气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法

摘要

一种气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法,其是用乙硼烷:磷烷为掺杂剂生长N－P－N双极晶体管材料时,将乙硼烷、磷烷加热使其裂解为低分子量的原子团束流,降低残余硼、磷杂质的本底浓度,并减少氢对硅生长速率的影响;掺硼结束时,速关断乙硼烷气流并降低乙硼烷裂解炉温度,可将硼严格限制在基区内;生长硅发射区时,将磷炉温度升高,可提高磷掺杂浓度并减少磷烷对硅生长速率的影响。

说明书

本发明属于半导体技术领域，特别是指一种气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法。

硅/锗硅/硅异质结双极晶体管(Si/SiGe/Si HBT)由于采用锗硅(SiGe)应变窄带合金材料作基极，可大大提高基区的掺杂浓度，使器件高频、高速、低噪及低温特性优于硅双极晶体管(BJT)，并与传统硅工艺相容，是新型高速电路发展的一个重要方向。1995年德国Daimler-Benz研究中心HBT已达到截止频率f_T～116吉赫兹(GHz)，最高振荡频率f_max～160GHz。近期IBM公司已将SiGe技术应用于全球定位系统(GPS)高频直接转换技术，预计2005年可达到18亿美圆的收益。

Si/SiGe/Si HBT技术的关键是获得共格生长的异质结材料(即不发生应力驰豫)，并在发射区—基区及基区—收集区有一个与异质结相重合的理想的杂质分布。这就要求HBT材料必须在尽可能低的温度(～500℃)下生长，并有效地降低N、P型掺杂的相互干扰。

IBM采用的超高真空化学气相淀积技术(UHV/CVD)虽可利用限制反应技术(LRP)使基区硼掺杂浓度比发射区高50倍以上，但它是以在850℃下生长发射区为代价的。IBM现在沿用的仍然是低温生长工艺，由此造成的发射区高浓度硼掺杂是利用更高浓度的砷或磷注入补偿，或采用多晶硅发射极解决(图1)。

德国Daimler-Benz公司虽采用固相分子束外延(MBE)工艺及掺碳限制硼外扩技术可获得较好的硼杂质分布，但固态硼、碳熔点极高，而五(V)族杂质磷、砷极难控制，HBT器件工艺仍不得不采用离子注入或多晶硅工艺。

综上所述，如何在低温下共格生长的异质结Si/SiGe/Si HBT材料，获得理想的杂质分布是获得高质量HBT器件的关键技术。

本发明的目的在于，提供一种气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法，其是通过掺杂剂裂解对Si/SiGe/Si HBT材料生长掺杂过程进行控制，有效地减少硼的背景对发射区掺杂的影响，提高磷的掺入量及硅低温生长速度，以获得理想的、符合HBT器件设计要求的结构材料。

本发明的技术方案是：一种气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法，其特征在于，其方法的步骤是：

(1)用乙硼烷、磷烷为掺杂剂生长N-P-N硅/锗硅/硅异质结双极晶体管材料时，将乙硼烷、磷烷通过加热炉使其裂解为低分子量的分子束流，从而降低残余硼、磷杂质的本底浓度，并减少磷烷对硅生长速率的影响；

(2)锗硅基区掺硼时，将硼炉温度升至850℃以上，掺硼结束时，迅速关断乙硼烷气流并降低乙硼烷裂解炉温度至450℃以下，可将硼严格限制在基区内，硼浓度可达1-2×10¹⁹cm^-3；

(3)生长硅发射区时，将磷炉温度升至800℃-900℃，磷掺杂浓度可达2×10¹⁹cm^-3以上，并可减少磷烷对硅生长速率的影响。

其步骤(1)所述以乙硼烷及磷烷等气体为掺杂源，可在它们通入生长室时加热使其分解，达到掺杂及控制的效果，它可适用于采用乙硼烷及磷烷等气体为掺杂源的其他工艺。

其步骤(2)所述以乙硼烷杂源时，将乙硼烷加热炉温升高到850℃以上，使其分解，以保证未参与材料掺杂的掺杂剂均以硼原子沉积在器壁上；掺硼结束时，迅速关断乙硼烷气流，并降低乙硼烷裂解炉温度至450℃以下，以减少乙硼烷裂解炉吸附气体对本底的干扰，从而控制硼掺杂。

其步骤(3)所述以磷烷为掺杂源，将磷烷加热炉温升高到800℃-900℃，使其分解为磷或低分子量的磷氢化合物分子，磷掺杂浓度可达2×10¹⁹cm^-3以上，并可减少磷烷对硅生长速率的影响。

