II类超晶格红外探测器一般通过台面结实现对红外辐射的探测，而通过离子注入实现横向PN结，一方面材料外延工艺简单，同时可以利用超晶格材料横向扩散长度远高于纵向的优势改善光生载流子的输运，且易于制作高密度平面型阵列。
据麦姆斯咨询报道，近期，上海理工大学、中国科学院上海技术物理研究所和国科大杭州高等研究院的科研团队在《红外与毫米波学报》期刊上发表了以“InAs/GaSb II类超晶格材料的Si离子注入研究”为主题的文章。该文章第一作者为何苗，通讯作者为周易研究员，长期从事超晶格红外探测核心元器件方面的研制工作。本文利用多种材料表征技术，研究了不同能量的Si离子注入以及退火前后对InAs/GaSb II类超晶格材料性能的影响，并且通过与InAs和GaSb注入后材料性能的测试结果进行对比，分析了对材料性能的主要影响机理。
由于在热力学平衡生长过程中，任何掺杂离子都倾向于取代材料中更高共价半径的原子，因此在材料生长过程中原位Si掺杂，在GaSb中会优先取代Sb原子形成P型，而在InAs中会优先取代In原子形成N型。但如果通过离子注入技术掺杂Si，在GaSb和InAs中导电类型均为N型。这是由于离子注入为非平衡掺杂技术，GaSb中Ga空位的存在增强了注入Si在Ga位点上的占据。因此，注入的Si作为高效供体具有高掺杂激活，并导致GaSb材料的N型掺杂。且Si注入造成的损伤较小，所以选用Si离子注入弱P型InAs /GaSb II类超晶格来实现N型掺杂构造PN结。
离子注入采用的样品是基于GaSb（0 0 1）衬底生长的60周期（2.55 nm InAs / 2.1 nm GaSb）超晶格，未进行离子注入的样品标记为A。其余样品在离子注入机中，以1 × 10¹³ ions/cm²的剂量，在室温下分别注入50 keV、100 keV和200 keV的Si离子，分别标记为B、C、D。当注入离子未与材料原子碰撞减速，而是穿透了晶格间隙时就发生了沟道效应，为了使沟道效应最小化，注入角度设置偏离垂直方向7 °。杂质注入后通常会占据材料晶格的间隙位置，为了研究超晶格材料中注入杂质的退火激活和修复损伤，将B、C、D分别切块取样，在氮气环境下300 °C 60 s退火，标记为E、F、G。
为了进行比对，同样的，将GaSb和InAs体材料切成小块，分别留下一块用以对照，其余样品在离子注入机中，以1 × 10¹³ ions/cm²的剂量，在室温下分别注入50 keV、100 keV和200 keV的Si离子。注入后的样品再切块进行退火实验。
使用布鲁克D8 X射线衍射仪进行HRXRD ω -2θ扫描得到材料的双晶摇摆曲线，入射光束为1. 54 Å Cu Kα1辐射。为了研究材料的应变和缺陷变化程度，对超晶格材料进行（1 1 5）非对称衍射面的倒易空间二维点图测试。以及超晶格材料离子注入前后的光致发光（PL）谱测试，得到材料的带隙等光学信息。注入后的电学性能是重要的参数，由于GaSb衬底的导电性，为去除其影响，采用深低温德堡法（20 K以下）范进行霍尔测试得到注入后超晶格材料的载流子浓度、迁移率等电学特性。最后进行二次离子质谱实验得到注入杂质在超晶格材料内的分布情况。
HRXRD测试结果如图1（a）、（b）所示，Si注入InAs和GaSb后，会在衬底峰的左侧出现一个或多个强度较小的侧峰，说明材料内存在晶面间距大于原始材料的缺陷子晶格。因为Ga、In的共价键长大于Si，所以研究人员认为这种压应变不是由Si替位引起的，而是注入造成的简单点缺陷如Si间隙杂质，以及由点缺陷延伸而成的其它缺陷相互结合的结果。另一方面，注入产生的应变与激子诱导的局部晶格膨胀有关，注入离子的能量损失机制包括与衬底核的弹性相互作用和与衬底电子的非弹性相互作用，当非弹性电子-声子散射将激子能量转移到晶格中，会使晶格温度升高。根据热刺模型，如果离子轨道周围的温度超过熔点，就会发生破坏，密集的电子激发会引起键长膨胀，这可能导致拉伸应变和不稳定性。应变与原子位移中每个离子沉积的能量分布密切相关。
计算结果如图1（d）所示，Si离子注入GaSb和InAs引起的垂直方向的应变随注入能量的增加而增加。而退火后的结果如图1（c）所示。实验结果表明，离子注入能量越大造成的损伤越大，晶格膨胀越显著，需要在更高的退火温度下对晶格质量进行修复。
图1 不同能量Si注入InAs、GaSb及退火的HRXRD ω - 2θ扫描对称衍射面（0 0 4）
衍射摇摆曲线的半峰宽（FWHW）包含了材料的本征半峰宽以及材料应变和材料缺陷导致的展宽，双晶半峰宽越窄，被测材料的晶格完整性也就越好，如图2（d）和表1所示。如图2（a）、（c）所示，薄膜B、C、D的0级峰和卫星峰相比注入前均向低角度侧偏移，说明注入后晶格常数变大，与Si注入GaSb和InAs的结果一致，这种应变分布是由于晶格的局部垂直膨胀引起的，是注入层中缺陷分布的直接结果，外延层与衬底之间的失配度随着注入能量的增加而增加。
