沉积温度对氮化硅薄膜力学性能的影响

第26卷　第8期2005年8月半　导　体　学　报CHIN ESE J OURNAL OF SEMICONDUCTORSVol.26　No.8Aug.,2005刘渝珍　女,教授,从事纳米材料的研究.陈大鹏　男,研究员,博士,研究方向为材料及微细加工技术.2004207216收到,2005202225定稿Ζ2005中国电子学会沉积温度对a 2SiN x ∶H 薄膜PL 峰的影响刘渝珍1　陈大鹏2　王小波1　董立军2(1中国科学院研究生院,北京　100049)(2中国科学院微电子研究所,北京　100029)摘要:在3175eV 的激光激发下,利用L PCVD 在800～950℃不同温度下沉积富硅的SiN x 薄膜中,在室温下观测到1～5个高强度可见荧光的发射.通过TEM ,IR ,XPS 等的分析研究表明,文中所获样品为纳米硅镶嵌结构的a 2SiN x ∶H 薄膜.PL 峰数目及其各峰的强弱与生成薄膜过程中反应气体Si H 2Cl 2的分解速率、沉积温度、SiN x 生长过程有关,还与薄膜中纳米硅的团簇密度、尺寸大小以及各种不同类型的缺陷态种类和密度有十分重要的关系.关键词:L PCVD ;纳米硅镶嵌结构;SiN x 薄膜;可见荧光PACC :8155H ;6855;6860中图分类号:TN30412+4 文献标识码:A 文章编号:025324177(2005)08215532051　引言自1990年多孔硅的荧光现象被发现以来,硅基材料的光电应用引起了人们的广泛关注,其中氮化硅材料由于具有特殊的光学性质和优良的机械性能,是一种极富应用前景的材料.近十年来,国内外一些研究人员用多种不同的制备方法和手段来获取氮化硅材料,有些样品在室温下显示出了荧光现象,并对其发光机制做出了探讨:如王善忠等人用激光法成功制备了纳米非晶氮化硅粉体[1],牟季美等人从能带分裂讨论了纳米非晶氮化硅粉末的发光机制,认为其纳米尺寸引起的能带分裂形成的缺陷态是发光的主要原因[2];Molinari 等人用蒸发镀膜的方法制备氮化硅薄膜,并观察到荧光[3],Grit senko 等人用L PCVD 法制备氮化硅薄膜,提出了一个局部化学成分起伏假说,认为膜中化学成分起伏形成的量子阱的量子限制效应是发光的根源[4].目前许多文献报道了用PECVD 方法制备的富硅的氮化硅薄膜光致荧光的研究,对其发光机理,普遍地认为其中的纳米硅颗粒带来的纳米效应是发光的主要原因[5],而Compagnini 等人讨论了氮化硅薄膜中H 分布对其发光的影响,认为悬挂键在发光中扮演着重要角色[6].通过研究,我们认为不同方法制备的氮化硅,由于其微结构不同,因而其发光的主要因素并不相同,具体的各种工艺生长的氮化硅材料的发光机理需要进一步探讨.我们在用低能量高剂量N +注入硅的研究中观测到经快速退火后形成的纳米硅和氮化硅镶嵌结构的氮化硅薄膜在室温下能发射蓝绿光,并认为该氮化硅薄膜中纳米硅、N 2Si 2O 缺陷、Si/SiO 2界面处的与氧有关的氧空位缺陷是获得蓝色光致发光的主要来源[7].在此基础上,我们开展了用低压化学气相沉积(L PCVD )制备的SiN x 薄膜在室温下可见荧光发射的研究.曾利用Si H 4和N H 3作为气源,在860℃温度下生成了富硅的氮化硅薄膜,用510eV 的激光激发,在室温下曾经观测到了峰位位置在1190～2197eV 共6个PL 峰高强度的可见荧光的发射,并对其发光机制进行了探讨,建立了一个可见荧光发射的能隙态模型[8,9].最近我们在研究淀积氮化硅薄膜过程中,通过改变和控制生长条件和工艺过程,来改变样品的微结构和缺陷态,以观察富硅的a 2SiN x ∶H 薄膜的PL 峰的数目和峰位的强弱的改变,进一步对氮化硅的发光机理进行研究和探讨.本文采用Si H 2Cl 2和N H 3作为气源通过改变沉积温度(800～950℃),而获得了不同结构的a 2SiN x ∶H半　导　体　学　报第26卷薄膜,并在室温下相应观测到了1～5个不等峰位的PL峰,本文将报道这一结果,并对其原因进行初步探讨.2　实验a2SiN x∶H薄膜是用L PCVD工艺在电阻率为8～10Ω・cm、双面抛光的p型〈111〉单晶硅片上淀积而成.L PCVD设备为G22627M.F.G型,预抽真空为1×10-2Pa,淀积压力为50Pa,沉积时利用质量流量计控制Si H2Cl2和N H3的流量比,使其保持相同比例4∶1,改变沉积温度,分别得到在800,850, 900,950℃不同沉积温度下的富硅的氮化硅薄膜样品.