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图 1 不同退火温度 Al-Nd 合金薄膜的 SEM 照片
金薄膜经高真空 230 ℃退火 1 h 退火，发现颗粒半径
变细小，且更致密，无小丘。
当退火温度提高到 300
℃时，Al-Nd 合金薄膜表面颗粒变大，出现小丘。
同
时，溅射功率为 350 W 的小丘数量明显多于150 W。
2.2 不同 Nd 浓度的 Al-Nd 薄膜的表面形貌对比
对比不同 Nd 浓度的 Al-Nd 靶材，采用相同的工
艺条件制备 Al-Nd 薄膜。
两种薄膜均在 300 ℃高真空
中退火 1 h，其退火后的 SEM 形貌如图 2 所示。
图 2 不同 Nd 掺杂比的 Al-Nd 合金薄膜 SEM 照片
2.3 退火前后 AFM 分析
由图 3 可看出，随着退火温度的增加，Al-Nd
膜的晶粒大小在增加，而晶粒半径在减小。
同时，采
用溅射功率高的薄膜的颗粒大小反而小。
对比溅射功
率为 150 W 和 350 W 的 Al-Nd 合金薄膜可发现：退火
图 3 不同退火温度 Al-Nd 合金薄膜的 AFM 照片
集成电路应用 第。
tio2薄膜退火解释说明以及概述1. 引言：1.1 概述本文旨在探讨和解释tio2薄膜的退火过程及其对薄膜性质的影响。
tio2薄膜作为一种重要的功能材料，在光电、光催化、电化学等领域具有广泛应用。
而退火作为一种常见的热处理方法，可以引起tio2薄膜结构和性能的变化，因此是研究和改善薄膜性能的关键步骤之一。
1.2 文章结构本文主要分为五个部分进行介绍。
首先，在引言部分先进行了概述，并解释了文章的目的。
接下来，在第二部分将详细介绍tio2薄膜以及退火对其性质的影响。
然后，第三部分将阐述tio2薄膜退火实验方法与步骤。
随后，在第四部分会对实验结果进行分析和讨论，包括观察表面形貌、比较光学和电学性质以及解读X射线衍射数据等方面。
最后，在第五部分给出本次研究的总结发现及启示，并展望未来可能的研究方向。
1.3 目的本文的主要目的是深入探讨和解释tio2薄膜退火过程中发生的物理变化和机制，并通过实验方法来验证这些变化对薄膜性质的影响。
通过结合实验结果和分析，希望能够增进对tio2薄膜退火行为的理解，并为进一步优化和改善薄膜性能提供参考和指导。
2. Tio2薄膜退火解释说明：2.1 Tio2薄膜的概念与特性：Tio2薄膜是由二氧化钛(Titanium Dioxide, TiO2)材料制成的一种薄片状结构。
它具有许多优异的性质，如高透明性、高折射率、低电阻率和良好的光催化活性等。
这些特性使得Tio2薄膜在许多应用领域具有广泛的用途，包括太阳能电池、传感器、光学涂层和催化剂等。
2.2 退火对Tio2薄膜的影响：退火是指通过加热材料然后缓慢冷却来改变材料的晶体结构和性质。
在Tio2薄膜中，退火过程对其微观结构和物理性质都会产生一定影响。
首先，退火可以减少或去除材料中的内部应力，提高了材料的稳定性和耐久性。
此外，由于Tio2晶体结构中存在一些非平衡位点或缺陷，经过退火处理后这些缺陷可能被修复或消除，从而改善了Tio2薄膜的光电性能。
收稿日期:2005-10-26;修回日期:2005-11-23基金项目:国家自然科学基金(10475058)作者简介:王静(1979-),女,2003级硕士研究生.*通讯作者文章编号:0490-6756(2006)02-0365-06关于退火温度对VO 2薄膜制备及其电学性质影响的研究王 静,何 捷*,刘中华(四川大学物理系#辐射物理教育部重点实验室,成都610064)摘要:采用真空蒸发-真空退火工艺由V 2O 5粉末制备VO 2薄膜,研究了退火温度对薄膜的影响.经XRD,XPS 及电阻-温度测试发现,随退火温度的升高,VO 2薄膜先后经历了单斜晶系VO 2(B)型y 单斜晶系VO 2(A)型y 四方晶系VO 2的变化,在3种类型的薄膜中V 均以V 4+为主,且在VO 2(A)型薄膜中V 4+含量最高.薄膜电阻以退火温度460e 时为分界线,低于460e时,VO 2(B)型薄膜电阻和电阻温度系数随退火温度的升高而增大;高于460e 时,四方晶系VO 2薄膜的电阻及其电阻温度系数随退火温度的升高呈现相反的趋势.关键词:VO 2(A)型薄膜;VO 2(B)型薄膜;四方晶系VO 2的薄膜;退火温度中图分类号:O 484 文献标识码:A钒作为过渡金属元素可以和氧结合形成多种氧化物.各种钒的氧化物以其优异、独特的光电转换和热敏性能成为国内外功能材料研究的热点,其中对VO 2薄膜材料的研究最为广泛.VO 2材料有多种晶型,VO 2(A)型材料在低温条件下为半导体单斜金红石相,空间群为P21/c,当温度超过相变温度点(对于晶体为68e )时转变为空间群结构为P42/nmm 的金属金红石四方相,并伴随光、电、磁等物理性质的突变,且这一过程是可逆的,因此VO 2(A)型薄膜在智能窗口、光电开关等方面具有重要和潜在的应用前景[1].VO 2(B)型薄膜虽然在室温下也是单斜相,但其空间群为C2/m,与VO 2(A)型薄膜具有不同的晶格常数和空间对称性,由于结构的不同决定了两种薄膜具有完全不同的光电性质.VO 2(B)型薄膜不存在相变和热滞现象,没有电学、光学性质的突变,但具有良好的电阻率和适当的电阻温度系数(T CR),是研制非制冷红外探测器的优良材料[2].目前国内大多数研究主要集中在VO 2(A)型薄膜的制备和光电性质的研究方面,对于VO 2(B)型薄膜的研究还不多见,而国外在这方面的研究开展较早[3,4].我们初步研究了退火温度对VO 2薄膜制备的影响,在不同退火温度下制备出VO 2(B)型薄膜和VO 2(A)型薄膜,并在一定温度范围内生长出四方晶型的VO 2薄膜,空间结构属于P42/nmc 群,关于这种结构的VO 2薄膜还未见相关报道.文[5]表明,VO 2薄膜受工艺条件的影响极大,由于钒价态的多样性,使得制备严格化学配比的VO 2薄膜十分困难.我们以高纯V 2O 5(99199%)粉末为原料,采用真空蒸发-真空还原的方法制备出V 4+含量较高的VO 2薄膜,该方法设备简单,所用原材料价格低廉,具有较高的实用价值.1 实验与测试1.1 VO 2薄膜的制备2006年4月第43卷第2期四川大学学报(自然科学版)Journal of Sichuan University (Natural Science Edition)Apr.2006Vol.43 No.2实验制备VO 2薄膜工艺流程如图1所示.第一步,真空蒸发制备V 2O 5多晶薄膜.采用高纯V 2O 5粉末作为蒸发源,衬底温度为250e ,蒸发真空度优于10-3Pa,在Si(100)衬底上蒸镀V 2O 5薄膜.该温度下制备的V 2O 5薄膜经XRD 分析为沿{001}晶面择优生长的多晶薄膜.第二步,真空退火.将V 2O 5薄膜在管式真空炉中进行真空退火,升温阶段其升温速率约8e /m in,真空度优于1Pa,退火温度为410e ~530e ,温度波动小于015e ,恒温时间5h.最后使薄膜在真空条件下自然冷却降至室温.图1 真空蒸发-真空还原制备V O 2薄膜工艺流程F ig.1 V acuum evaporation and vacuum annealingprocess of V O 2t hin film1.2 分析与测试对以上所制备的薄膜进行物相、离子价态分析和膜厚测量,并测试其电阻-温度关系.(1)利用X 射线衍射仪(XRD)进行物相分析.XRD 采用Cu 靶的K A 谱线,波长为115406!,扫描范围为10b ~60b .(2)用XSAM800型X 射线光电子能谱仪(XPS)对薄膜进行离子价态分析.由于Ar +具有还原性,刻蚀薄膜会使V 离子的价态降低,所以XPS 物相分析采取薄膜的表面信息.束缚能由C 1s 束缚能(28416eV)进行校正.(3)用WJZ 多功能激光椭偏仪和干涉显微镜进行膜厚测量.由实验所制备样品的膜厚在1600!~2200!之间.(4)电阻-温度测试采用自制的升温装置及KELTHLEY 2000MULT IM ET ER 型电阻测量仪,温度指示采用Pt100热电偶,测试温度范围为27e ~90e .2 实验结果与分析2.1 退火温度对VO 2薄膜价态的影响图2 不同退火温度下薄膜的XPS 图谱 Fig.2 XPS spectrum of V O 2films annealed at deferent temperature 对不同退火温度下制备的VO 2薄膜进行XPS 窄程扫描,扫描范围为510eV ~530eV.图2为退火温度为410e ,460e ,530e 时所制备薄膜的V 2p 峰的XPS 能谱,由图2可见,随退火温度的升高,V 2p 峰逐渐向低能态方向漂移,表明薄膜中的V 不断被还原.这是由于在加热条件下薄膜不断吸收能量,使膜中一些较弱的V-O 键断开,O 从薄膜中析出,O,V 的比例下降,钒的价态也随之降低.为进一步研究膜中钒的价态,对退火温度为410e ,460e ,490e ,530e 时所制备薄膜的V 2p 3/2峰进行解谱分析(如图3所示).退火温度为410e时,在薄膜中的钒主要为V 4+和V 5+,四价钒的含量约为7111%,随退火温度的升高,V 4+的含量逐渐增加,至460e 时薄膜中除了极少量的过渡价态的钒[6,7]外,膜中V 4+的含量占90%以上.退火温度至490e 时过渡价态钒的含量增加,V 4+减少,其含量约为6911%;530e 时,在膜中除了V 4+和过渡价态外,可出现价态更低的V 3+,V 4+,V 3+和过渡价态3者在薄膜中的含量分别为5010%,3417%和1513%.