图2 不同能量Si注入InAs/GaSb II类超晶格及退火后的HRXRD ω - 2θ扫描对称衍射面（0 0 4）
而退火后的结果如表1及图2（b）、（c）所示，薄膜E、F、G的0级峰和卫星峰相比注入前均向高角度侧偏移，说明晶格常数变小。这种张应变是注入后退火引起的Ga-In相互扩散以及Si替位导致的晶格收缩而造成的，以及可能存在具有较小晶面间距（空位）的缺陷晶胞，预计空位缺陷主要是肖特基类型，缺失的原子已经迁移到表面，由此产生的空位引起了局部压缩应力。注入能量越大退火后失配度也越大。
研究人员还对比了Si注入GaSb和InAs以及超晶格产生的应变随注入能量变化的结果，如图1（d）所示，发现Si注入后，在GaSb中引发的垂直方向的应变程度最大，超晶格其次，在InAs中引发的应变程度是这三者中最小的。认为可能是由于键能的原因。
倒易空间二维点图可用来分析材料晶体的应变、晶面效应、晶向效应以及缺陷存在的状态。对于一个理想的体晶材料，其倒易空间二维图将呈现出圆形结构。如果外延超晶格材料完全应变，外延材料倒易点L与衬底材料倒易点S的连线将是平行于（0 0 1）方向；而如果材料完全弛豫，则连线将在（1 1 5）方向上。
扫描超晶格（1 1 5）晶面的倒易空间二维点图的结果如图3所示，Si注入后可以观察到随着注入能量的增大倒易空间二维图外延材料衍射峰在ω/2θ方向上的展宽增大，说明Si注入超晶格中存在应变引起的晶格常数增大，与XRD摇摆曲线的结果一致。且注入后，都出现了在ω方向上的展宽，说明Si注入超晶格产生了弯曲、倾斜、镶嵌结构等取向缺陷。
图3 Si离子注入前后以及退火后的超晶格的倒易空间二维点图
如图3（a）、（b）所示，注入前的外延材料倒易点与衬底倒易点的连线以及注入100 keV Si的外延材料倒易点与衬底倒易点的连线都平行于ω/2θ轴，材料为完全应变。而由图3（d）可知，退火后超晶格材料恢复了完全应变状态。因此，当注入能量过大时，会使超晶格弛豫，要选取适当的注入能量和注入剂量来制作平面结，并通过合适的退火温度和退火时间来恢复材料晶格质量。
通过PL测试可以判断材料的光学质量，图4为SL材料不同能量Si注入前后以及退火前后的超晶格光致发光谱图，可以看到Si注入后的pl谱发光强度明显降低，且发光强度随着注入能量的增大而降低。
图4 测试温度77 k时，超晶格的光致发光谱
二次离子质谱（SIMS）实验能够得到注入杂质在超晶格材料内的分布情况，而SRIM是一种对离子注入进行蒙特卡罗模拟的软件，它可以估计离子的分布和注入后的目标损伤。如图5（a）所示，注入剂量为1 × 10¹³ ions/cm²、能量为10 keV Si的超晶格SIMS测试结果得到的注入深度为45 nm，SRIM的仿真结果得到的注入深度为41 nm，SIMS测试与SRIM仿真得到的结果基本一致。而SIMS测试结果在表面Si的浓度高于仿真是由于在室温下注入导致的晶格温度升高，产生自退火效应，Si离子向表面扩散。根据SRIM的结果，超晶格中注入能量为50 keV的Si的注入深度为136 nm。超晶格中注入能量为100 keV的Si的注入深度为274 nm，此结果基本符合制作平面结所需的注入深度。
图5 Si注入超晶格的注入深度和电学特性
在室温下注入剂量为1 × 10¹³ ions/cm²，注入能量分别为50 keV、100 keV和200 keV的Si后，GaSb和InAs的HRXRD结果显示在衬底峰左侧出现了副峰，而InAs /GaSb II类超晶格的各级衍射峰都向左偏移了，垂直方向上由原来的张应变转化成压应变，晶格常数变大。研究人员认为是注入造成的简单点缺陷如Si间隙杂质，以及由点缺陷延伸而成的其它缺陷相互结合的结果以及激子诱导的局部晶格膨胀所引起的，且与注入能量线性相关。在Si注入超晶格退火后，晶格常数变小，垂直方向上再次变为张应变，研究人员认为是退火引起的Ga-In相互扩散以及Si替位而导致的晶格收缩造成的，以及可能存在具有较小晶面间距（空位）的缺陷晶胞。由于GaSb的键能较InAs更小，所以同样的注入条件GaSb受到的损伤更大，应变程度更大。当注入能量过大时，会导致超晶格产生微量的应变弛豫。注入并不会使超晶格的禁带宽度发生太大改变，但会降低PL谱发光强度，注入能量越大的发光强度越低。Si注入P型的InAs /GaSb II类超晶格后成功改型为N型，Si充当施主杂质，且载流子浓度随着注入能量的增大而增大。
DOI：10.11972/j.issn.1001-9014.2024.01.003