我们采用Hitachi F24500PL荧光光谱仪(激发波长为330nm),M KⅡ光电子能谱仪,D/max2RB 型X射线衍射仪,Nicolet Magna IR750红外光谱仪,H800透射电镜对上述不同沉积温度下生长的氮化硅薄膜样品,分别进行了光致发光(PL)光谱的测定、结构分析、表面成分分析和微结构分析.3　结果及分析所有样品的PL谱测量都是在室温下进行的,在λex=330nm的激光照射下,观测到了1～5个峰位不等的可见荧光的发射,如图1所示,其结果如下:800℃温度下沉积的样品呈现出一个峰位位于505nm,半高宽为138nm的宽阔单峰;850℃温度下沉积的样品呈现一个峰位位于505nm,半高宽为90nm不对称主峰,同时在405nm附近还出现了一个小峰;900℃温度下沉积的样品开始出现三个PL 峰,其峰位分别为405,470,545nm;950℃温度下沉积的样品呈现了明显的5个PL峰,其峰位分别为455,470,505,545和570nm.X射线分析表明,在800～950℃沉积的氮化硅薄膜都是非晶的薄膜.TEM的分析(图2)表明,在SiN x膜中存在着许多慧星状的斑点,形成为镶嵌型复合膜结构.在高温条件下(>900℃)生长形成的SiN x膜中有许多明显的平均尺寸为100～110nm 的斑点存在,而相对低温(800℃,850℃)条件下生长的SiN x膜中慧星状斑点含量较少,其平均尺寸为50～70nm.该慧星状斑点结构的尺度大小和沉积温度有密切关系,随温度的升高,尺寸增大.对形成镶嵌微结构的斑点进行透射电镜分析,电子衍射结果图1　不同温度下沉积的富硅SiN x膜的荧光光谱Fig.1　PL spectra of Si2rich SiN x films with different temperaturedeposited图2　富硅SiN x膜的TEM照片　(a)800℃;(b)950℃Fig.2　TEM photo of Si2rich SiN x films　(a)800℃;(b)950℃如图2(b)所示,衍射花样表明SiN x膜中的镶嵌微结构是结晶的,而镶嵌微结构以外区域的透射电子衍射结果清楚地显示出了非晶的弥散环,证明这些4551第8期刘渝珍等:　沉积温度对a 2SiN x ∶H 薄膜PL 峰的影响区域是非晶的,对图2中的SiN x 样品进行能谱测定,能谱分析的结果证明该镶嵌微结构中慧星状斑点的主要成份为硅[10],因此本文所获得的样品是纳米硅镶嵌结构的α2SiN x ∶H 薄膜.所有样品的红外吸收谱(IR )(图3)在波数460～470cm -1,700～1000cm -1范围内都呈现一个展宽的表征SiN x 的Si 2N 的吸收带;同时在1000～1100cm -1都有一表征SiO x (x <2)的Si 2O 2Si 非对称伸展振动引起的吸收峰[11,12].其中沉积温度900℃的样品此峰明显,而950℃的样品此峰最明显,这表明我们获得的样品是含有微量氧的a 2SiN x ∶H 薄膜,并且氧的含量随着温度升高而增加.在沉积温度为900℃和950℃温度的样品中,在2300cm -1处,观察到了表征Si 2H 伸缩振动的峰,在1400～1600cm -1和3500～3300cm -1处,观察到表征N 2H 伸缩振动和弯曲振动的峰,而在小于900℃淀积的样品中均未获得这些峰,这与Graw 等人的实验结果一致[13].其中N 2H 峰以900℃的样品最强,950℃的样品有所下降.进一步的测量结果证实了样品中H 原子浓度约为(110～116)×1021cm -3,说明利用Si H 2Cl 2和N H 3作为气源,用L PCVD 工艺淀积的氮化硅薄膜的含氢量大大低于PECVD 制备的氮化硅薄膜[14].此外,在所有样品中都观察到619cm -1处有表征Si 2Si 的特征吸收频带,而950℃沉积的样品最为明显.这应当归结于高温下样品部分晶化而使得Si 2Si 键的含量增加.图3　不同温度下沉积的富硅SiN x 膜的红外光谱Fig.3　IR spectra of Si 2rich SiN x films deposited under different temperature图4是上述样品的Si2p 能级的光电子能谱(XPS ),通过高斯拟合可分解为二个峰,峰位分别位于10116eV 和10215eV ,分别对应于Si 2Si 2N 2和Si 2SiN 3中的Si2p 的结合能[5].根据TEM 及IR 谱的结果和Phillip 的无规随机结合键模型[15],谱图中应当还含有a 2Si ,Si 2Si 3N ,Si 2N 4及SiO 2峰,但由于我们实验中XPS 谱的分辨率不够高,未能识别出它们的结合能,同时这也表明其相应成分的含量相对较少,这与IR 谱中Si —Si 键和SiO x 的吸收峰远小于SiN x 的吸收峰相一致.而且说明所得样品中氮化硅主要以Si 2Si 2N 2和Si 2SiN 3的形式存在,这与Pei 等人的结果一致[5].