徐菊萍[1]2017年在《正电子湮没技术研究离子注入型半导体材料中的缺陷与磁性》文中认为同时利用了电子电荷属性和自旋属性的稀磁半导体是自旋电子学器件的核心材料,有望给未来的信息传输与处理、存储方式与规模带来重大变革,是目前材料科学和信息技术等众多研究领域的前沿热点。稀磁半导体通常由含有3d或4f电子的过渡金属元素掺杂制成,但一些无磁性离子掺杂的氧化物中也同样发现有磁性出现,这种d0磁性为寻找居里温度高于室温的稀磁半导体材料提供新机遇,也为磁性起源和理论模型的解释带来了困难。本文采用非磁性离子注入的方式在第叁代半导体GaN和SiC中引入d0磁性,利用正电子湮没技术能够灵敏地表征材料原子尺度微观缺陷的优势,深入分析离子注入型稀磁半导体中缺陷与宏观磁性表现的内在关联,并且基于第一性原理的方法计算分析了不同离子掺杂或缺陷条件下体系的电子自旋极化态,着力于从微观层面理解非磁性离子注入型半导体中d0磁性起源与磁耦合机制。论文的主要研究内容和成果包括:1)我们首先讨论分析了只有本征缺陷的GaN材料中磁性与缺陷的关联问题,然后在此基础上考虑缺陷的作用,对比分析了n型与p型的不同类型轻元素离子C/O掺杂的GaN中磁性表现与磁性起源的内在不同。实验采用N离子注入的方式在GaN单晶薄膜样品中引入晶格缺陷,拉曼光谱和慢正电子湮没谱揭示了其室温铁磁性来源于其中离子注入行为所产生的大量Ga空位,第一性原理分析验证了实验结果。对于不同类型的C/O离子注入GaN稀磁半导体,磁性起源有所不同,实验和理论计算的结果表明O离子注入GaN薄膜实验中观测到的室温铁磁性起源于本征Ga空位之间的耦合作用,然而C离子注入的C元素对于GaN样品中的d0磁性起到了重要的调节作用,GaN中Ga空位所邻近的C替位使得磁矩之间的铁磁耦合相互作用更加稳定。2)只包含有s或p壳层电子的缺陷型铁磁材料因具备生物兼容性而有着广泛的应用前景,但实现室温以上铁磁性仍然十分困难,而且实验结果的多样性导致争议不断,如何从实验上理解这种缺陷磁性一直困扰着人们。SiC是缺陷磁性的良好载体,本文在C离子注入的6H-SiC单晶中引入了结构缺陷并获得室温以上的铁磁效应,对样品进行退火处理从而改变了其中缺陷结构,使用正电子湮没谱学并结合Raman光谱等手段分析了其中缺陷对观测到的磁性所起到的作用,并给出了 SiC中铁磁与顺磁性起源的合理解释。实验证实了 C离子注入的样品中Si空位相关缺陷类型为样品贡献了室温铁磁信号,理论计算表明室温铁磁性可能来源于离子注入形成的Si的单空位或双空位耦合如VSi-VSi、VSi-VC相互作用,空位缺陷磁性本质上是C2p电子悬挂键的自旋极化和磁耦合现象。实验中观测到的顺磁现象可能与富余的孤立C悬挂键有关,低浓度区域的缺陷或C原子可以形成自旋极化的局域磁矩,但是无法达到长程磁耦合相互作用条件。3)缺陷磁性的耦合强度往往较低,提高材料的铁磁磁矩是目前亟待解决的重要问题,通过非磁性粒子掺杂可能会对空位缺陷的电荷态或自旋态进行调节从而实现较大的缺陷磁矩和宏观磁现象。我们采用B/N离子注入SiC单晶的对比实验探讨了掺杂离子调控磁有序提高材料铁磁性能的可能性,实验结果显示B元素在样品宏观磁性表现上没有起到作用,而N离子注入的样品在缺陷情况几乎相同的情况下具有稍强的铁磁性,认为N元素引入的负电荷背景可能有利于提高6H-SiC中的缺陷总体铁磁耦合表现。此结论在O离子注入SiC单晶材料实验中得到进一步证实,O离子注入能够得到了更强的室温铁磁性,计算发现OC-VSi复合缺陷提供了较强的局域磁矩,施主型O对于缺陷的自旋极化和磁耦合起到调控作用。我们还在非磁性离子Cu注入SiC半导体中获得了更强的室温铁磁性,退火无法使磁性完全消除,计算表明除了注入产生的各种复合缺陷可以贡献磁矩外,注入的Cu元素本身局域磁矩也可以在缺陷调节下形成长程磁耦合效应。