由此可看出,在退火温度由460e 逐渐升高到530e 时,钒逐渐被还原成更低价态钒而存在于膜中.366四川大学学报(自然科学版)第43卷图3 V 2p 3/2峰的拟合曲线Fig.3 T he curve of the V 2p 3/2peak2.2 退火温度对VO 2薄膜结构的影响对退火温度为410e ,430e ,460e ,490e 和530e ,且退火时间均为5h 的薄膜进行XRD 结构分析,其结果如图4所示.由图可见,在Si(100)衬底上生长的VO 2薄膜均具有高度结晶取向,但在不同退火温度下制备的VO 2薄膜的结构相差很大,即退火温度不同,薄膜呈现出不同的晶态和结晶取向.在退火温度较低时(如图4(a)所示),受退火前V 2O 5薄膜生长取向的影响,薄膜仍为{001}面择优生长的单斜结构VO 2薄膜,即VO 2(B)型薄膜[8].当退火温度提高至460e 时,则得到{011}和{020}取向的单斜VO 2薄膜(如图4(c)所示),经电阻-温度测试,该薄膜有电阻突变现象,且有明显的热滞现象,即为VO 2(A)型薄膜.由文[9,10]报道:VO 2(B)型是介于V 2O 5和V 2O 3之间的一种亚稳态结构,可通过再退火或提高退火温度或改变退火时间等工艺将其转化为稳定的VO 2(A)型,这与我们的实验结果是相符的.实验中我们发现VO 2(A)型薄膜对退火温度非常敏感,仅存在于460e 左右很小的范围内.若继续提高退火温度,XRD 分析表明薄膜转变为沿{110}面择优生长的四方晶型VO 2薄膜(如图4(b)所示),晶格常数分别为a =b =81540!,c =71686!,空间结构属于P42/nmc 群,对比VO 2(A)型薄膜高温段的四方相,发现两者具有不同的晶格常数和空间对称性,关于这种四方相VO 2薄膜还未见相关报道.若继续提高退火温度至560e ,可制备出V 2O 3薄膜,这已在我们的实验中得到验证,图4(d)是退火温度为560e 及退火时间5h 条件下所制备薄膜的XRD 图谱,图中XRD 显示为V 2O 3多晶薄膜,结晶取向不明显.我们认为退火温度可改变薄膜的界面张力、界面能及表面能,尤其是表面能的改变,不仅使原子间距发生变化,而且使原子重新成键,从而改变了薄膜的晶格结构和对称性,使薄膜随退火温度的升高而经历了由VO 2(B)型到VO 2(A)型再到四方型VO 2的转变.利用X 衍射峰半高宽,由雪莱公式:D =k K cos H(式中D 为晶粒尺寸,H 为布拉格角,B 为衍射峰半高宽的宽度,K 为单色X 射线波长.k 为常数,一般取为019)可粗略计算薄膜的晶粒尺寸.附表中列举了退火时间为5h 和退火温度分别为410e ,430e ,460e ,490e 和530e 时,所制备薄膜的XRD 最强衍射峰的半高宽(FWH M)及由此计算所得的薄膜晶粒尺寸.367第2期王静等:关于退火温度对VO 2薄膜制备及其电学性质影响的研究图4 不同退火时间下V O 2薄膜的XRD 图谱Fig.4 XRD patterns of VO 2thin film annealedat defer ent temper ature由附表可见,在不同退火温度下所得VO 2薄膜的晶粒尺寸相差较大,结合XPS 和XRD 分析,我们可对此进行以下解释.在低温段410e ~460e 时随退火温度的升高,V 5+逐渐被还原成V 4+,缺陷减少[11],晶粒逐渐长大,薄膜趋于致密,结晶越来越好;退火温度为460e 时,V 4+含量最高,结晶最好.若继续升高温度,薄膜中过渡价态钒的含量开始增多,薄膜中出现较多的氧缺位[12],晶粒尺寸变小.退火温度到530e 时,薄膜中已含有相当比例的V 3+,膜中出现重结晶现象,氧缺位得到改善,晶粒尺寸又开始增大.通过以上分析可知,在退火温度为460e ~530e 时,薄膜中虽仍以V 4+为主,但钒逐渐被还原成更低价态,薄膜先后经历了过渡价态增多和重结晶的过程,因此我们认为在此退火温度段制备的四方晶型VO 2薄膜是由VO 2y V 2O 3的过渡晶型.附表 不同退火温度下的晶粒尺寸Add.T able Crystallite size annealed at defer ent temper ature退火温度(e )FWHM (eV )晶粒尺寸(!)410(002)01489168430(002)01430191460(011)01348235490(110)01486169530(110)013992062.3 退火温度对电阻-温度关系的影响对制备的薄膜进行电阻-温度测试.在退火温度为460e 时制备的VO 2薄膜的电阻-温度曲线如图5(a)所示,可看到薄膜在58e 左右其电阻值有突变,且有明显的热滞现象,热滞回线宽度$T 约为8e .相变前后电阻变化达到102量级,而VO 2单晶相变前后电阻的变化达105量级,这主要是因为薄膜中晶界势垒的存在,提高了金属相的电阻率,使相变时金属相的电阻率较高,这可通过调整其退火条件加以改善[13].其他退火温度下薄膜电阻随温度的变化如图5(b)及图5(c)所示,于410e ~450e 范围内制备的VO 2(B)薄368四川大学学报(自然科学版)第43卷膜和于470e ~530e 范围内制备的四方晶型VO 2薄膜其电阻随温度的变化都没有突变,电阻温度系数为负值,是典型的半导体行为.VO 2(B)薄膜的电阻随退火温度的升高而增大,而四方晶型VO 2薄膜的电阻随退火温度的升高而减小.VO 2薄膜的电阻与薄膜结晶状况和化学成分有关,通过XRD 和XPS 分析可知:退火温度在410e ~460e 范围内,薄膜结晶随温度的升高趋于良好,缺陷减少,处于 *能带的电子减少,禁带宽度增大,从而使薄膜电阻随退火温度的升高而增大.当退火温度升高至490e 时,随着过渡价态钒的增多,薄膜中的氧缺陷开始增加,禁带宽度减小,薄膜电阻又开始随退火温度的升高而降低,继续提高退火温度时,薄膜中逐渐发生重结晶现象,V 5+开始增加,薄膜电阻进一步减小.图5 在不同退火温度下的电阻-温度关系曲线Fig.5 Cur ve o f r esi stance vs.temperatur e of films annealedat defer enttemperature图6 在不同退火温度下薄膜电阻-温度系数的关系曲线 F ig.6 T emperature coefficient of resisance of films annealed at deferent temperature 由电阻-温度系数公式:TCR=1#5R R 5T,计算所制备薄膜在30e 时的电阻温度系数(TCR),图6为退火温度与电阻温度系数的关系曲线,由图可见,薄膜电阻温度系数随退火温度的变化同电阻随温度的变化情况一样呈现相同趋势,在410e ~450e 范围内T CR 随温度的升高而增大,在470e ~530e 段T CR 随温度的升高而降低,在460e 时,薄膜的电阻温度系数最大,达到312@10-2/e .研究表明[14]:VO 2薄膜半导体相的电阻温度系数与其激活特性有关,在不同退火温度下得到的薄膜结晶状况不同,且V 离子的价态和薄膜化学成分也有差异,所以由退火时引起的氧缺位也不尽相同,而这些情况都会对VO 2薄膜的激活能产生影响,从而影响薄膜的电学特性,改变其电阻温度系数.4 结语采用真空蒸发-真空退火工艺由V 2O 5粉末制备出VO 2薄膜,讨论了退火温度对薄膜制备的影响,经XRD 和XPS 分析发现,随退火温度的提高,薄膜中的钒离子不断地被还原,且随退火温度的不同,可得到不同晶型的VO 2薄膜.由于薄膜结晶状况、V 离子的价态和薄膜化学成分的差异导致薄膜电学性质相差较大,薄膜电阻以VO 2(A)型结构为分界点,在低温段410e ~460e 范围内电阻和电阻温度系数随退火温度的上升而增大,在高温段460e ~530e 范围内电阻和电阻温度系数随退火温度上升而减小.369第2期王静等:关于退火温度对VO 2薄膜制备及其电学性质影响的研究370四川大学学报(自然科学版)第43卷参考文献:[1]Balber g I,T rokman S.High-contrast opt ical stor ag e in V O2films[J].J.A ppl.P hys,1975,46(5):2111.[2]尚东,林理彬,何捷,等.特性二氧化钒薄膜的制备及电阻温度系数的研究[J].四川大学学报(自然科学版),2005,42(3):523.[3]Zachau-Chr istiansen B,West K,Jacobsen T.L ithium Insertion into VO2(B)(A).M at.Res.Bull[C].U SA:P erg amon PressLtd,1985,20:485.[4]Wang X J,L i H D,Fei Y J.X RD and R aman study of vanadium oxide thin film deposited on fused silica substrates by RFmagnetron sputter ing[J].A ppl.Surf.Sci,2001,8(14):8.[5]许,邱家闻,等.二氧化钒的结构制备与应用[J].真空与低温,2001,7(3):136.[6]Griffit hs C H,Eastwood H K.Influence of stoichiometr yon the meta-l semicondu-ctor transition in vanadium dio xide[J].J.Appl.Phys,1974,45(5):2201.