从图4中可清楚看到从800℃到900℃随着沉积温度的升高,相应高能端的Si 2SiN 3含量增加,但从900℃到950℃Si 2SiN 3的含量又开始下降.图4　不同温度下沉积的富硅SiN x 膜的光电子能谱Fig.4　XPS spectra of Si 2rich SiN x films with different temperature deposited通过以上IR ,XPS ,PL ,TEM 微区成分分析,我们认为在保持Si H 2Cl 2和N H 3的流量比相同的条件下,当沉积温度较高时(≥900℃),Si H 2Cl 2分解出的硅原子速率超过了氮化硅薄膜的沉积生长速度,多余的硅原子沉积在硅衬底上,从而形成了排列有序的纳米硅与a 2SiN x ∶H 镶嵌结构.高密度的硅团簇的镶嵌结构必然会引入大量硅和氮的悬挂键≡Si 0,=N -,前者能进一步发生如下反应[16]:2≡Si 0=≡Si -+≡Si +但≡Si -和≡Si +的浓度要小得多.根据Roberson5551半　导　体　学　报第26卷的理论计算[16],SiN x 的能带宽度为513eV ,取E v =0eV ,则≡Si 0,=N -,≡Si -的能级分别为311,018和314eV ,所获得的405nm (3106eV ),470nm (2164eV ),545nm (2128eV )和570nm (2117eV )这四个PL 的发射带可分别由≡Si 0→E v (311eV →0eV ),≡Si -→=N -(314eV →018eV ),≡Si 0→=N -(311eV →018eV )和E c →≡Si 0(513eV →311eV )的电子辐射跃迁而产生.并且从荧光谱中可观察到,这四个辐射带在950℃沉积温度的样品中最强,低于900℃的样品中则非常弱,这与我们TEM 照片中硅岛数目的多少是一致的.另一方面由于低压生长条件,以及生长前后与空气的接触,不可避免地在样品中引入了氧元素,从而形成了一定含量的Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等结构缺陷.并在能带中引入Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等附加能级,其能级分别为016eV ,0135eV [8],荧光谱中波长455nm (2173eV )和505nm (2146eV )的发光带可分别归结为≡Si 0→N 2Si 2O (311eV →0135eV ),≡Si 0→Si 2O 2Si (311eV →016eV )的电子辐射跃迁(见图5),505nm 处的荧光峰,除900℃样品外,都很明显,从各方面因素看,900℃样品中,505nm 处的荧光峰应该只是被左右两侧的信号覆盖.考虑这一因素,该峰的强度与IR 谱所得的Si —O 键的吸收峰变化一致.455nm 处的荧光峰则只在900℃和950℃样品中观察到,原因可能与高温下N 2Si 2O 缺陷态密度较高有关,但这需要进一步研究.图5　能隙态模型Fig.5　Model of energy gap states实验结果表明,因我们的样品中硅岛尺寸大,且在沉积温度低于900℃的样品中数目少,本文认为其纳米硅带来的量子尺寸限制效应并非是引起L PCVD 方法制备的氮化硅薄膜的发光峰的个数不同的主要原因.4　结论用L PCVD 工艺制备,使其反应气体Si H 2Cl 2和N H 3的流量比控制为4∶1时,在800～950℃淀积的非晶的富硅的氮化硅薄膜在330nm 激光激发下,在室温下都观察到了一个或多个荧光发射现象,由于生长条件和工艺不同,导致了所形成的SiN x 膜中的能隙态和微观结构纳米硅表面的态密度不同,因此我们实验结果表明,其PL 峰的个数和各个峰位的强弱,与反应气体Si H 2Cl 2的分解速率以及与相关的缺陷态密度和分布有关,即与SiN x 生长过程中的动力学有关.本文认为L PCVD 生长的富硅的氮化硅薄膜的荧光发射峰位与薄膜中纳米硅的团簇及其随之带来的各种悬挂键有密切关系.当沉积温度高于900℃时,在SiN x 膜中有利于出现Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等缺陷态,因而在Si 3N 4能隙中产生了较多的附加能级,这是导致在室温下,从富硅的a 2SiN x ∶H 中获得多个分立发射可见光的根本原因.参考文献[1]　Wang Shanzhong ,Li Daohuo.A study on laser 2preparationand energy 2level strucuture of nanometer sized α2Si 3N 4parti 2cles.Acta Physica Sinica ,1994,43(4):627(in Chinese )[王善忠,李道火.