安娜[2]2004年在《离子注入杂质与缺陷间的相互作用》文中提出随着集成电路集成度的提高,其横向和纵向尺寸不断减小。对于采用深亚微米工艺的下一代集成电路,其纵向结深应小于0.1微米,这要求进行超浅结形成及其工艺模拟方面的研究。在集成电路制造过程中,p-n结一般是通过热退火激活离子注入杂质来形成的。由于有所谓增速扩散的存在,即在热退火的最初阶段,离子注入杂质的扩散速度是正常值的数千倍,要形成结深小于0.1微米的p-n结是很困难的,因为最初的快速扩散即可使结深超过0.1微米。要得到下一代集成电路用的超浅结,还需获得高浓度的活性杂质。而在集成电路制造过程中,为了得到浅结,常使用低温热退火,但这容易降低离子注入杂质的激活率。本文主要研究了杂质原子与离子注入缺陷的互相作用,解释了在热退火激活后,有效杂质浓度大大低于注入杂质浓度的现象。杂质原子与离子注入缺陷的互相作用是一个复杂的过程,多种作用机制并存,实验数据分析较为困难。为避开这种困难,我们研究了最简单的情况,即在均匀掺杂的P型衬底上用硅离子自注入来产生缺陷,这样可克服由于注入杂质分布不均匀造成的数据分析困难。通过对试验结果的比较和分析,我们发现杂质原子析出到离子注入所引起的缺陷,从而导致离子注入杂质激活率降低。为降低集成电路的研发成本,减少试投片次数,需要对集成电路工艺进行模拟。而现有的工艺模拟程序不适用于超浅结工艺模拟,必需进行改进。因此,本文在研究结果的基础上建立了一个硼析出到Rp缺陷上的模型,利用计算机模拟分析了杂质硼与退火过程中产生的Rp缺陷之间的相互作用,研究了硼原子的析出机理,解释了退火过程中出现的低于固溶度的非活性硼峰,得到了一组能够使模拟与实验结果较好吻合的拟和参数。尽管模型简单,它却能够再现不同退火时间硼的扩散分布,为超浅结工艺模拟提供了新思路。
阮海波[3]2012年在《氧化锌的p型掺杂和室温稀磁特性研究》文中研究指明氧化锌(ZnO)是一种具有六角纤锌矿结构的直接宽带隙半导体，其室温下的禁带宽度为3.37eV，激子束缚能高达60meV，使其在短波长发光方面有着诱人的应用前景，因而受到研究者的广泛关注。但目前，获得稳定、可重复的高质量p型ZnO仍面临巨大困难，ZnO的p型掺杂已成为制约ZnO基光电器件发展的主要瓶颈，亟待国内外科学家解决这一世界性的技术难题。另一方面，ZnO通过掺杂过渡金属元素(如Mn, Fe, Co, Ni等)有望实现室温铁磁性，有关ZnO基稀磁半导体的研究也成为人们关注的焦点。理论预测Mn掺杂ZnO在p型环境中有利于实现室温铁磁性，但迄今为止，有关Mn-N共掺ZnO体系的铁磁耦合机制尚不清楚，其磁性来源也存在诸多争议。为此，本论文针对ZnO当前研究中p型掺杂和稀磁特性两大热点问题，在N离子注入ZnO单晶实现p型掺杂、Mn掺杂和Mn-N共掺ZnO薄膜的制备与特性研究叁方面开展了工作。实验上，采用XRD、SEM、Raman、XPS、PL、Hall、SQUID等手段，先后研究了N掺杂剂量和退火处理对N离子注入ZnO单晶结构和光电特性的影响；Mn掺杂浓度和退火温度对单独Mn掺杂、Mn-N共掺ZnO薄膜的结构、成分、光、电、磁学性能的影响；理论上采用第一性原理研究了Mn掺杂、Mn-N共掺体系的磁性和电子结构，分析了本征缺陷对磁性的影响规律。