为进一步说明本发明的技术特征，以下结合实施例及附图对本发明作一详细的描述，其中：

图1是IBM的SiGe HBT SIMS掺杂剖面图；

图2是现有设备示意图；

图3是GSMBE生长自掺杂Si/SiGe/Si外延材料的C-V测量载流子浓度分布图；

图4是未采用本方法时Si/SiGe/Si材料硼杂质分布SIMS剖面图；显示了硼杂质对外延材料杂质分布的严重干扰；

图5是采用本方法后，Si/SiGe/Si材料硼杂质分布SIMS剖面图；硼杂质分布很好地被限制在SiGe合金基区内；

图6是磷烷裂解温度对Si/SiGe/Si结构的发射区掺杂效果的影响。

本发明一种气源分子束外延生长锗硅异质结双极晶体管材料掺杂方法，其方法的步骤是：

(1)用乙硼烷、磷烷为掺杂剂生长N-P-N硅/锗硅/硅异质结双极晶体管材料时，将乙硼烷、磷烷通过加热炉使其裂解为低分子量的分子束流，从而降低残余硼、磷杂质的本底浓度，并减少磷烷对硅生长速率的影响；所述以乙硼烷及磷烷等气体为掺杂源，可在它们通入生长室时加热使其分解，达到掺杂及控制的效果，它可适用于采用乙硼烷及磷烷等气体为掺杂源的其他工艺。

(2)锗硅基区掺硼时，将硼炉温度升至850℃以上，掺硼结束时，迅速关断乙硼烷气流并降低乙硼烷裂解炉温度至450℃以下，可将硼严格限制在基区内，硼浓度可达1-2×10¹⁹cm^-3；所述以乙硼烷杂源时，将乙硼烷加热炉温升高到850℃以上，使其分解，以保证未参与材料掺杂的掺杂剂均以硼原子沉积在器壁上；掺硼结束时，迅速关断乙硼烷气流，并降低乙硼烷裂解炉温度至450℃以下，以减少乙硼烷裂解炉吸附气体对本底的干扰，从而控制硼掺杂。

(3)生长硅发射区时，将磷炉温度升至800℃-900℃，磷掺杂浓度可达2×10¹⁹cm^-3以上；所述以磷烷为掺杂源，将磷烷加热炉温升高到800℃-900℃，使其分解为磷或低分子量的磷氢化合物分子，磷掺杂浓度可达2×10¹⁹cm^-3以上，并可减少磷烷对硅生长速率的影响。

其步骤(3)所述以磷烷为掺杂源，将磷烷加热炉温升高到800℃-900℃，使其分解为磷或低分子量的磷氢化合物分子，磷掺杂浓度可达2×10¹⁹cm^-3以上，并可减少磷烷对硅生长速率的影响。

以一些气态物质与固体元素为源进行的分子束外延工艺为气源MBE(GSMBE)。为生长Si/SiGe/Si材料所使用的分子束源是乙硅烷(Si₂H₆)、磷烷(PH₃)、乙硼烷(B₂H₆)和固态锗(Ge)或锗烷(GeH₄)。它避免了MBE中因固体硼、硅汽化温度过高及磷、砷等V族元素气压难以控制所造成的困难，也因其薄膜生长气压低、易于控制而比UHV/CVD工艺简单。

在美，英，日，荷，韩等国及台湾省的实验室都有采用此工艺的，但至今未见控制掺杂及高质量器件结果的报导。

本工艺需要解决的问题是掺杂气体PH₃、B₂H₆在生长室内残留时间过长，会造成杂质的相互干扰，以及低温生长发射区硅盖层过程中，如何提高生长速率及磷掺杂浓度，以获得高质量HBT材料。

本技术是在现有的设备上实行的，其配置如图2所示。它是由进样室、分析室、生长室三部分组成。生长室内装置有可放置一片Φ3英寸硅片的样品架一个，一支锗固体喷射炉及三支供Si₂H₆、PH₃和B₂H₆通入的气体炉，它们都有独立的加热器及测温控温系统，各有活动挡板可迅速切断分子束到达衬底的束流。三支气体炉各自连有独立的气路控制系统。通过分析室连接的离子泵、生长室连接的分子泵及室周围的液氮冷套，使生长室的本底真空度在1×10^-7Pa以上，样品生长时真空在4×10^-3Pa以上。

GSMBE生长Si/SiGe/Si HBT材料的工艺过程已有文章作过介绍，在此就不详细描述了。衬底为直径(Φ)2～3英寸N型重掺锑的硅(100)单晶片，电阻率ρ～0.01欧姆-厘米(Ω·cm)。当衬底温度为700℃，Si₂H₆流量6毫升/分钟(sccm)，裂解温度470℃时，60分钟可生长杂质浓度为～10¹⁷每立方厘米(cm^-3)的N型收集区硅单晶外延层300纳米(nm)。SiGe合金生长时，锗炉温度为1080℃，硼烷流量0.02sccm，衬底温度550℃，20分钟生长约60nm P型10¹⁹cm^-3浓度的基区。此后用挡板挡住锗流，关闭硼烷开启磷烷，流量为2-15×10^-4sccm，Si₂H₆流量8sccm，在生长温度630℃下生长约2小时，可得到约200nm、杂质浓度约1×10¹⁹cm^-3的N型发射区硅材料。其结果如图3的电化学电容-电压(C-V)测量的载流子浓度分布剖面所示。