[7]Cui J Z,Da D A,Iiang W S.Structure character ization of vanadium o xide 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T he effects of different annealingtemperature on the thin films are studied by use of X-ray diffraction(XRD), X-ray photoelectron spectroscopy(XPS)and resistance-temperature testings.The result shows that the state of VO2thin films experiences M onolinic VO2(B)y Monolinic VO2(A)y T etragonal VO2when the annealing temperature elevates.The percentages of V4+are larg e in all three types of thin films and the largest is in the VO2(A)thin films.The electric property of thin films divides at460e:below460e the resistance and the temperature coefficient of resistance of the VO2(B)thin films increase w ith the increase of annealing tempera-ture,and above460e,the VO2thin films present the contrary tendency.Key words:vanadium dioxide(A-type)film;vanadium dioxide(B-type)film;vanadium diox ide(tetragona-l type)film;annealing temperature.。
第27卷 第2期2006年2月半 导 体 学 报C HIN ES E J OU RNAL O F S EM ICOND U C TO RSV ol.27 N o.2Feb.,20063国家重点基础研究发展规划(批准号:G2000068305),国家高技术研究发展规划(批准号:2001AA311110,2003AA311060,2004AA311080),国家自然科学基金(批准号:6039072,60476030),国家杰出青年基金(批准号:60025411)和江苏省自然科学基金(批准号:B K2005210,B K2003203)资助项目通信作者.Email :xzl @ 2005208224收到,2005210212定稿ν2006中国电子学会In N 薄膜的退火特性3谢自力 张 荣 修向前 毕朝霞 刘 斌 濮 林 陈敦军 韩 平 顾书林江若琏 朱顺明 赵 红 施 毅 郑有 (南京大学物理系江苏省光电功能材料重点实验室,南京 210093)摘要:对InN 薄膜在氨气氛下的高温退火行为进行了研究.利用XRD ,S EM 和XPS 对样品进行了分析.结果表明,InN 薄膜的结晶质量和表面形貌并不随退火温度单调变化.由于高温退火时N 原子的挥发,剩下的In 原子在样品表面聚集形成In 颗粒.当退火温度高于425℃时,In 原子的脱吸附作用增加,从而导致样品表面的In 颗粒在退火温度高于425℃时逐渐减少.XRD 和S EM 结果表明In 颗粒密度最高的样品具有最差的结晶质量.这种现象可能是由于In 颗粒隔离了其下面的InN 与退火气氛的接触,同时,金属In 和InN 结构上的差异也可能在InN 中导致了高密度的结构缺陷,从而降低了InN 薄膜的结晶质量.关键词:InN ;热退火;X 射线衍射;扫描电子显微镜;X 射线光电子谱PACC :7360F ;7155;6820中图分类号:TN30412+3 文献标识码:A 文章编号:025324177(2006)022*******1 引言在Ⅲ族氮化物半导体中,I nN 有其特殊的物理性质.例如,I nN 具有最小的电子有效质量,它决定了I nN 具有最高的峰值和饱和电子漂移速率.这使I nN 在高速、高频电子器件如高电子迁移率晶体管方面有着极为重要的应用价值.I nN 具有最小的禁带宽度(最新报道为017eV ),其和GaN 的合金I n x Ga 1-x N 的带隙宽度覆盖了从红外到紫外的波长范围.因此I n GaN 合金不仅可以用来做紫外和红外光电子器件,而且目前光纤通信中所应用的光学器件也有可能用I n GaN 合金来制备.另外,调节I n x Ga 1-x N 中的I n 组分可以用来制备不同禁带宽度的多结太阳能电池,其理论效率可达到70%以上.因此,I nN 作为Ⅲ族氮化物半导体中的一员,有着重要的研究价值[1].但是直到现在,对于I nN 材料的研究还不够充分,一些光电子参数比如光学常数、禁带宽度、载流子的有效质量和声子波数等都有待更精确地确定,这主要是因为高质量的I nN 薄膜很难制备[2].由于I nN 具有低的离解温度(≥600℃分解)要求低温生长,而作为氮源的N H 3的分解温度较高,在1000℃左右,这是I nN 生长的一对矛盾.其次,对于I nN 材料生长缺少与之匹配的衬底材料.这就使得高质量I nN 材料生长特别困难.因此I nN 材料的研究几乎没有取得什么进展.我们对I nN 材料的性质知之甚少[3,4].最近几年,由于科学技术的进步和发展,I nN 材料生长技术也越来越成熟.生长的I nN 材料中杂质也越来越少.特别是2002年,对I nN 材料本征能隙认识的新突破,对于纯度更纯的I nN 材料,其能隙是016～017eV ,而不是人们一直认为的119eV.这使得I nN 材料在微电子和光电子领域中的应用将有更好的表现.在国际上也因此掀起了一股I nN 材料的研究热潮.因而有必要对I nN 材料进行研究[5].本文对I nN 薄膜在氨气氛下的高温退火行为进行了研究.利用X RD ,S EM 和XPS 对样品进行了分析.结果表明,I nN 薄膜的结晶质量和表面形貌并不随退火温度单调变化.由于高温退火时N 原子的挥发,剩下的I n 原子在样品表面聚集形成I n 颗粒.当退火温度高于425℃时,I n 原子的脱吸附作用增加,从而导致样品表面的I n 颗粒逐渐减少.X 射线衍射(X RD )和电子显微镜(S EM )结果表明,I n 颗粒密度最高的样品具有最差的结晶质量.这种现象可能是由于I n 颗粒隔离了其下面的I nN 与退火气氛的接触,同时,金属I n 和I nN 结构上的差异也第2期谢自力等: InN薄膜的退火特性可能在I nN中导致了高密度的结构缺陷,从而降低了I nN薄膜的结晶质量.2 实验I nN薄膜采用光加热低压金属有机物化学气相淀积(L R H2L P2MO CV D)技术制备,衬底为(0001)取向的蓝宝石.氨气和TM I n作为生长I nN的N源和I n源,TM I n的温度控制在40℃,由氢气载入生长腔.蓝宝石衬底送入生长腔前,首先采用有机溶剂对衬底进行超声清洗;然后在170℃的H2SO4∶H3PO4=3∶1溶液中腐蚀5min;去离子水冲洗干净;N2吹干后送入生长腔.I nN生长前,蓝宝石衬底首先在900℃、氨气氛中氮化30mi n,然后温度降低到375℃生长I nN.I nN生长时,氨气流率为210sl m,TM I n的流率为413μmol/mi n.生长腔压力为5332188Pa,生长时间为90mi n.对生长的同样I nN薄膜在氨气氛下进行热退火研究,退火温度在400～475℃之间.退火的其他条件和I nN生长时一样.退火时间为45mi n.最后,利用X RD技术对I nN薄膜退火前后的样品进行结构分析.X射线衍射采用了D/MA X2 RA型Cu靶X射线衍射仪(X2ray diff ract ome2 ter),X射线管的工作电压为40kV,工作电流为100mA.采用JSM6300型扫描电子显微镜(sca n2 ni ng elect ron microscop e)对样品形貌进行分析,工作电压为15～25kV.对样品的表面组分变化由X 射线光电子能谱(X2ray p hot oelect ron sp ect rosco2 p y)来表征,采用的设备为P HI2550型多功能电子能谱仪器,X射线管采用Al靶,工作时电压为10kV,电流为30mA.3 结果和讨论图1(a)是生长得到的I nN薄膜的X RD谱,从图中只能观察到I nN(0002)的衍射峰,说明得到的I nN和蓝宝石衬底具有同样的取向.另外,I n(101)的衍射峰基本上观察不到,这说明我们生长的I nN 薄膜中金属I n的聚集很少.样品在温度分别为400,425,450和475℃进行了退火,其X RD谱如图1(b),(c),(d)和(e)所示.可以看出,退火后的I nN 薄膜只具有(0002)取向,没有金属I n(101)衍射峰出现.仔细观察这些X RD谱可以看出,I nN(0002)衍射峰的强度在400℃退火后增强,而接下来的425℃的退火使I nN(0002)的衍射强度降低了,甚至低于未退火时样品的强度.