通过一系列的研究工作，取得了如下主要结果：①N离子注入会导致ZnO晶体质量和光学性能下降，退火能在一定程度上减少离子注入造成的晶格损伤和改善ZnO的发光特性。在650-800°C退火后，样品的近带边发光强度比退火前提高10-20倍。②退火处理对于ZnO的n/p转变有着重要影响。N离子注入剂量为1×1016cm-2的样品，在N2中650°C退火30min后转变为p型导电，空穴浓度约为7.81×1016cm-3。退火作用下，间隙态N离子能迁移到邻近的O空位形成替位掺杂No受主及(N-N)O施主缺陷的逃脱、H的溢出利于ZnO:N转变为p导电；受主No在ZnO中的离化能估算为135meV。间隙Zn缺陷在500-800°C退火后仍稳定存在，其对受主No的补偿作用是导致p型ZnO:N空穴浓度不高的原因之一。③采用射频磁控溅射法制备了不同Mn掺杂浓度(0-6.72at.%)的ZnO:Mn薄膜。薄膜具有单相的、c轴择优取向的纤锌矿结构。Mn在ZnO中主要以Mn~(2+)离子形式存在。Mn掺杂导致ZnO薄膜晶格常数的线性增大、结晶质量的退化、晶粒尺寸的减小、透光率的下降、带隙的展宽以及导电性能的下降。室温下ZnO:Mn薄膜表现出顺磁行为。④第一性原理计算表明Mn在ZnO中趋向于相互靠近，形成具有-Mn-O-Mn-的“紧密”结构，并且Mn~(2+)离子之间具有反铁磁超交换作用。当Mn~(2+)离子间距离较远时，它们之间的相互作用几乎为0。ZnO的本征缺陷Vo、Zni和VZn中，VZn能够调节ZnO:Mn体系中Mn~(2+)离子间的铁磁耦合。⑤发现ZnO:Mn-N薄膜的铁磁性依赖于No浓度。基于第一性原理模拟了Mn和N在ZnO中的替位情况和不同微观结构中Mn~(2+)离子间的磁相互作用，结果发现：Mn的掺入能够降低N在ZnO中的形成能，并且Mn与N原子当结成-O-Mn-N-Mn-O-时体系的结构最为稳定；提出N在ZnO中的受主性质及N的p轨道在传递Mn~(2+)间的铁磁交换作用中发挥着关键作用，系统中邻近Mn离子之间存在间接双交换是磁性来源的主要原因。此外，N和O的p态电子的长程相互作用对Mn之间的铁磁耦合也起到积极的作用。Hi对No的钝化导致Mn~(2+)离子之间由铁磁耦合转变为反铁磁性。⑥当No浓度一定时，ZnO:Mn-N体系的最大磁化强度在一定Mn含量时将达到饱和。第一性原理计算指出一个No只能调控近邻两个Mn~(2+)离子间的铁磁耦合。考虑到N在ZnO中的固溶度(~1at.%)远低于Mn的(~35at.%)，这可能会限制ZnO:Mn-N稀磁半导体的实际应用。
孙卫忠[4]2006年在《半绝缘砷化镓（SI-GaAs）单晶中的杂质与缺陷》文中指出GaAs晶体是一种电学性能优越的Ⅲ-Ⅴ族化合物半导体材料，以其为衬底制作的半导体器件及集成电路，由于具有信息处理速度快等优点而受到青睐，成为近年来研究的热点。以液封直拉半绝缘GaAs为衬底的金属半导体场效应晶体管(MESFET)器件是超大规模集成电路和单片微波集成电路广泛采用的器件结构，但衬底的位错、杂质及微缺陷严重影响材料的电学均匀性，进而影响器件的性能和寿命，因此研究LEC法生长SI-GaAs(LEC SI-GaAs)衬底材料中的位错、微缺陷、杂质及它们对器件性能的影响，对GaAs集成电路和相关器件的设计及制造是非常必要的。 本课题采用超声AB腐蚀法、熔融KOH腐蚀法、X射线异常透射形貌、透射电镜、扫描电镜和X射线电子探针微区分析等分析技术对SI-GaAs单晶的位错与微缺陷、杂质等进行了系统研究，并探讨了这些缺陷对MESFET器件电参数的影响。 