GSMBE工艺中所采用的掺杂气体B₂H₆及PH₃是较稳定的氢化物，他们的分解温度分别为500℃和350℃。它们达到衬底的部分受硅表面加热裂解可参与薄膜生长过程，但大部分未到达衬底的气体则被冷壁吸着，并不断影响薄膜的掺杂过程，造成严重的N、P型掺杂的相互干扰，如图4所示。当基区硼掺杂停止之后，硼的影响将一直延续到生长结束，使发射区的硼浓度只比基区低几倍。此外，在低温下(一般在700℃以下)氢化物参与硅膜的淀积过程，使薄膜生长遵从于氢表面脱附控制机制，从而使磷烷的加入量及发射区硅层的生长速度大大降低。

本方法就是通过掺杂剂裂解对Si/SiGe/Si HBT材料生长掺杂过程进行控制，有效地减少硼的背景对发射区掺杂的影响，提高磷的掺入量及硅低温生长速度，以获得理想的、符合HBT器件设计要求的结构材料。

如前所述，硼掺杂的背景主要来自于掺杂停止后残留于生长炉内的乙硼烷(B₂H₆)，然而，硼元素本身熔点极高，在1000℃以下几乎不会造成掺杂的干扰。如果在B₂H₆通入生长室之前，就使其裂解为元素硼原子或易分解的B_nH_m((n≤2；m≤5)分子，就即可在不需要过高熔硼温度而达到MBE掺杂的效果(它比MBE技术更容易控制)，又能降低系统硼掺杂背景。

众所周知，乙硼烷在500℃就开始裂解，分子结构首先在硼双键处断裂，然后氢原子脱离，成为硼元素。因此，在B₂H₆通入生长生长室之前，让它通过加热到一定温度的裂解炉，即可获得理想的硼原子流。

参照对Si₂H₆裂解的研究，磷烷(PH₃，350℃开始裂解)随着温度升高，首先生成n较大的原子团PH_n(n＝0～2)，最后成为磷原子，温度越高，磷烷裂解越多。如果在PH₃通入生长室之前，让它通过裂解炉加热，就可以通过控制加热温度，改变PH₃的裂解量，以控制PH₃中H原子对硅发射区生长速度及磷掺入量的影响。

并方法的技术及效果

一、B₂H₆掺杂技术：

工艺条件如前所述，在生长P型-SiGe合金基区时条件如下：衬底温度530℃，Si₂H₆流量6sccm，Si₂H₆裂解温度(T_Si)470℃，锗炉温度1085℃。硼掺杂情况为：SiGe生长2分钟后开始通入B₂H₆，B₂H₆流量0.04sccm，B₂H₆裂解温度(T_B)850℃，在第15分钟停止B₂H₆通入，第17分钟迅速将T_B降到450℃，在第20分钟关闭锗炉挡板，停止合金生长。此后逐渐将衬底温度升至630℃，开始发射区Si层生长，生长时间90分钟。

二次离子谱(SIMS)测试的Si/SiGe/Si HBT材料中硼掺杂结果示于图5。可以看到，基区SiGe合金中Ge的组分(x)在0.17～0.20之间，基区宽度约为40～60nm，2×10¹⁹cm^-3的硼掺杂区很好地限制在SiGe合金基区内，基区外硼浓度迅速降到5×10¹⁷cm^-3以下。

二、PH₃掺杂技术：

根据Si/SiGe/Si HBT器件要求，发射结处N型掺杂浓度应为10¹⁷cm^-3，以降低发射结电容，提高器件工作频率。但为降低发射极串联电阻，发射区表面N型掺杂浓度应为10¹⁹-10²⁰cm^-3。图6示出采用本技术后，发射结N型掺杂浓度变化情况(SIMS测试结果)。表1列出各样品生长参数及其结果。

                  表1.发射结N型掺杂工艺及其结果

样品号 P(sccm)T(℃)t(分)总生长时间(分)掺杂浓度(cm^-3)厚度(nm) 0816 2×10^-4 600 97 97 2×10¹⁸ 200 0824 2×10^-4 6×10^-4 600 897 82 29 111 8×10¹⁸ 150 1012 2×10^-4 2×10^-4 1.5×10^-3 600 800 900 30 30 30 90 2.5×10²⁰ 230

表中P代表PH₃流量，T代表PH₃加热温度，t代表生长时间，各样品生长时衬底温度为630℃，Si₂H₆流量为8sccm。

由此可得到以下结论：

1、随着磷烷(PH₃)加热温度的升高，磷烷(PH₃)通入量也可增加(由4×10^-3增到3×10^-2sccm)，否则，材料表面变坏；

2、随着磷烷(PH₃)加热温度的升高，发射结N型最高掺杂浓度也增加，最高掺杂浓度值可达2.5×10²⁰cm^-3；

3、随着磷烷(PH₃)加热温度的升高，发射结生长速度也随之增加。

三、HBT器件结果：

采用本掺杂技术生长的Si/SiGe/Si HBT材料，供HBT器件研制单位使用后，已制备的器件样管，其直流放大倍数β＝75；频率特性：f_T＝20GHz；低温(77K)下直流放大β约为室温值的三倍。