II類超晶格紅外探測器一般通過臺面結實現對紅外輻射的探測，而通過離子注入實現橫向PN結，一方面材料外延工藝簡單，同時可以利用超晶格材料橫向擴散長度遠高于縱向的優勢改善光生載流子的輸運，且易于制作高密度平面型陣列。
據麥姆斯咨詢報道，近期，上海理工大學、中國科學院上海技術物理研究所和國科大杭州高等研究院的科研團隊在《紅外與毫米波學報》期刊上發表了以“InAs/GaSb II類超晶格材料的Si離子注入研究”為主題的文章。該文章第一作者為何苗，通訊作者為周易研究員，長期從事超晶格紅外探測核心元器件方面的研制工作。本文利用多種材料表征技術，研究了不同能量的Si離子注入以及退火前后對InAs/GaSb II類超晶格材料性能的影響，并且通過與InAs和GaSb注入后材料性能的測試結果進行對比，分析了對材料性能的主要影響機理。
由于在熱力學平衡生長過程中，任何摻雜離子都傾向于取代材料中更高共價半徑的原子，因此在材料生長過程中原位Si摻雜，在GaSb中會優先取代Sb原子形成P型，而在InAs中會優先取代In原子形成N型。但如果通過離子注入技術摻雜Si，在GaSb和InAs中導電類型均為N型。這是由于離子注入為非平衡摻雜技術，GaSb中Ga空位的存在增強了注入Si在Ga位點上的占據。因此，注入的Si作為高效供體具有高摻雜激活，并導致GaSb材料的N型摻雜。且Si注入造成的損傷較小，所以選用Si離子注入弱P型InAs /GaSb II類超晶格來實現N型摻雜構造PN結。
離子注入采用的樣品是基于GaSb（0 0 1）襯底生長的60周期（2.55 nm InAs / 2.1 nm GaSb）超晶格，未進行離子注入的樣品標記為A。其余樣品在離子注入機中，以1 × 1013 ions/cm2的劑量，在室溫下分別注入50 keV、100 keV和200 keV的Si離子，分別標記為B、C、D。當注入離子未與材料原子碰撞減速，而是穿透了晶格間隙時就發生了溝道效應，為了使溝道效應最小化，注入角度設置偏離垂直方向7 °。雜質注入后通常會占據材料晶格的間隙位置，為了研究超晶格材料中注入雜質的退火激活和修復損傷，將B、C、D分別切塊取樣，在氮氣環境下300 °C 60 s退火，標記為E、F、G。
為了進行比對，同樣的，將GaSb和InAs體材料切成小塊，分別留下一塊用以對照，其余樣品在離子注入機中，以1 × 1013 ions/cm2的劑量，在室溫下分別注入50 keV、100 keV和200 keV的Si離子。注入后的樣品再切塊進行退火實驗。
使用布魯克D8 X射線衍射儀進行HRXRD ω -2θ掃描得到材料的雙晶搖擺曲線，入射光束為1. 54 ? Cu Kα1輻射。為了研究材料的應變和缺陷變化程度，對超晶格材料進行（1 1 5）非對稱衍射面的倒易空間二維點圖測試。以及超晶格材料離子注入前后的光致發光（PL）譜測試，得到材料的帶隙等光學信息。注入后的電學性能是重要的參數，由于GaSb襯底的導電性，為去除其影響，采用深低溫德堡法（20 K以下）范進行霍爾測試得到注入后超晶格材料的載流子濃度、遷移率等電學特性。最后進行二次離子質譜實驗得到注入雜質在超晶格材料內的分布情況。
HRXRD測試結果如圖1（a）、（b）所示，Si注入InAs和GaSb后，會在襯底峰的左側出現一個或多個強度較小的側峰，說明材料內存在晶面間距大于原始材料的缺陷子晶格。因為Ga、In的共價鍵長大于Si，所以研究人員認為這種壓應變不是由Si替位引起的，而是注入造成的簡單點缺陷如Si間隙雜質，以及由點缺陷延伸而成的其它缺陷相互結合的結果。另一方面，注入產生的應變與激子誘導的局部晶格膨脹有關，注入離子的能量損失機制包括與襯底核的彈性相互作用和與襯底電子的非彈性相互作用，當非彈性電子-聲子散射將激子能量轉移到晶格中，會使晶格溫度升高。根據熱刺模型，如果離子軌道周圍的溫度超過熔點，就會發生破壞，密集的電子激發會引起鍵長膨脹，這可能導致拉伸應變和不穩定性。應變與原子位移中每個離子沉積的能量分布密切相關。
計算結果如圖1（d）所示，Si離子注入GaSb和InAs引起的垂直方向的應變隨注入能量的增加而增加。而退火后的結果如圖1（c）所示。實驗結果表明，離子注入能量越大造成的損傷越大，晶格膨脹越顯著，需要在更高的退火溫度下對晶格質量進行修復。
圖1 不同能量Si注入InAs、GaSb及退火的HRXRD ω - 2θ掃描對稱衍射面（0 0 4）
衍射搖擺曲線的半峰寬（FWHW）包含了材料的本征半峰寬以及材料應變和材料缺陷導致的展寬，雙晶半峰寬越窄，被測材料的晶格完整性也就越好，如圖2（d）和表1所示。如圖2（a）、（c）所示，薄膜B、C、D的0級峰和衛星峰相比注入前均向低角度側偏移，說明注入后晶格常數變大，與Si注入GaSb和InAs的結果一致，這種應變分布是由于晶格的局部垂直膨脹引起的，是注入層中缺陷分布的直接結果，外延層與襯底之間的失配度隨著注入能量的增加而增加。