发现几乎所有高位错密度的SI-GaAs单晶都具有网络状胞状结构或系属结构，首次对该胞状结构和系属结构的形成机制进行了研究，从晶体生长和冷却过程的热应力、弹性形变引起位错的运动和反应考虑，分析了该结构的形成机理与过程。认为这是由高密度位错(EPD)运动和反应所形成的小角度晶界的集合群。 发现SI-GaAs中微缺陷是点缺陷凝聚的结果，它们以微沉淀、小位错环或杂质原子与本征点缺陷复合体的形式存在于砷化镓中。微缺陷的大小在微米量级，φ2″和φ3″晶片中微缺陷的分布规律有差异。多数微缺陷被位错吸附而缀饰于位错上，极少数受位错的吸附作用小，位于剥光区。 发现晶片中位错密度和分布严重影响碳的微区分布，高密度位错区，位错形成较小的胞状结构，胞内无孤立位错，碳在单个胞内呈U型分布；较低密度位错区，胞状结构直径较大，胞内存在孤立位错，碳在单个胞内呈W型分布。分散排列的高密度和低密度位错区，位错线上和完整区碳浓度变化不大。SI-GaAs中胞状结构是引起碳不均匀分布的主要原因。对这种不均匀分布的机理及对材料电学特性的影响进行了分析。 以LEC SI-GaAs晶体为衬底制作注入型MESFET器件，研究了GaAs衬底中AB微缺陷和MESFET器件电性能(包括跨导、饱和漏电流和阈值电压)的关系，并对其影响机理进
宋建明[5]2006年在《非晶态二氧化硅的辐照增强扩散效应研究》文中提出在惯性约束聚变(Inertial Confinement Fusion，简称ICF)实验中，精密诊断是ICF研究的基础和核心之一，其综合能力的高低，将直接影响到ICF的研究进程。根据诊断技术的要求，需要将诊断气体(Ne、Ar、Ke等)混入DT燃料气体中，通过对诊断气体的特征X射线测量来监测内爆过程，它具有以下两种特性：Ar的K壳层谱线的形状强烈依赖于电子密度，相对于电子温度的变化则不甚敏感；Ar的K壳层谱线的相对强度以及相应的L壳层伴线均强烈依赖于电子温度和密度的变化。空心玻璃微球(Hollow Glass Microsphere，简称HGM)是一种重要且基础的氘氚燃料容器。一般通过热扩散技术实现玻璃微球的燃料气体充气，但对于诊断气体热扩散技术不太适用。为将Ar充入玻璃靶丸中，人们探索了许多方法，较常用的是注入法，这种方法有很多问题难以解决：由于胶粘剂的存在，微球表面产生高度大于5μm的凸起，破坏了微球的对称性和表面光洁度。凸起的存在影响了低压等离子体碳氢(CH)涂层的制备，引起CH涂层的严重不均匀性。此外，还必须考虑胶粘剂的保气性能和抗辐照性能。采用激光烧蚀玻璃纤维进行堵口情况会有所改善，但技术难度高且凸起仍然存在。因此急需寻找新的途径，如果采用一种新的方法，能够在不损坏玻璃微球壳的外形情况下改善氩气的扩散速率，将是充氩玻璃微球最为理想的情况。 本课题在国内首先引入离子辐照改性的技术。选择中子、质子、Cu离子和Ar离子辐照玻璃微球，研究它们产生的辐射增强扩
甄康[6]2015年在《离子注入ZnTe：O中间带光伏材料研究》文中研究说明由于中间带太阳电池因具有结构简单、成本低且理论效率非常高等优点,因此具有很好的发展前景。实现中间带的方法一般有量子点、杂质掺杂和高失配合金叁种。基于Ⅲ-Ⅴ和Ⅱ-Ⅵ的高失配合金体系是目前中间带光伏材料研究的重点,理论和实验都已经证明了ZnTe:O和GaAs:N中间带的存在,然而相应的光电转换效率仍然较低,且材料制备成本较高,中间带电子能带结构及其载流子动力学过程仍不清楚。