数不同引起的应变称为失配应变. 温度变化后由二种材料热膨胀系数不同引起的应变称为热应变.,温度变化几百度引起它们晶格常数的变化约103. 一般情况下两种材料外延生
13、长中产生应变的主要因素是晶格常数的不同, 但冷却后热膨胀系数引起的应变的影响也不能忽略,52,fit,strain,relax,外延薄膜中的应变与失配位错,pseudomorphic, 晶体结构一样,0 膜内张应力,f,53,无位错薄膜单位面积内的应变能,me 切变模量；v 泊松比 h 薄膜厚度；f 失配度,位错产生后，应变由f 变为e = f-b/S 位错产生后的总能量为弹性能和位错能之和,b,考虑产生位错在能量上是否有利,产生位错的临界厚度,产生失配位错的驱动力来自薄膜应变能的降低.,54,单位面积内刃型位错能,me、ms薄膜和衬底的切变模量；v 泊松比 r 位错应变场的有效范围；b 伯格
14、斯矢量,单位长度 位错能：,s,单位面积内位错总长度：2/S,55,或：,附：位错能的其它表达式,56,单位面积内位错能：,对于薄膜，r h, r h,e = f-b/S,应变薄膜的临界厚度,S = b/(f-e),57,产生位错后的总能量E=Ed+Ee,E对e求极小值,58,59,临界厚度：,薄膜应变随膜厚的变化,膜厚增大时， r h , r应该用S/2，而不是h,60,产生位错需要突破势垒 把无位错时薄膜的应变能超过失配位错能作为产生失配位错的临界值,ec,e,E1,f,E2,位错数目增加,膜厚增加,61,GexSi1-x/Si应变薄膜临界厚度的实验和理论曲线,Ge的晶格常数为0.5657
15、nm, Si的晶格常数为0.5431nm,请给出应变薄膜临界厚度的理论曲线表达式,62,(a) aeas, aeas,(b) aeas,aeas,(c) aeas,(d) aeas,aeas,应变对晶格常数的影响,63,失配位错的成核机制主要有两种: 1.来自衬底的穿过位错的增殖, 2.薄膜表面位错环的均匀成核. F=2e(1+)/(1-)hbsincos 应变场对位错的作用力 Fd=eb2(1-cos2)/4(1-)ln(h/b) 位错自身的张力,失配位错的成核和增殖,穿过位错引起失配位错的过程(穿过位错的增殖),64,而穿过位错自身的线张力随膜厚对数地缓慢增大, 它的表达式是: Fd=eb
16、2(1-cos2)/4(1-)ln(h/b) 这里的是位错线芯部尺寸参数, 对金属它可以取为1, 即位错线芯部尺寸为b, 对半导体它可以取为4, 即位错线芯部尺寸为b/4.,穿过位错引起失配位错的过程(穿过位错的增殖),65,用薄膜应变场对穿过位错的作用应力(=2F/hb)和位错自身的线张应力d (=2Fd/b)相等为判据 (e=0), 也可以得到薄膜临界厚度的表达式. 但是, 要求上述两个应力相等的判据实际上是过低了, 因为此时位错受到的净作用力为零, 即使依靠热激活, 位错运动速度也太小, 因此更合理的判据是： 对穿过位错的作用应力应超过位错线张力, 即: -d=0.024e 用这样的判据
17、得到的临界厚度随失配度的理论曲线比-d=0得到的曲线提高了几倍, 并且和Si(100)基底上500-550C生长的若干外延SiGe薄膜的实验临界厚度曲线也符合得很好,66,表面成核的半位错环(a)扩展后引起失配位错(b),67,穿过位错可滑移线段AB的增殖过程,68,穿过位错上Frank-Reed源的增殖过程,69,一定失配度条件下薄膜中的应变和位错的演化过程: 薄膜厚度小于临界值时, 薄膜和衬底完全共格, 薄膜中没有失配位错, 薄膜是应变膜. 薄膜厚度大于临界值时, 开始形成失配位错, 薄膜应变开始松弛, 但由于位错滑移运动摩擦力的存在, 应变的松弛比较缓慢. 薄膜厚度继续增大, 位错增殖机
18、制起动, 产生大量失配位错, 应变的松弛显著加快. 在失配位错增加的同时穿过位错也显著增加. 要使薄膜中失配位错和穿过位错减少, 需要减小失配度和薄膜厚度, 或采取适当的措施如使用梯度过渡层等.,70,岛状薄膜中的应变和失配位错,失配度大时薄膜的生长模式将从大面积地一层一层生长改变为岛状生长或单层加岛状生长, 随着岛的不断增大, 其中的应变和失配位错也有一个演化过程. 为简单起见, 设想一个方形的岛, 它在x,y(平行界面), z(垂直界面)上的尺寸分别为X, Y, Z. 如果岛只在x方向上和衬底存在失配度f, 岛中的应变能E可以表示为 E=eVf2/(1-) 即应变能随V(V=XYZ)而线性
19、地增大.,衬底上薄膜的长方形岛,71,长方形岛生长过程中应变的变化,每产生一根位错，岛的应变降低b/X1,岛状薄膜中的应变和失配位错,E=eVf2/(1-),72,衬底上大面积逐层生长时位错也是一根一根产生的, 位错产生时也会引起应变的突然松弛, 也会得到类似的锯齿状曲线. P57 给出的是大面积逐层生长薄膜时、应变能和位错能之和为极小条件下的应变-厚度曲线, 由于它没有考虑位错的产生需要克服势垒, 不考虑单根位错的突然产生, 因此得到了单调下降的连续曲线.,每产生一根位错，岛的应变降低b/X1,73,正方形岛生长过程中失配位错的产生,74,岛边缘产生失配位错的原子过程,75,外延薄膜中其他缺陷的产生,CdTe(111)堆垛次序不同引起的孪晶薄片,76,化合物半导体膜中反相畴界的形成, (a)在Ge(001)面上生长, (b)在Ge(110)面上生长.,在化合物半导体薄膜中可以产生反相畴界. 化合物中一般有两种原子, 图 (a)的上方是GaAs110方向的投影图, 黑白圆圈表示两种原子, 大小圆圈表示前后两个(110)面上的原子.,77,外延薄膜生长中产生的各种缺陷(1,3:刃型和螺型穿过位错, 2:界面上的失配位错, 4:表面上的生长卷线, 5,6:堆垛层错, 7:卵形缺陷, 8:小丘, 9:沉淀颗粒),78,思考： 从缺陷形成过程, 详细叙述在高质量外延膜生长中应注意的问题,