圖2 不同能量Si注入InAs/GaSb II類超晶格及退火后的HRXRD ω - 2θ掃描對稱衍射面（0 0 4）
而退火后的結果如表1及圖2（b）、（c）所示，薄膜E、F、G的0級峰和衛星峰相比注入前均向高角度側偏移，說明晶格常數變小。這種張應變是注入后退火引起的Ga-In相互擴散以及Si替位導致的晶格收縮而造成的，以及可能存在具有較小晶面間距（空位）的缺陷晶胞，預計空位缺陷主要是肖特基類型，缺失的原子已經遷移到表面，由此產生的空位引起了局部壓縮應力。注入能量越大退火后失配度也越大。
研究人員還對比了Si注入GaSb和InAs以及超晶格產生的應變隨注入能量變化的結果，如圖1（d）所示，發現Si注入后，在GaSb中引發的垂直方向的應變程度最大，超晶格其次，在InAs中引發的應變程度是這三者中最小的。認為可能是由于鍵能的原因。
倒易空間二維點圖可用來分析材料晶體的應變、晶面效應、晶向效應以及缺陷存在的狀態。對于一個理想的體晶材料，其倒易空間二維圖將呈現出圓形結構。如果外延超晶格材料完全應變，外延材料倒易點L與襯底材料倒易點S的連線將是平行于（0 0 1）方向；而如果材料完全弛豫，則連線將在（1 1 5）方向上。
掃描超晶格（1 1 5）晶面的倒易空間二維點圖的結果如圖3所示，Si注入后可以觀察到隨著注入能量的增大倒易空間二維圖外延材料衍射峰在ω/2θ方向上的展寬增大，說明Si注入超晶格中存在應變引起的晶格常數增大，與XRD搖擺曲線的結果一致。且注入后，都出現了在ω方向上的展寬，說明Si注入超晶格產生了彎曲、傾斜、鑲嵌結構等取向缺陷。
圖3 Si離子注入前后以及退火后的超晶格的倒易空間二維點圖
如圖3（a）、（b）所示，注入前的外延材料倒易點與襯底倒易點的連線以及注入100 keV Si的外延材料倒易點與襯底倒易點的連線都平行于ω/2θ軸，材料為完全應變。而由圖3（d）可知，退火后超晶格材料恢復了完全應變狀態。因此，當注入能量過大時，會使超晶格弛豫，要選取適當的注入能量和注入劑量來制作平面結，并通過合適的退火溫度和退火時間來恢復材料晶格質量。
通過PL測試可以判斷材料的光學質量，圖4為SL材料不同能量Si注入前后以及退火前后的超晶格光致發光譜圖，可以看到Si注入后的pl譜發光強度明顯降低，且發光強度隨著注入能量的增大而降低。
圖4 測試溫度77 k時，超晶格的光致發光譜
二次離子質譜（SIMS）實驗能夠得到注入雜質在超晶格材料內的分布情況，而SRIM是一種對離子注入進行蒙特卡羅模擬的軟件，它可以估計離子的分布和注入后的目標損傷。如圖5（a）所示，注入劑量為1 × 1013 ions/cm2、能量為10 keV Si的超晶格SIMS測試結果得到的注入深度為45 nm，SRIM的仿真結果得到的注入深度為41 nm，SIMS測試與SRIM仿真得到的結果基本一致。而SIMS測試結果在表面Si的濃度高于仿真是由于在室溫下注入導致的晶格溫度升高，產生自退火效應，Si離子向表面擴散。根據SRIM的結果，超晶格中注入能量為50 keV的Si的注入深度為136 nm。超晶格中注入能量為100 keV的Si的注入深度為274 nm，此結果基本符合制作平面結所需的注入深度。
圖5 Si注入超晶格的注入深度和電學特性
在室溫下注入劑量為1 × 1013 ions/cm2，注入能量分別為50 keV、100 keV和200 keV的Si后，GaSb和InAs的HRXRD結果顯示在襯底峰左側出現了副峰，而InAs /GaSb II類超晶格的各級衍射峰都向左偏移了，垂直方向上由原來的張應變轉化成壓應變，晶格常數變大。研究人員認為是注入造成的簡單點缺陷如Si間隙雜質，以及由點缺陷延伸而成的其它缺陷相互結合的結果以及激子誘導的局部晶格膨脹所引起的，且與注入能量線性相關。在Si注入超晶格退火后，晶格常數變小，垂直方向上再次變為張應變，研究人員認為是退火引起的Ga-In相互擴散以及Si替位而導致的晶格收縮造成的，以及可能存在具有較小晶面間距（空位）的缺陷晶胞。由于GaSb的鍵能較InAs更小，所以同樣的注入條件GaSb受到的損傷更大，應變程度更大。當注入能量過大時，會導致超晶格產生微量的應變弛豫。注入并不會使超晶格的禁帶寬度發生太大改變，但會降低PL譜發光強度，注入能量越大的發光強度越低。Si注入P型的InAs /GaSb II類超晶格后成功改型為N型，Si充當施主雜質，且載流子濃度隨著注入能量的增大而增大。
DOI：10.11972/j.issn.1001-9014.2024.01.003