本文通过离子注入在ZnTe单晶中引入氧,重点研究了离子注入对样品结构和光学性质的影响,揭示不同退火工艺对中间带形成的促进作用,并初步解释了中间带载流子的动力学过程。论文取得的主要研究成果如下：(1)研究了不同剂量离子注入对材料微观结构和光学特性的影响。研究发现,适量的氧离子浓度2.5x1018 cm-3会导致晶格常数变大,减弱电子-LO声子耦合强度,同时在导带以下～0.45eV(即～1.8eV)处形成以氧等电子陷阱为主的中间能带,与能带非交叉模型计算的结果非常一致。较高的氧离子浓度2.5×1020 cm-3则使得注入层非晶化,晶体质量变差并且中间能带辐射复合发光湮灭,同时增强与本征空位复合体相关的深能级发光。此外,瞬态光谱研究表明,中间带载流子复合动力学过程呈现扩展性指数衰减特征,主要与晶格紊乱和合金无序引起的局域态有关。(2)采用不同激光能量对注入的ZnTe:O样品进行激光退火处理,重点研究了退火前后材料结构和光学特性的变化。通过双光子吸收、透射谱及时间分辨光致发光谱等多种方法证明了离子注入氧成功引入中间带,并深入分析了中间带的复合发光机制。XRD和XPS的结果表明,激光退火能够激活注入杂质,使氧离子从间隙迁移到晶格位置,形成ZnTe:O高失配合金。PL谱中在1.8eV附近出现很强的发光峰,与BAC模型的结果非常一致。双光子吸收实验直接证明了中间带的作用,为中间带的存在提供了有力的证据。瞬态光谱分析表明,中间带载流子复合过程比较复杂,部分电子态处于扩展态而大多数仍处于局域态。
王佳伟[7]2014年在《In_2O_3基稀磁半导体薄膜的离子注入制备和特性研究》文中研究表明首先综合介绍了稀磁半导体(Diluted Magnetic Semiconductors, DMSs)的基本理论和应用前景,以及In2O3材料的结构、性质和用途,并介绍了过渡金属元素掺杂IN2O3基稀磁半导体的研究进展。过渡金属掺杂In2O3基稀磁半导体是本文研究的主要内容,本文实验中选择具有铁磁性的Fe离子和金属单质及氧化物都没有铁磁性的Cu离子作掺杂元素,采用强流金属源MEVVA(Metal Vapor VacuumArc)源离子注入机将Fe离子和Cu离子分别注入到纯In2O3薄膜中来研究Fe离子和Cu离子的注入对In2O3薄膜样品磁性质的影响,发现Fe离子和Cu离子注入后,所制备的In2O3薄膜样品都具有室温铁磁性。对Fe离子注入掺杂的In2O3薄膜样品,研究了Fe离子注入剂量和退火氛围对样品室温铁磁性的影响。不论是在真空退火、还是在氧氛围中退火,样品的室温铁磁性随着Fe离子注入剂量的增加而增强。相比于纯In2O3薄膜样品和同一Fe离子注入剂量的样品,在真空中退火比在氧氛围中退火其室温铁磁性要强。经X射线光电子能谱(X-ray photoelectron spectroscopy, XPS)分析,真空中退火的样品,额外引入了大量的氧空位,氧空位的增加有利于样品室温铁磁性的增强,特别是对纯In2O3薄膜样品,相比于在氧氛围中退火后其可忽略不计的微弱铁磁性,在真空中退火的纯In2O3薄膜样品的饱和磁化强度提高了近十倍,这表明缺陷(如界面、表面缺陷等)、特别是氧空位对纯In2O3薄膜的室温铁磁性有着巨大的贡献。Fe离子注入后,Fe离子取代In离子在In2o3晶格中的位置,在Fe离子固有磁矩的作用下使邻近的电子自旋极化,形成束缚磁极化子,相邻的磁极化子之间磁场迭加发生铁磁耦合相互作用,或者以氧空位为中间媒介发生间接相互作用,产生宏观上的室温铁磁性。