当退火温度高于425℃时,I nN(0002)衍射峰的强度又重新增加.这表明退图1 退火前后InN样品的XRD谱 (a)未退火;(b)400℃退火;(c)425℃退火;(d)450℃退火;(e)475℃退火Fig.1 XRD spect ra of t he as2grow n InN film(a)andInN films a nnealing at400℃(b),425℃(c),450℃(d),a nd475℃(e)火对I nN薄膜质量的影响并不是单调的.为了更清楚的观察X RD谱随退火的变化,我们作出了退火前后I nN薄膜的(0002)衍射峰的积分强度和半高宽(F W HM)随退火温度的变化曲线,如图2(a)和(b)所示.除了积分强度的非单调变化外,F W HM 随退火温度增加到425℃而增至最大.当退火温度超过425℃时,F W HM随退火温度增加而降低.F W HM的这种变化从I nN薄膜的结构质量上来说是一致的,即425℃退火后的I nN样品具有最差的结晶质量,而475℃退火后的I nN薄膜样品具有最好的结晶质量.图3是退火前后I nN薄膜的S EM表面形貌照片.所有的I nN薄膜均由颗粒构成,表明了I nN生长时为3维生长模式.未退火样品的S EM照片显示在表面上存在一些“白色”的颗粒,400℃退火后这些“白色”颗粒的密度开始增加.425℃退火使这些“白色”颗粒的密度达到最大.当退火温度高于425℃后,“白色”颗粒的密度又开始降低,以至于475℃退火后“白色”颗粒的密度在所有的样品中是最低的.可以看出,S EM照片表明“白色”颗粒密度的变化和X RD谱中I nN(0002)衍射峰强度和F W HM的变化是相似的.因此,“白色”颗粒也许对I nN薄膜的晶体质量存在重要的影响.143半 导 体 学 报第27卷图2 (a)退火后InN(0002)衍射峰积分强度与退火温度的关系曲线;(b)退火后InN(0002)衍射峰半高宽(FW HM)与退火温度的关系曲线Fig.2 Curve of t he integrated intensity of InN(0002)diff raction pea k versus a nnealing temp erature(a)a nd curve of t he FW HM of InN(0002)diff raction p eak versus a nnealing temp erature(b)图3 退火前后InN薄膜的S EM照片 (a)未退火;(b)400℃退火;(c)425℃退火;(d)450℃退火;(e)475℃退火Fig.3 S EM images of t he as2grow n InN film(a)a nd InN films annealing at400℃(b),425℃(c),450℃(d),a nd475℃(e) 样品的XPS谱见图4.其中未退火I nN和退火后I nN中的I n3d5/2谱分别由(a),(b),(c),(d)和(e)表示.利用洛伦兹拟合,每一个I n3d5/2谱都可以分解为两个峰的叠加,这两个峰的位置在44315和44415eV(如图中的虚线所示).其中44315eV对应于I n—I n键中I n3d5/2电子的结合能,44415eV对应于I n—N键中I n3d5/2电子的结合能.可以很明显看出,随着退火温度增加到425℃,I n—I n键对应的强度增加到最大(和I n—N键对应的强度比较).当退火温度高于425℃时,I n—I n键对应的强度开始逐渐降低.结合I nN薄膜退火前后的S EM照片和XPS结果可以知道,S EM照片中的“白色”颗粒就是在样品表面聚集的I n颗粒.尽管有氨气保护,在退火过程中仍然存在N原子的挥发,N原子挥发后留下的I n原子会在表面聚集,从而形成金属I n颗粒.当退火温度高于425℃时,I n原子的脱吸附作用增加,这导致了I nN薄膜表面I n颗粒密度的逐渐减少.从图3可以看出,退火前后样品表面的颗粒尺寸基本没有变化,从而可以排除F W HM的变化是由于颗粒尺寸变化导致的.正如上面提出的,“白色”颗粒,也就是金属I n颗粒可能是425℃退火后样品结晶质量变差的原因.对于GaN薄膜的生长,也观察到了Ga滴在样品表面的出现,并且Ga滴对样品质量的影响得到了深入的研究.Heyi ng等人指出Ga滴覆盖住的GaN具有差的表面形貌、光学特性和电学特性.这主要是由于Ga滴的出现阻碍了GaN生长前沿和生长气氛的接触.Smit h等人[6]利用扫描电容谱(S CM)研究了Ga滴覆盖住的GaN中的缺陷态的变化,指出Ga滴下面的GaN中具有更高密度的缺陷态,并且缺陷态的时间响应比较慢[7].总之,金属颗粒在样品表面的存在不利于样品质量的提高.对于我们的I nN样品,表面I n颗粒的出现同样可以将I n颗粒下面的I nN和氨气退火气氛隔离开来,从而不利于结晶质量的提高.另外,金属I n具有四方晶体结构,而I nN具有六角晶体结构,这种晶体结构上的不一致会在I nN中导致高密度的结构缺陷,这也可能是425℃退火后I nN薄膜具有最差结晶质量的另一个原因.4 结论本文对I nN薄膜的氨气退火行为进行了初步研究.利用X RD,S EM和XPS对I nN薄膜的氨气高温退火样品进行了分析.测量结果发现,I nN的结晶质量和表面形貌并不随退火温度的增加而单调变243第2期谢自力等: InN薄膜的退火特性图4 InN薄膜退火前后In3d5/2XPS谱 (a)未退火;(b) 400℃退火;(c)425℃退火;(d)450℃退火;(e)475℃退火 图中实线表示测量数据,虚线表示拟合数据.Fig.4 In3d5/2XPS spect ra of InN film bef ore a nd af2 ter annealing化.随退火温度升高到425℃时,X RD结果显示了最弱的积分强度和最宽的半高宽,表明退火温度为425℃时I nN薄膜具有最差的结晶质量.当退火温度高于425℃时,I nN薄膜的结晶质量又开始提高. S EM照片和X PS测量结果表明,在样品表面出现了金属I n的聚集,这是由于退火时N原子挥发和I n原子的表面聚集形成的.I n颗粒的出现隔离了I n颗粒下面I nN与氨气退火气氛的接触,从而不利于I n颗粒下面I nN结晶质量的提高.另外,I n颗粒为四方晶体结构,而I nN为六角晶体结构,这种结构上的差别能够导致I nN中高密度的结构缺陷,从而也不利于I nN晶体质量的提高.参考文献[1] Blant A B,Cheng G S,J effs N J.E XA FS Studies of Mg dop edInN grown on Al2O3.Mater Sci Eng,1999,B59:218[2] Xie Zili,Zha ng Rong,Bi Zhaoxia,et al.Fabrication and ap2plication of InN fil ms.Micronanoelect ronic Technology, 2004,12:26(in Chinese)[谢自力,张荣,毕朝霞,等.InN材料及其应用.微纳电子技术,2004,12:26][3] Na nishi Y,Stait o Y,Ya maguchi T.R F2molecular bea m epi2taxy growt h and p roperties of I nN related alloys.J p n J Appl Phys,2003,42:2549[4] Xiao Hongli ng,Wa ng Xiaolia ng,Zha ng Na nhong,et al.R F2MB E growt h of a n InN epilayer on sapp hire subst rate.Chi2 nese J our nal of Se miconduct ors,2005,26(6):1169(i n Chi2 nese)[肖红领,王晓亮,张南红,等.蓝宝石衬底上单晶InN外延膜的R F2MB E生长.半导体学报,2005,26(6):1169][5] Bechstedt F,Furt hmuller J.Do we know t he f unda mental en2ergy gap of InN?J Cryst Growt h,2002,246:315[6] Heying B,Smorchkova I,Poblenz C,et al.Op ti mization of t hesurf ace morp hologies and elect ron mobilities in GaN grown by plas ma2assisted molecular bea m epitaxy.Appl Phys L ett, 2000,77(18):2885[7] Smit h K V,Yua E T,Elsass C R,et al.L ocalized variations inelect ronic st ructure of Al GaN/GaN heterost ruct ures grown by molecular2bea m epitaxy.Appl Phys L ett,2001,79(17): 2749343半 导 体 学 报第27卷443Characteristics of Annealing of In N Films3Xie Zili ,Zha ng R ong,Xiu Xia ngqia n,Bi Zha oxia,L iu Bi