α2Si 3N 4纳米粒子的激光法制备及能级结构研究.物理学报,1994,43(4):627][2]　Mo Chimei ,Zhang Lide ,Xie Cunyi ,et al.Luminescence ofnanometer 2sized amorphous silicon nitride solids.J Appl Phys ,1995,73(10):5185[3]　Molinari M ,Rinnert H ,Vergnat M.Correlation betweenstruct ure and photoluminescence in amorphous hydrogenated silicon nit ride alloys.Physica E ,2003,16:445[4]　Grit senko V A ,Zhuravlev K S ,Milov A D ,et al.Silicon dot s/clusters in silicon nit ride :photoluminescence and electron spin resonance.Thin Solid Films ,1999,353:20[5]　Pei Zingway ,Hwang H L.Formation of silicon nano 2dot s inluminescent silicon nitride.J Appl Surf Sci ,2003,212/213:760[6]　Compagnini G ,Galati C ,Miliani C ,et al.Dependence of photo 2emission of amorphous silicon nitride t hin films on t heir com 2position.Surface and Coatings Technology ,2002,151/152:2686551第8期刘渝珍等:　沉积温度对a2SiN x∶H薄膜PL峰的影响[7]　Liu Yuzhen,Shi Wanquan,Chen Zhijian,et al.Study on pho2toluminescence from N2implanted Si surface.Chinese Journalof Semiconductors,1998,19(9):667(in Chinese)[刘渝珍,石万全,陈志坚,等.注氮硅中光致发光现象及其机制的研究.半导体学报,1998,19(9):667][8]　Liu Yuzhen,Shi Wanquan,Han Y iqin,et al.Luminescencefrom silicon nitride film by L PCVD.Chinese Journal of Semi2conductors,2000,21(5):517(in Chinese)[刘渝珍,石万全,韩一琴,等.L PCVD氮化硅薄膜的室温可见光发射.半导体学报,2000,21(5):517][9]　Liu Yuzhen,Zhou Yuqin,Shi Wanquan,et al.St udy of photo2luminescence spectra of Si2rich SiN x films.Mater Lett,2004,58:2397[10]　Chen Dapeng,Ye Tianchun,Xie Changqing,et al.Study ofSiN x film stress inlaid wit h silicon nanocrystals preparing byL PCVD.Chinese Journal of Semiconductors,2001,22(12):1529(in Chinese)[陈大鹏,叶甜春,谢常青,等.L PCVD制备纳米硅镶嵌结构氮化硅膜及其内应力.