在真空中退火的IN2O3薄膜样品引入了大量的额外氧空位,这些引入的额外氧空位既能破坏样品中的Fe离子间通过O离子发生的反铁磁性耦合对(Fe-O2-Fe),又能增加Fe离子间通过氧空位产生Fe-VO-Fe铁磁性耦合对,这也是真空中退火的样品其室温铁磁性比氧氛围中要强的原因所在。本文还研究了Fe离子的注入能量对In2O3薄膜样品磁性的影响,在Fe离子的注入能量较小时,Fe离子在In2O3薄膜中的分布区域较浅,同一注入剂量Fe离子的浓度相对要高一些,而且由于纳米尺寸、表面效应等因素的影响,当Fe离子的注入剂量相同时,较低能量注入制备的Fe离子掺杂In2O3薄膜样品其饱和磁化强度比较高能量注入时要大。除了将具有铁磁性的Fe离子注入到In203薄膜中,文中还选择了金属单质及氧化物都没有铁磁性的Cu元素做掺杂离子以作对比。发现在Cu离子注入后In2O3薄膜样品也具有室温铁磁性,而且较同一注入能量和剂量的Fe离子注入掺杂的In2O3样品的室温铁磁性要强,尽管Cu2的离子磁矩比Fe离子(Fe2+, Fe3+)要小。这是因为一方面注入的Cu离子为+2价,属于p型掺杂,产生的空穴载流子有助于扩大Cu3d轨道与02p轨道杂化产生的束缚磁极化子的作用范围,使更多的Cu离子间发生铁磁耦合相互作用；另一方面,对同一注入剂量和注入能量的Fe离子和Cu离子,由于Cu离子在In2O3基体中的投影射程较Fe离子小,离子注入分布区域较浅,Cu离子的掺杂浓度较Fe离子在其注入区内要高,因而有更多的束缚磁极化子参与磁性相互作用,促进样品的宏观铁磁性的增强。
王辉[8]2015年在《锂、锡注入影响钨化学状态、结构和硬度研究》文中进行了进一步梳理液态Li具有可以抑制边界局域模、提高电子温度、减弱中子损伤等优点,而作为液态的Sn同样也具有低蒸发率、低熔点及不易形成氢化物等优点,因此两者成为液态面壁材料替代固态面壁材料W的最佳候选者。虽然对液态面壁材料,尤其是对液态Li进行了大量的实验研究,得到了好的结论,但是在聚变环境条件下,载能Li、Sn原子渗透到材料W中影响其化学、物理性能及结构变化,同时该变化也会影响H同位素滞留等严重问题。因此,研究Li与W和Sn与W之间的相互作用及其W性能的变化对面壁材料的应用具有一定的科学意义,同时采用了新的方法对W材料进行表面改性。本文采用MEWA离子源技术分别将Li、Sn离子注入到W基体中,制备出Li-W和Sn-W改性层,研究Li、Sn离子作用于W基体后,W的化学成分、化学状态、晶体结构和纳米硬度的变化及Li与W和Sn与W之间相互作用产生的缺陷分别对其表面性能和力学性能影响的探讨。通过SRIM程序模拟及XPS等多种检测手段对其分析,结果表明：1)Li、Sn离子分别注入到W基体后,形成一定深度的改性层,且Li-W改性层的厚度大于200 nm；2)Li、Sn离子分别注入W基体的过程中,两者与W之间强烈的相互作用导致W晶体结构发生变化,产生空位、间隙原子、晶格畸变等缺陷,分别造成衍射峰的变宽和变窄；3)近表面层Li、Sn、W的化学位移与O、C的化学反应有关系,改性层内的化学位移很可能是由于空位,间隙原子等点缺陷造成的,其中Li-W改性中W4f及Lils的结合能分别增大了0.3-0.5 eV和1.9-2.5 eV,而Sn-W改性层中W4f7/2、W 4f5/2、W 5p3/2及W 4p1/2的结合能分别减小了0.3 eV,0.3 eV,0.4 eV,1 eV-1.4 eV,且Sn 3d5/2和Sn 3d3/2的结合能也减小,产生的化学位移分别为0.6 eV-0.7eV,0.1 eV-0.3 eV, Sn-W改性层中两者结合能的降低很可能是由于Sn离子注入产生大量缺陷造成的；4)Li,Sn离子注入后,改性层中的纳米硬度与纯W基体相比,硬度明显增大；5)Li离子的注入改善了W的表面性能,提高了其表面能,这是由于Li离子的注入造成W空位、间隙原子等点缺陷引起的。