n,Pu L i n,Che n D unjun,Ha n Ping, Gu Shuli n,J ia ng Ruolia ng,Zhu Shunmi ng,Zhao Hong,Shi Yi,a nd Zhe ng Youdou(J ia ngs u Provi ncial Key L aborat ory of adva nced Phot onic a nd Elect ronic Materials,Dep art ment of Physics,Na nji ng University,Na nji ng 210093,Chi na)Abstract:The characteristics of a nnealing of InN films wit h N H3at mosp here are investigated.The XRD,S EM,a nd XPS are used t o analyze t he sa mples.The experime nts indicate t hat t he crystalline qualit y a nd morp hology of InN do not evolve mo2 not onously wit h a nnealing te mperatures.During t he annealing,In at oms resulting f rom t he volatilization of N at oms aggre2 gate on t he surf ace,a nd t hus In grains f or m.Whe n t he annealing temp erature is higher t han425℃,t he de nsity of In grains decreases due t o t he desorp tion of In at oms.The results of XRD a nd S EM indicate t hat t he sa mple wit h most dense In grains has a low crystalline quality.Thus,we consider t hat In grains p revent t he imp rove ment of InN quality by t he t her mal a nnea2 ling maybe due t o t he sep aration of subjacent InN f rom t he ammonia e nvironment a nd t he st ructural mismatch betwee n In and InN grains.K ey w ords:InN;a nnealing;XRD;S EM;XPSPACC:7360F;7155;6820Article ID:025324177(2006)022*******3Project supp orted by t he State Key Delevop ment Progra m f or Basic Research of Chi na(No.G2000068305),t he National High Technology Research a nd Develop ment Progra m of China(Nos.2001AA311110,2003AA311060a nd2004AA311080),t he Distinguished Young Scientist Foundation of Chi na(No.60025411),t he National Natural Science Foundation of Chi na(Nos.60476030,6039072)a nd t he Natural Science Foundation of J ia ngsu Province(Nos.B K2005210,B K2003203)Corresp onding aut hor.Email:xzl@ Received24August2005,revised ma nuscript received12Oct ober2005ν2006Chinese Institute of Elect ronics。
退火温度对Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3薄膜结构和性能的影响赵媛媛，胡广达（济南大学材料科学与工程学院，山东济南250022）摘要：采用溶胶-凝胶法在LaNiO3/Si(100)衬底上制备Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3薄膜，退火温度在500℃~650℃之间，主要研究了退火温度对薄膜结构和性能的影响。
结果表明：提高退火温度可以有效地抑制焦绿石相，改善薄膜的电学性能。
值得注意是我们得到纯钙钛矿相结构薄膜的退火温度降低至600℃，650℃下退火薄膜在10μm×10μm测试区域内的平均压电响应高达~180pm/V。
关键词：溶胶-凝胶法；Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3薄膜；退火温度；压电响应Effect of The Annealing Temperature on The Structure and Properties ofPb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3Thin FilmZHAO Yuanyuan,HU Guangda(School of Materials Science and Engineering,University of Jinan,Jinan250022,China) Abstract:The Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3thin films were deposited on LaNiO3/Si(100)substrates annealed at the temperature ranging from500℃to650℃by a sol-gel method.The effect of annealing temperature on the structure and properties of Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3thin film was investigated.The experimental results show that the pyrochlore phase can be effectively suppressed by increasing annealing temperature.At the same time,the electric properties of films were improved.The annealing temperature required to obtain the film with a pure perovskite phase can be lowered to600℃.It was noteworthy that the average piezoelectric coefficient of the film annealed at650℃in the10μm×10μm detected areas was as high as180pm/V.Key word:Sol-gel method;Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3thin film;annealing temperature;piezoresponsePb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3(PMN-PT)是一种典型的弛豫铁电体材料，它在准同型相界处具有大的压电响应和大的机电耦合系数，因此使其在微机电系统(MEMS)中有很大的应用前景[1]。
论退火温度对ZnO薄膜与电学性能的作用1 概述由于ZnO薄膜的性能受后处理工艺参数特别是退火工艺的影响较大，因此，讨论退火处理对ZnO薄膜结构和电学性能的影响具有十分重要的意义。
为此，本实验以Si（100）为衬底，采用射频磁控溅射技术在一定沉积条件下制备出ZnO薄膜，在不同退火温度条件下对ZnO薄膜进行后续处理，旨在探讨退火温度对ZnO 薄膜结构和电学性能的影响。
2 实验实验所用的靶材是ZnO（99.99%）陶瓷靶，其直径为60mm，厚度为5mm，靶基距为50mm。
沉积前，先把Si（100）衬底放在丙酮中进行超声清洗20min，再在酒精中进行超声清洗20min，然后用去离子水清洗，并用高纯氮气吹干后放入真空室。
溅射室本底真空度为5.010-4Pa，工作气体为N2（99.99%）：Ar2（99.99%）=10sccm：50sccm混合气体，溅射功率为200W，沉积时间为50min，衬底温度为300℃，工作气压为0.3Pa。
取上述制备的5片样品进行后续处理，其中1片不进行退火处理，另4片样品分别在400℃、500℃、650℃、850℃温度条件下对样品进行退火1h后随炉冷却。