半导体学报,2001,22(12):1529][11]　Lucovsky G,Richard P D,Tsu D V,et al.Deposition of silicondioxide and silicon nitride by remote plasma enhanced chemi2cal vapor deposition.J Vac Sci Technol A,1986,4(3):681 [12]　Tsu D V,L ucovsky G,Mantini M J.Deposition of siliconoxynitride t hin films by remote plasma enhanced chemical va2por deposition.J Vac Sci Technol A,1987,5(4):1998 [13]　Grow J M,Levy R A,Fan X,et al.Growt h kinetics and char2acterization of low pressure chemically vapor deposited Si3N4films(C4H9)Si H2and N H3.Mater Lett,1995,23:187 [14]　Liu Xuejian,Zhang J unji,Sun Xingwei,et al.Growt h andproperties of silicon nitride films prepared by low pressurechemical vapor deposition using t richlorosilane and ammonia.Thin Solid Films,2004,460:72[15]　Philipp H R.Optical and bonding model for non2crystallineSiO x and SiO x N y materials.J Non2Cryst Solids,1972,8～10:627[16]　Robert son J.Electronic st ructure of silicon nitride.Philos MagB,1991,63(1):47Photoluminescence of L PCV D Si2Rich Si N x Films Depositedat Different T emperaturesLiu Yuzhen1,Chen Dapeng2,Wang Xiaobo1,and Dong Lijun2(1Graduate S chool of Chinese A cadem y of S ciences,B ei j ing　100049,China)(2I nstit ute of Microelect ronics,Chinese A cadem y of Sciences,Bei j ing　100029,China)Abstract:Silicon2rich silicon nitride thin films prepared by L PCVD technique show visible photoluminescence(PL)emission at room temperature with one to five separate peaks.Based on TEM,IR,and XPS,we find that the films have the mosaic structure of silicon nanoclusters embedded in a silicon nitride solid.By choosing different deposition temperatures during the preparation of the samples,we can change the microstructure of the thin films and the defects in them,which causes the changes of the PL spectrum.This then provides us information about the luminescence mechanics of the silicon nitride thin films.K ey w ords:low pressure chemical vapor deposition;nano2silicon microstructure;SiN x film;luminescencePACC:8155H;6855;6860Article ID:025324177(2005)0821553205Liu Yuzhen　female,professor.She is engaged in research on nano2materials.Chen Dapeng　male,professor.He is engaged in research on materials and micro2processing technologyies.Received16J uly2004,revised manuscript received25February2005Ζ2005Chinese Institute of Electronics7551。