隋毅[9]2006年在《精确模拟低能离子注入分子动力学方法的技术研究》文中研究说明低能离子注入随着器件尺寸的逐渐缩小已经变成了当前工艺研究的热点，如何制造出性能优异的超浅p-n结是工艺中的一道技术难题．与之伴随的则是计算机工艺模拟的发展。一个好的模拟工具常常可以为实验做出指导，本论文的工作也集中在开发一个好的低能离子注入模拟器。 低能离子注入与高能离子注入相比面临着更多的问题。当注入能量变得与靶原子相互作用能可以相比时，我们必须要考虑多个原子间的相互作用，传统的两体碰撞近似方法已经不再适用，我们因此转向了具有更为精细的物理意义的分子动力学方法。由于分子动力学方法所需的大量计算在我们当前的计算条件下仍然很难满足，因此我们吸收它的核心思想，在大量的模拟验证之后，采用了反冲作用近似，忽略靶原子间的相互作用，模拟结果并没有带来太大的误差，但计算效率却大为提高。为了进一步提高计算效率和模拟的精确度，我们引入了稀有事件算法。大量的物理近似和加速算法的引入使我们的低能离子注入模拟程序LEACS不但可以获得合理准确的结果，而且在当前的计算条件下是切实可行的。 LEACS程序包含了级联碰撞的考虑，它使我们可以模拟注入后的损伤分布，得到各种缺陷的信息，为后续的退火模拟提供合理的初始条件。 利用自己开发的模拟程序，进行了大量有效的离子注入模拟，并与日本富士通公司提供的SIMS实验数据进行了对比，模拟的射程分布与SIMS数据吻合良好，证明我们的模拟器具有很大的实用价值。
高超[10]2014年在《直拉单晶硅中杂质和缺陷的行为：重掺杂和共掺杂的影响》文中研究说明直拉硅单晶是集成电路的基础材料,其根本原因是直拉硅单晶不可避免地含有氧杂质。一方面氧杂质具有提高硅单晶机械强度的作用；另一方面氧杂质原子在集成电路制造过程中会聚集形成氧沉淀并可能诱生二次缺陷,它们可发挥吸除有害金属沾污(内吸杂)的作用。因此,关于直拉硅单晶中氧沉淀的研究就成了非常重要的课题。氧的扩散是直拉硅单晶中氧沉淀的动力学条件,理解氧在硅中的扩散行为是研究氧沉淀的基础。经过几十年的研究,人们对轻掺直拉硅单晶中的氧扩散及其氧沉淀的理解已经非常充分。可是,对于电活性杂质的重掺以及非电活性杂质的共掺如何影响直拉硅单晶中的氧扩散和氧沉淀的研究还相当缺乏。本文通过实验和理论计算,重点研究了重掺磷(P)、硼(B)和共掺锡(Sn)对直拉硅单晶中的氧扩散和氧沉淀的影响规律。此外,还研究了重掺硼单晶中硼和点缺陷相互作用对电学性能的影响。通过上述研究,加深了对直拉硅单晶中杂质、氧和点缺陷之间的相互作用及其对氧扩散和氧沉淀影响的认识。本文取得的主要创新成果如下：(1)利用第一性原理计算,分析了Sn共掺杂对直拉单晶硅中氧扩散的影响及其机理。发现间隙氧原子(Oi)扩散的势垒随着Sn掺杂引起的晶格常数的增加而线性增大；结构分析表明这是由于Si-O-Si键角和Si-O键长增大使Oi原子向Si-Si键中心移动,致使其在相邻Si-Si键间隙位跳跃时的势垒发生变化所致。能量分析表明Sn原子可以与空位结合形成SnV复合体并作为Oi的俘获中心,形成结合能为-2.26eV的稳定SnVO复合体。根据计算结果可以推断高浓度Sn掺杂的单晶硅中的氧扩散将受到抑制,且这种抑制作用在低温时更为显着。