未进行退火以及退火后的样品编号分别为a（未退火）、b （400℃）、c（500℃）、d（650℃）和e（850℃）。
3 结果与讨论3.1 XRD测试分析ZnO薄膜的XRD衍射图谱如图1所示。
由图1可见，所有样品都只有一个ZnO （002）衍射峰，这说明无论有无真空退火处理，ZnO薄膜的C轴择优取向度都会非常高。
从图1还可以看到，退火条件不同ZnO薄膜的生长程度也不同。
当退火温度在400℃和500℃时，薄膜有明显的c轴取向生长优势，ZnO（002）衍射峰的强度明显提高，原因可能是由于在退火温度较高的条件下，粒子获得的迁移能量较高，这对薄膜表面原子的扩散和粒子迁移到晶格位置提供了有利条件，以此促进薄膜沿着能量较低的（002）面生长，从而有利于提高薄膜的c轴取向。
退火温度对富硅氮化硅薄膜发光特性和结构的影响谢正芳;单文光;吴小山;张凤鸣【摘要】Silicon-rich silicon nitride film was deposited by plasma enhanced chemical vapor deposition (PECVD) on ( 100)-oriented monocrystalline silicon, according to silicon solar cell process. Photoluminescence ( PL) performance of the films at annealing temperatures in N2 ambient was studied, showing that temperatures had great effect on the characteristics. Excited by 325 run line, PL from defect-related states was only observed in the film and Si clusters has not been formed at annealing temperature 900 ℃. After annealed at different temperature, PL intensity decreased with increasing temperature. PL peak originated from defect energy Si dangling bond (K center). In this work, At 900 ℃ , disappearance of PL peak was attributed to increasing non-radiation recombination and silicon clusters has not been formed. Structure of silicon nitride has been measured by X-ray photo-electron spectroscopy (XPS) showing binding energy at 101. 8 eV and indicated that silicon phase has not been separated from silicon nitride. Infrared (FTIR) measurement provided a good confirm to PL analysis.%采用直流等离子体增强化学气相沉积(PECVD)法在(100)单晶硅片表面生长富硅氮化硅薄膜,研究了不同的退火温度对氮化硅薄膜发光性质和结构的影响.研究发现,随着退火温度的升高,氮化硅薄膜的发光强度逐渐减弱,发光是由缺陷能级引起的,在900℃时荧光基本消失.XPS测试表明,在N2氛围900℃下退火,氮化硅薄膜中未有硅相析出,故未表现出硅量子点的发光.FTIR测试也为PL结论提供了一定的证据.【期刊名称】《发光学报》【年(卷),期】2012(033)007【总页数】5页(P780-784)【关键词】氮化硅;PECVD;光致发光;硅悬挂键;硅纳米团簇【作者】谢正芳;单文光;吴小山;张凤鸣【作者单位】南京大学光伏工程中心,南京大学物理学院,江苏南京210093;南京大学光伏工程中心,南京大学物理学院,江苏南京210093;南京大学光伏工程中心,南京大学物理学院,江苏南京210093;南京大学光伏工程中心,南京大学物理学院,江苏南京210093【正文语种】中文【中图分类】O484.4;TN15氮化硅是一种多功能材料，在许多领域有着广泛的应用［1］。
光子学技术在光学薄膜退火中的应用教程光学薄膜退火是一种常用的工艺技术，用于改善光学薄膜的光学性能。
光子学技术作为一种非接触性、高效率的表面改性技术，近年来越来越受到研究者的关注和应用。
本文将介绍光子学技术在光学薄膜退火中的应用原理及具体操作步骤，以帮助读者了解和掌握该技术。
一、光子学技术在光学薄膜退火中的原理光子学技术是利用光子的能量来改变材料的物理性质的一种表面改性技术。
在光学薄膜退火中，光子学技术可以通过照射高能量激光或强光束，使光学薄膜表面受热并发生化学、物理性质的改变。
在光学薄膜退火过程中，光能量可以被吸收或反射。
当光能量被吸收时，会导致材料温度的升高，从而引发材料的结构变化。
例如，可以通过调节激光功率和照射时间来控制光学薄膜的退火温度和退火深度。
此外，激光的光谱也可以被精确调节，以满足不同材料的退火需求。
二、光子学技术在光学薄膜退火中的应用步骤1. 实验准备：选择合适的光子学技术设备并将其调整到合适的工作模式。
确保光源稳定并按照要求进行预热，以保证实验结果的准确性。
2. 样品准备：选择待退火的光学薄膜样品并进行表面清洁和处理，以确保样品表面没有杂质和污染物。
接下来，将样品固定在退火装置上，并根据实验要求调整样品的位置和角度。
3. 参数调节：根据实验要求和材料的特性，调节光子学技术设备的参数。
包括调整光子束的功率、照射时间、退火温度和退火深度等。
确保参数设置合理并满足退火的需求。
4. 执行退火：在参数调节完成后，打开光子学技术设备并开始退火过程。
通过激光或强光束的照射，使光学薄膜表面受热并发生化学、物理性质的改变。
根据实验要求和样品的特性，设置合适的退火时间。
5. 退火后处理：在退火完成后，关闭光子学技术设备，并进行退火后的处理。
包括冷却样品、清洁样品表面、检查退火效果等。
根据需要，可以继续对样品进行表面涂覆、测量分析或其他后续处理。
三、光子学技术在光学薄膜退火中的优势和挑战光子学技术作为一种高效率、非接触性的表面改性技术，在光学薄膜退火中具有许多优势。
第27卷 第5期2006年5月半 导 体 学 报C HIN ES E J OU RNAL O F S EM ICOND U C TO RSVol.27 No.5May ,20063天津市高校科技发展基金资助项目(批准号:J W 20051201) 通信作者.Email :wgw 1631@ 2005209217收到,2005211201定稿Ζ2006中国电子学会溅射SiG e 薄膜及其等时等温退火效应3王光伟1, 茹国平2 张建民1 曹继华1 李炳宗2(1天津工程师范大学电子工程系,天津 300222)(2上海复旦大学微电子学系,上海 200433)摘要:分别在n 2Si (100)和SiO 2衬底上用离子束溅射法淀积Si Ge 薄膜.用俄歇电子谱测定薄膜G e 含量为15%～16%.对样品进行常规炉退火以考察退火温度和时间对薄膜结晶度的影响.采用X 射线衍射确定薄膜物相.发现在同样退火条件下,Si Ge 在n 2Si 衬底上比SiO 2上有更高的结晶度.通过曲线拟合,得到平均晶粒尺寸与退火温度和时间的依赖关系分别是自然指数和近线性的抛物线函数.推断出溅射Si G e 薄膜的热退火结晶可能是晶粒生长控制过程.关键词:Si G e 薄膜;离子束溅射;炉退火;晶粒生长;半导体材料PACC :6800;8140;8115C中图分类号:TN3041055 文献标识码:A 文章编号:025324177(2006)05208462061 引言活性矩阵液晶显示器(AML CD )的基本工作单元是薄膜晶体管(TF T ).TF T 有源层通常是用非晶Si 或多晶Si 制作的.TF T 技术的两大趋势是更低的工艺温度和衬底大面积化.低温工艺允许TF T 做在玻璃和塑料等一些低成本衬底上,这些衬底材料在大面积电子学中发挥重要作用.一般来说,较低温度下制备的薄膜,其结晶度也较低.在衬底上成核后,有必要采取措施促使晶粒长大以满足器件要求[1].过去几年里,人们对多晶Si Ge (poly 2Si 1-x 2Ge x )薄膜进行了广泛研究[2～6].发现多晶Si Ge 淀积和结晶温度比多晶Si 低[7],其载流子迁移率较高[7,8],用它作有源层可以提升TF T 的性能.在TF T 制造中,Si 1-x Ge x 薄膜的固相结晶(SPC )通常为热引发,热退火工艺是必不可少的.SPC 与成核及晶粒长大直接相关,并决定薄膜的微结构[9].所以,退火工艺参数对TF T 特性有非常重要的影响.在微电子工艺中,常规炉退火(CFA )应用较多,与其它退火方式相比有许多优点,如薄膜表面平整度高、均匀性好以及一次可以处理大批量晶片等[10,11].Rem 等人研究了低压化学气相沉积(L PCVD )制备的非晶Si Ge 薄膜的常规炉退火与快速热退火(R TA )效应,发现在SiO 2衬底上Si 1-x Ge x 薄膜成核较为困难,CFA 与R TA 结合应是较好的选择[12].Roh 等人研究了等离子体增强化学气相沉积(PECVD )的非晶Si Ge (a 2Si 1-x Ge x ∶H )薄膜的SPC 行为,证实晶粒大小与薄膜最初的无序度及Ge 含量有关[13].