科技资讯 SC I EN C E &TE C HN O LO G Y I NF O R MA T IO N 工 程 技 术氮化硅薄膜不仅具有致密结构、很强的阻止水和离子扩散的能力和超强抗氧化和抗腐蚀的能力,而且具有高弹性模量、折断强度和抗疲劳强度以及良好的耐磨性等优良的机械和力学性能,经常被利用制作成MEMS器件中悬梁、阀门等各种微机械结构。

对于应用在M EM S器件中的氮化硅薄膜,其残余应力和弹性模量是重要的力学性能,是ME MS设计的重要参数,也是影响ME MS器件性能的重要因素。

而沉积温度是PECVD法沉积氮化硅薄膜的重要工艺参数,它对氮化硅薄膜的残余应力和弹性模量有着重大的影响。

本文通过实验研究了沉积温度对氮化硅薄膜残余应力的影响,并分析其原因。

1 工艺实验实验使用北京创威纳科技有限公司生产的PECVD－2E标准型等离子体化学气相淀积台,使用气体:SiH4(由N2稀释,含12％SiH4)和NH3;在(100)硅片上生长厚度为0.5μm的氮化硅薄膜。

采用表面轮廓仪(Dektak36M)测量氮化硅薄膜的残余应力;由XPS测得氮化硅薄膜的氮硅比。

2 沉积温度对残余应力的影响2.1沉积温度对残余应力的影响结果图1是在功率为250W、工作气压为2Pa、气体流量比SiH4∶NH3＝38∶20SCCM的条件下,氮化硅薄膜残余应力随沉积温度的变化曲线。

从图1可以看出氮化硅薄膜的残余应力σres是压应力,并随着沉积温度的升高压应力变小。

2.2沉积温度对残余应力影响的原因分析(1)当沉积温度较低时,一方面,氮化硅薄膜的生长速度较快,如图2所示(图2是在在功率为250W、工作气压为2Pa、气体流量比SiH4∶NH3＝38∶20SCC M的条件下,氮化硅薄膜的生长速率随沉积温度的变化曲线)。

从图2可看出,随着沉积温度的提高,氮化硅薄膜的生长速率下降。

另一方面,沉淀温度低时在薄膜的沉积过程中,由于到沉积温度对氮化硅薄膜力学性能的影响吴清鑫 陈光红(苏州市职业大学电子信息工程系 江苏苏州 215104)摘 要:采用了等离子体增强化学气相沉积法(Plasma－enhanced Chemical Vapor Deposition,PECVD),硅烷SiH4(用氮气N2稀释到12％)和纯氨气NH3作为反应气体在(100)硅片上生长氮化硅薄膜;采用表面轮廓仪(Dektak36M)测量氮化硅薄膜的残余应力;由XPS测得氮化硅薄膜的氮硅比。

PECVD氮化硅薄膜性质及工艺研究1. 引言1.1 研究背景PECVD氮化硅薄膜是一种在微电子领域广泛应用的材料，具有优异的绝缘性能和稳定的化学性质。

随着微电子器件的不断发展，对PECVD氮化硅薄膜的性能要求也越来越高。

目前，人们对氮化硅薄膜的制备工艺、性质分析、表面形貌研究以及应用前景进行了深入探讨，但仍有许多问题有待解决。

传统的PECVD氮化硅薄膜的制备工艺存在着很多缺陷，如膜的致密性不足、氢气残留量较高等，限制了其在微电子器件中的应用。

研究优化PECVD氮化硅薄膜的制备工艺，提高膜的质量和稳定性，具有重要意义。

随着半导体器件尺寸的不断缩小，对氮化硅薄膜表面形貌的要求也越来越严格。

如何通过PECVD技术获得具有良好表面形貌的氮化硅薄膜，是当前研究的重点之一。

对PECVD氮化硅薄膜的制备工艺、性质分析、表面形貌研究以及应用前景进行深入探讨，对进一步推动微电子器件的发展具有重要意义。

1.2 研究意义通过深入研究PECVD氮化硅薄膜的制备工艺和性质分析，可以为提高氮化硅薄膜的质量和稳定性提供理论基础和实验依据。

探究PECVD氮化硅薄膜的表面形貌以及优化其工艺参数，有助于提高薄膜的光学、电学性能，从而拓展其在微电子领域的应用范围。

本研究将为氮化硅薄膜的生产和应用提供新的思路和方法，对于推动半导体器件技术的发展具有重要意义。

2. 正文2.1 PECVD氮化硅薄膜的制备工艺PECVD氮化硅薄膜的制备工艺是利用等离子体增强化学气相沉积技术，在特定的工艺条件下，将硅源气体（如二甲基硅醚、三甲基氯硅烷等）与氨气（NH3）反应生成氮化硅薄膜。