(2)研究了电阻率为～3mΩ·cm的重掺B直拉单晶硅中的氧扩散行为。实验发现：该单晶硅中的氧扩散受到异常的抑制,其氧外扩散曲线无法被单个余误差函数拟合,而必须被两个余误差函数迭加拟合。根据拟合结果得到两个氧扩散激活能：一个值为2.40±0.05eV,与轻掺硅的激活能接近；另一值为3.80±0.16eV。第一性原理计算结果表明：间隙B(Bi)原子能够与Oi原子结合形成-Bi-Si-Oi-Si-Bi-闭环结构的B-O原子对。B-O原子对跨越一定势垒后能协同滚动迁移。这种B-O原子对的共扩散可能是重掺硼单晶硅中异常氧扩散的机制。(3)利用第一性原理计算,研究了重掺P对直拉单晶硅中氧扩散的影响及其机理。发现P原子能够作为Oi的俘获中心,在其12个等价的第二近邻位上俘获Oi原子形成-P-Si-O-Si-结构的P-O原子对,根据P-O原子对结合能得到800-1100℃范围内Oi扩散势垒的增加值为～0.04-0.07eV,与实验得到的-0.12eV结果相近,表明上述P-O原子对的形成是重掺磷单晶硅中氧扩散被抑制的原因。(4)研究了共掺Sn直拉硅中的氧沉淀和本征点缺陷。实验结果表明Sn对氧沉淀的影响因硅中空位浓度的不同而不同,即：当没有用快速热处理(RTP)注入空位或RTP温度低于1050℃时,Sn掺杂抑制氧沉淀；当RTP温度高于1050℃时,Sn掺杂促进氧沉淀。第一性原理结果表明：Sn一方面能够存储和释放空位,以“水库”的形式调节硅中的自由空位浓度；另一方面Sn能够俘获空位和VO等点缺陷复合体,并成为氧沉淀的异质形核中心。结合实验和计算结果,建立了Sn掺杂对直拉硅中氧沉淀影响机理的物理模型。(5)研究了电阻率为-3mΩ·cm的重掺B直拉单晶硅中的氧沉淀行为。实验发现电阻率为重掺B单晶硅中的氧沉淀行为显着不同于轻掺B单晶硅中的氧沉淀行为：重掺B单晶硅经过650℃短时形核处理,即可在后续高温热处理中形成高密度的氧沉淀；1200℃高温热处理无法完全消融原生氧沉淀,表明其原生氧沉淀具有较高的热稳定性。对氧沉淀的形貌、尺寸及氧沉淀形成后的应力进行分析后,结合第一性原理计算提出了有B原子参与形核和进行核心表面修饰的氧沉淀形核物理模型。此外,1200℃高温热处理后经过短时形核和高温长大热处理即可在重掺硼单晶硅内形成良好的洁净区并使之具有较强的内吸杂能力。(6)研究了电阻率为-16mΩ·cm的重掺B直拉单晶硅中的B在不同热处理中的电活性及其物理机制。实验发现：经过高温RTP后,部分B会失活且失活程度随RTP温度升高而增加；后续600-800℃热处理后失活的B会被逐渐重新激活,但300-500℃热处理后则会有更多的B失活。计算结果表明：B的失活是由B原子和自间隙硅原子(I)的相互作用导致的,即：B与RTP引入的I结合为BI原子对而失活。后续300-500℃处理时,BI原子对将克服～0.39eV的势垒继续与B结合为B2I,导致更多的B失活；而600-800℃热处理时,BI和B2I将分别克服～1.03eV和0.95eV的势垒而分解,释放出替代位B原子而使其恢复电活性。
参考文献：
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[8]. 锂、锡注入影响钨化学状态、结构和硬度研究[D]. 王辉. 大连理工大学. 2015
[9]. 精确模拟低能离子注入分子动力学方法的技术研究[D]. 隋毅. 长春理工大学. 2006
[10]. 直拉单晶硅中杂质和缺陷的行为：重掺杂和共掺杂的影响[D]. 高超. 浙江大学. 2014