还有许多关于Si Ge 薄膜SPC 的文献报道,限于篇幅不一一列举.迄今为止,从文献资料看,有关离子束溅射Si Ge 薄膜CFA 的研究尚少.本文研究目的是CFA 对离子束溅射Si Ge 薄膜平均晶粒大小和载流子迁移率的影响,即考察平均晶粒尺寸和载流子迁移率与退火时间及温度之间的函数关系.2 实验实验用衬底为电阻率为6～9Ω・cm 的n 2Si (100)和氧化层厚度约500nm 的氧化片.n 2Si 片和氧化片都经过标准RCA 清洗.溅射靶材是p 2Si 上用导电胶随机粘帖几片纯度优于991999%的高纯锗,其主要杂质为氧和碳.在室温下溅射,Si 1-x Ge x 薄膜名义厚度为100nm.溅射仪真空室的本底气压和工作气压分别是913×10-7和617×10-3Pa.淀积速率约为2nm/min.淀积完毕,样品在稀氢氟酸(HF )中漂洗10s 以除去自然氧化层和表面沾污,用去离子水冲洗干净,移入退火炉.炉中通有纯度超过99199%的高纯N 2作保护气.退火条件为:(1)等时退火的时间固定为3h ,退火温度分别为350,600,800和1000℃;(2)等温退火的温度固定为750℃,退火时间分别为2,6,8和10h.第5期王光伟等: 溅射Si G e薄膜及其等时等温退火效应室温下,对不同条件下退火处理的Si1-x Ge x/SiO2样品,利用HL5500型霍尔效应测量系统进行Hall测试.Si1-x Ge x薄膜样品的组分比由俄歇电子谱(A ES)测定,测试设备为P H I550ESCA/SAM型,蚀刻电流为5μA,氩离子束流密度为160μA/cm2.薄膜的结晶度和物相用X射线衍射(XRD)表征,衍射仪型号为Rikagu Model D/Max23C,扫描范围为20°～68°,扫描速率为0102°/s,X射线源为Cu Kα辐射(波长λ≈0.15406nm).用于A ES和XRD测试的Si1-x Ge x膜厚分别为75nm和100nm,由Alp ha2Step500台阶仪测定.3 结果与讨论3.1 AES谱图1(a)和(b)分别是n2Si和SiO2衬底上刚制备Si1-x Ge x薄膜的原子深度分布的A ES谱.可以看出:(1)薄膜表面覆盖着一层非常薄的碳、氧沾污层;(2)薄膜内Ge含量大约为15～16%;(3)Si1-x2图1 (a)n2Si衬底上刚淀积Si1-x Ge x薄膜的原子深度分布;(b)SiO2衬底上刚淀积Si1-x Ge x薄膜的原子深度分布Fig.1 (a)Depth profile of atoms in as2deposited Si1-x Ge x/n2Si;(b)Depth profile of atoms in as2deposited Si1-x G e x/SiO2Ge x薄膜内Ge的分布基本是均匀的.在刚淀积时,溅射出来的原子携带的动能在衬底上转化为热量,促使Ge向衬底扩散,使得衬底中有低含量的Ge存在.图2(a)和(b)分别给出了SiO2衬底上Si1-x2 Ge x薄膜在750℃经4和10h退火后原子深度分布的A ES谱.由该两图可见,Si1-x Ge x薄膜表面发生了一定程度的氧化;并且退火时间越长,氧化层越图2 (a)750℃,4h退火的Si1-x Ge x/SiO2原子深度分布;(b)750℃,10h退火的Si1-x Ge x/SiO2原子深度分布Fig.2 (a)Depth profile of atoms in Si1-x G e x film an2 nealed at750℃for4h;(b)Depth profile of atoms in film annealed at750℃for10h厚.A ES测试中,Ar+离子刻蚀速率大约为7nm/ min,由此可推算出图2(a)和(b)中氧化层大致厚度分别为28和42nm.由于表面氧化,Ge原子在氧化物/Si1-x Ge x界面分凝,但在Si1-x Ge x薄膜内部Ge 的分布基本是均匀的.Ge的存在使得Si1-x Ge x薄膜的氧化比Si薄膜要快得多,这和文献[14]的报道相符.文献[14]指出:(1)Si1-x Ge x薄膜氧化速率较快的原因是氧化方程中参数A较小;(2)750℃退火,薄膜表层氧化产物以(SiO2)1-m(GeO2)m最为可能,含量以SiO2为主.值得指出的是,氧化物厚度与Ge含量无关,并且在高纯N2气中退火容易在氧化层内生成Ge的团聚物[15].Si1-x Ge x薄膜的氧化表748半 导 体 学 报第27卷明在退火气氛中存在极少量的氧.氧耦合到Si 1-x Ge x 薄膜中会缩短少子的寿命[16].图2(a )和(b )显示,Si 1-x Ge x 薄膜内的氧含量是非常低的.在器件制造中,表层氧化物可以被腐蚀掉.需要注意的是,Si 1-x Ge x 薄膜表层的氧化与结晶过程是相互竞争的.因此,必须尽可能地降低退火炉内的氧含量.312 XR D 谱样品Si 1-x Ge x /n 2Si 和Si 1-x Ge x /SiO 2在不同温度下3h 退火的XRD 谱示于图3和4.两图谱显示,衍射峰Si Ge (111)的强度随退火温度升高而增强,而Si Ge (220)峰强度无明显变化.Si 1-x Ge x 薄膜中Ge 含量低于20%,其结晶行为应和非晶硅(a 2Si )相类似.Hwang 等作者报道了分子束外延制备的a 2Si 1-x Ge x (x =0～0153),在600℃结晶出现较强的Si Ge (111)衍射峰[17],这与我们的结果是一致的.从图谱中可以发现,样品Si 1-x Ge x /n 2Si 的衍射峰Si Ge (111)和Si Ge (220)均比Si 1-x Ge x /SiO 2的强,预示Si 1-x Ge x 薄膜在n 2Si 衬底上有更高的结晶度.根据文献[12,18],这可解释为Si 1-x Ge x 在SiO 2上比在n 2Si 上成核更为困难.晶粒平均尺寸可用如下的Scherer 公式计算[19]:L =K λβcosθ(1)式中 K =019,为X 射线衍射仪参数;λ=0115406nm ,是X 射线波长;β是扣除仪器展宽后衍射峰的半高宽度(FW HM );θ是衍射角.图3 3h 不同温度退火的Si 1-x Ge x /n 2Si 的X 射线衍射谱Fig.3 XRD spectra of Si 1-x G e x /n 2Si annealed for 3h at various temperatures图5是样品Si 1-x Ge x /n 2Si 和Si 1-x Ge x /SiO 2的平均晶粒尺寸与退火温度之间关系的拟合曲线.很明显,Si 1-x Ge x 在n 2Si 上的平均晶粒尺寸大于在SiO 2上的.这部分可归结为SiO 2是非晶态,而n 2Si 是单晶态.相对来说,Si 1-x Ge x 薄膜在SiO 2表面能量上不利于成核;另一方面,氧的耦合会阻碍晶粒的生长[20].图5中两条拟合曲线都是自然指数函数.图4 3h 不同温度退火的Si 1-x Ge x /SiO 2的X 射线衍射谱Fig.4 XRD spectra of Si 1-x Ge x /SiO 2annealed for 3hat various temperatures图5 Si 1-x Ge x 平均晶粒尺寸与退火温度的关系Fig.5 Dependence of average grain size versus annea 2ling temperature我们推定热退火引发的Si 1-x Ge x 薄膜再结晶是晶粒生长控制过程的可能性较大,而成核控制过程的可能性较小.理由是,从图3和4可以看出,刚沉积Si 1-x Ge x 薄膜的Si Ge (220)衍射峰已出现,说明在没有热处理的情况下,刚沉积的Si 1-x Ge x 薄膜已经成核.这种成核在薄膜沉积的最初就已形成[21],因为衬底表面总存在一些能量上对成核最有利的位置.这同文献[9]的报道是一致的.根据Scherer 公式算出SiO 2衬底上刚沉积Si 1-x Ge x 薄膜的平均晶粒大小为1115nm.Si 1-x Ge x 的晶格常数a (x )是Ge 含量x 的函数,文献[22]给出二者之间的关系为:a (x )=0.002733x 2+0.01992x +0.5431(2)Si 1-x Ge x 属立方晶系,(111)晶向的面间距d 111与a (x )之间的关系为:d 111=a (x )/3(3)d 111可利用X 射线谱通过Bragg 公式计算得到.由(2)和(3)式解出x =0112,与A ES 测试结果x =0115～0116是比较接近的.这说明利用Scherer 公848第5期王光伟等: 溅射Si G e 薄膜及其等时等温退火效应式估算Si 1-x Ge x 薄膜平均晶粒尺寸是有效的.Hall 测试表明Si 1-x Ge x 薄膜是弱p 型的.空穴浓度为1014cm -3量级.图6为空穴迁移率与平均晶粒尺寸的关系.随退火温度升高,空穴迁移率增长很快.其原因可归结为,热退火能量降低晶粒间界中的陷阱密度和晶粒内的缺陷态密度所致.拟合线为直线,这与Seto 的多晶薄膜载流子输运模型是相符的[23].