制备工艺中的关键参数包括沉积温度、沉积压力、沉积速率、氮源气体流量等。

在制备过程中，首先需要清洁基底表面，去除氧化层和杂质，以保证薄膜的质量和附着力。

在PECVD氮化硅薄膜制备过程中，通过控制沉积温度和压力，可以调节薄膜的致密性和结晶度，从而影响其机械性能和光学性能。

氮源气体的流量和比例也会影响氮化硅薄膜的成分和性质。

PECVD氮化硅薄膜性质及工艺研究PECVD（Plasma Enhanced Chemical Vapor Deposition）氮化硅薄膜是一种广泛应用于半导体、光电子器件等领域的薄膜材料。

它具有较好的绝缘性能、高介电常数、低温沉积等特点，因此被广泛应用于电子器件的绝缘层、电阻层和介质层等。

氮化硅薄膜的性质主要取决于沉积工艺参数，如沉积温度、沉积气体组成、射频功率等。

下面将详细介绍PECVD氮化硅薄膜的性质及工艺研究。

PECVD氮化硅薄膜具有较好的绝缘性能。

氮化硅是一种非晶态材料，其本身就具备良好的绝缘性能。

通过PECVD工艺可以在基片上沉积出均匀且密实的氮化硅薄膜，进一步提高了绝缘性能。

PECVD氮化硅薄膜的介电常数较高。

介电常数是评价绝缘材料电性能的重要指标之一，对于光电子器件的工作性能有重要影响。

由于含有较高比例的氮元素，PECVD氮化硅薄膜的介电常数可以在3.5到8之间调节，具有较大的设计空间。

PECVD氮化硅薄膜具有较低的沉积温度。

相对于其他沉积工艺，PECVD氮化硅薄膜可以在相对较低的温度下完成沉积。

这对于一些温度敏感的材料或器件封装过程中非常重要。

1. 沉积温度的控制：沉积温度对薄膜的性质有重要影响。

通过优化沉积温度，可以实现不同薄膜性质的调控。

2. 沉积气体组成的优化：沉积气体主要包括硅源和氮源。

不同的气体组成可以调节薄膜的化学成分，进一步调控薄膜性质。

3. 射频功率的优化：射频功率对等离子体的产生和能量传递有重要影响。

合理调控射频功率可以实现较高的沉积速率和优良的薄膜质量。

4. 薄膜的表征：通过扫描电镜、X射线衍射等手段对沉积薄膜进行表征，了解薄膜的形貌、结构和成分等，从而进一步优化工艺参数。

PECVD氮化硅薄膜具有较好的绝缘性能、高介电常数和低温沉积等特点。

通过优化工艺参数，可以调控薄膜的性质，满足不同应用领域的需求。

在实际应用中，还需要进一步研究工艺优化、薄膜性能表征等方面的问题，以提高薄膜的质量和工艺的可靠性。

氮化硅沉积温度氮化硅是一种重要的半导体材料，广泛应用于电子器件、光学器件和功率器件等领域。

而氮化硅沉积温度是影响氮化硅薄膜性质和器件性能的关键参数之一。

本文将从不同角度探讨氮化硅沉积温度对氮化硅薄膜性质和器件性能的影响。

氮化硅沉积温度对氮化硅薄膜的结晶性和微观结构有着重要影响。

在较低的沉积温度下，氮化硅薄膜往往呈非晶态或部分晶态，晶粒尺寸较小。

随着沉积温度的增加，氮化硅薄膜的结晶度提高，晶粒尺寸增大。

这是因为较低的沉积温度下，氮化硅分子在衬底表面扩散速度较慢，晶核密度较低，导致晶粒尺寸较小。

而较高的沉积温度有利于氮化硅分子在衬底表面快速扩散，晶核密度增加，晶粒尺寸增大。

因此，选择合适的沉积温度可以控制氮化硅薄膜的结晶性和晶粒尺寸，从而影响其光学、电学和力学性能。

氮化硅沉积温度对氮化硅薄膜的化学成分和化学键结构有着重要影响。

在低温下，氮化硅薄膜中通常存在较高的氢含量，氮化硅与氢形成的氮氢键对薄膜的光学和电学性质有较大影响。

随着沉积温度的增加，氢含量逐渐减少，而氮硅键的比例逐渐增加。