图6 不同退火温度的Si 1-x Ge x 薄膜空穴迁移率与平均晶粒尺寸的关系Fig.6 Hole mobility as a f unction of average grain size in Si 1-x G e x film图7和8是样品Si 1-x Ge x /n 2Si 和Si 1-x Ge x /SiO 2在750℃不同时间退火的XRD 谱.随退火时间的延长,衍射峰Si Ge (111)的强度变强,预示晶粒尺寸随时间长大.如上所述,Si 1-x Ge x 薄膜在n 2Si 衬底比SiO 2上有更高的结晶度.图7 Si 1-x Ge x /n 2Si 750℃不同退火时间的X 射线衍射谱Fig.7 XRD spectra of Si 1-x G e x /n 2Si annealed at750℃for different annealing periods薄膜平均晶粒尺寸与退火时间的关系示于图9.图中两条拟合曲线都是抛物线.许多文献报道[24～26],二维和三维晶粒生长与退火时间的依赖关系是二次函数.由图10可见,与图6的情况类似,得出了Si 1-x2图8 Si 1-x Ge x /SiO 2750℃不同退火时间的X 射线衍射谱Fig.8 XRD spectra of Si 1-x Ge x /SiO 2annealed at 750℃for different annealingperiods图9 Si 1-x Ge x 平均晶粒尺寸与退火时间的关系Fig.9 Dependence of average grain size in Si 1-x G e x versus different annealing durationsG e x 薄膜空穴Hall 迁移率与平均晶粒尺寸是线性依赖关系.我们把Si 1-x G e x 薄膜平均晶粒尺寸与退火温度、退火时间以及空穴迁移率的数据总结于表 1.图10 不同退火时间的Si 1-x Ge x 薄膜空穴迁移率与平均晶粒尺寸的关系Fig.10 Hole mobility as a f unction of average grain size in Si 1-x G e x film on annealing duration948半 导 体 学 报第27卷表1 Si1-x Ge x平均晶粒尺寸与退火温度、退火时间以及空穴迁移率数据Table1 Dependence of average grain size on annealingtemperature,time,and hole mobility样品退火条件平均晶粒尺寸/nm空穴迁移率/(cm2・V-1・s-1) Si1-x Ge x/n2Si Si1-x Ge x/SiO2Si1-x Ge x/SiO2等时退火未退火13.411.59 3h@350℃15.212.614 3h@600℃22.417.827 3h@800℃34.528.938 3h@1000℃46.936.358等温退火未退火23.317.013 2h@750℃33.124.624 6h@750℃50.137.435 8h@750℃58.548.141 10h@750℃64.955.9484 结论研究了离子束溅射Si Ge薄膜的等时等温炉退火效应.退火对薄膜Ge含量基本无影响.经分析与计算,得出薄膜的平均晶粒尺寸与退火温度是指数关系,与退火时间是近线性的抛物线函数关系.空穴Hall迁移率与平均晶粒尺寸呈线性关系.研究表明,离子束溅射Si Ge薄膜的炉退火再结晶,由晶粒生长过程控制的可能性较大.参考文献[1] Zhang J J,Shimizu K,Hanna J.High mobility top2gate t hinfilm transistors fabricated wit h poly2Si1-x Ge x t hin films onglass substrate.J Non2Cryst Solids,2004,338:740[2] K ing T J,Saraswat K C.Polycrystalline silicon2germaniumt 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E ffects on Si1-x G e xThin Film by Ion Beam Sputtering3Wang Guangwei1, ,Ru Guoping2,Zhang Jianmin1,Cao Jihua1,and Li Bingzong2 (1Depart ment of Elect ronic Engineering,Tianj in Uni versit y of Technolog y and Education,Tianj in 300222,China)(2Depart ment of Microelect ronics,Fu dan Universit y,S hanghai 200433,China)Abstract:Polycrystalline Si1-x Ge x t hin film is dep osited on n2Si(100)a nd SiO2subst rates resp ectively by ion bea m sp utte2 ring.The Ge f raction in t he Si1-x Ge x layer is deter mined t o be0115～0116by Auger elect ron spect roscop y.The sa mples are annealed in a conve ntional f ur nace at diff ere nt te mperatures f or diff ere nt durations t o investigate temp erature a nd time eff ects on crystallinity.Phase ide ntification is perf or med by X2ray diff ract omet ry.It is f ound t hat t he Si1-x Ge x film has a higher crystallinity on n2Si t ha n on SiO2under identical annealing conditions.The depe nde nces of t he average grain size on annealing temp erature and time are exp one ntial and p arabolic f unctions,resp ectively,as deter mined by curve fitting.Thus t he crystallization p rocess of ion beam sp uttered Si1-x Ge x film may be cont rolled by grain growt h.K ey w ords:p oly2Si1-x Ge x;ion2beam2sp uttering dep osition;f ur nace a nnealing;grain growt h;semiconduct or materials PACC:6800;8140;8115CArticle ID:025324177(2006)05208462063Project supp orted by t he Science Develop ment Foundation of Higher Education of Tia njin City(N o.J W20051201)Corresp onding aut hor.Email:wgw1631@ Received17September2005,revised ma nuscrip t received1N ove mber2005Ζ2006Chinese Institute of Elect ronics。
PECVD制备a-SiC：H薄膜及激光退火研究的开题报告
本文内容主要围绕PECVD制备a-SiC：H薄膜及激光退火研究展开，开题报告如下：
一、研究背景
随着电子信息技术的快速发展，对高性能、高稳定性、高可靠性的薄膜材料的需求越来越迫切。
异质结和多元化材料的应用，推动了制备氢化非晶硅和氢化非晶碳化
硅薄膜的发展。
目前，制备这两种薄膜的主要方法是PECVD。
二、研究内容
本次研究旨在通过PECVD制备a-SiC：H薄膜，并通过激光退火技术对其进行处理，实现其物理性能的优化。
具体研究内容包括以下几个方面：
1. PECVD制备a-SiC：H薄膜的研究：通过改变沉积温度、沉积时间、气体比例等影响因素，制备出具有不同物理性质的a-SiC：H薄膜。
2. 薄膜结构和成分分析：采用SEM、TEM和XPS等技术对不同条件下制备的a-SiC：H薄膜结构和成分变化进行分析。
3. 激光退火处理：采用激光退火技术对a-SiC：H薄膜进行处理，并研究激光退
火对薄膜物理性能的影响。
4. 薄膜物理性能测试：对PECVD制备的a-SiC：H薄膜进行物理性能测试，包括光学、电学等方面，评估其应用潜力。
三、研究意义
1. 优化PECVD技术：通过改变PECVD条件，制备出物理性质具有优良的a-SiC：H薄膜，优化PECVD技术的稳定性和可靠性。
2. 探索激光退火的应用：通过激光退火技术对a-SiC：H薄膜进行处理，优化薄
膜的物理性质和应用性能，探索激光退火的应用前景。
3. 预测薄膜的应用前景：通过对a-SiC：H薄膜的物理性能测试，预测薄膜在各
个领域的应用前景。