较高的沉积温度有利于氮硅键的形成和氮化硅薄膜的致密性提高，从而改善薄膜的气密性和化学稳定性。

氮化硅沉积温度还对氮化硅薄膜的应力和缺陷有着重要影响。

低温沉积的氮化硅薄膜通常具有较高的残余应力和较多的缺陷，如裂纹、堆垛缺陷等。

这是因为较低的沉积温度下，氮化硅分子在衬底表面的扩散速度较慢，导致沉积薄膜中的应力积累和缺陷形成。

而较高的沉积温度有利于氮化硅分子在衬底表面的快速扩散，减少应力积累和缺陷形成，从而降低薄膜的应力和缺陷密度。

氮化硅沉积温度对氮化硅薄膜性质和器件性能有着显著影响。

在实际应用中，需要根据具体要求选择合适的沉积温度，以获得理想的氮化硅薄膜性能。

同时，还需要考虑到沉积温度对氮化硅薄膜生长速率和沉积效率的影响，以及与衬底材料和气氛的相容性等因素。

通过合理控制氮化硅沉积温度，可实现对氮化硅薄膜性质和器件性能的精确调控，为氮化硅材料的应用提供技术支持和理论指导。

PECVD氮化硅薄膜性质及工艺研究1. 引言1.1 背景介绍PECVD氮化硅薄膜是一种重要的薄膜材料，广泛应用于半导体领域、光电子器件和微电子器件中。

氮化硅薄膜具有优异的光学、电学和机械性能，具有很高的化学稳定性和耐热性，因此在微电子工业中具有广泛的应用前景。

随着半导体器件尺寸的不断缩小和功能的不断提高，对PECVD氮化硅薄膜的性能和工艺要求也越来越高。

传统的PECVD氮化硅薄膜制备工艺通常采用硅烷和氨气作为前驱物质，在高温和低压条件下沉积在衬底表面上。

由于氨气具有毒性和爆炸性，并且在制备过程中易产生氢气等副产物，对环境和人员健康造成威胁。

研究人员开始探索其他替代性氮源气体，如氮气等，以提高PECVD氮化硅薄膜的制备效率和质量，并减少对环境的影响。

本文旨在探究PECVD氮化硅薄膜的制备工艺、性质分析、影响因素、优化工艺以及未来应用展望，以期为相关领域的研究和应用提供参考和指导。

1.2 研究目的研究目的：本研究旨在深入探究PECVD氮化硅薄膜的性质及制备工艺，分析影响其性质的因素，为优化PECVD氮化硅薄膜的制备工艺提供理论依据。

通过对氮化硅薄膜在不同条件下的特性和性能进行研究，探讨其在光电子、微电子领域的潜在应用，为相关领域的科学研究和工程应用提供参考和指导。

通过本研究的开展，希望能够深化对PECVD氮化硅薄膜的认识，并为该材料的制备工艺和性能优化提供新思路和方法。

通过对未来应用展望的探讨，为相关领域的发展方向提供启示，促进氮化硅薄膜在光电子、微电子等领域的进一步研究和应用。

2. 正文2.1 PECVD氮化硅薄膜的制备工艺PECVD氮化硅薄膜的制备工艺是一项关键的研究内容，其制备过程必须严格控制以确保薄膜质量和性能。

通常，制备工艺包括以下几个步骤：首先是前处理步骤，包括基板清洗和表面处理。

基板清洗可以采用溶剂清洗、超声清洗等方法，以去除表面的杂质和污染物。

表面处理可以采用氧等离子体处理、氢气退火等方法，以改善基板表面的粗糙度和亲水性。

第26卷　第8期2005年8月半　导　体　学　报CHIN ESE J OURNAL OF SEMICONDUCTORSVol.26　No.8Aug.,2005刘渝珍　女,教授,从事纳米材料的研究.陈大鹏　男,研究员,博士,研究方向为材料及微细加工技术.2004207216收到,2005202225定稿Ζ2005中国电子学会沉积温度对a 2SiN x ∶H 薄膜PL 峰的影响刘渝珍1　陈大鹏2　王小波1　董立军2(1中国科学院研究生院,北京　100049)(2中国科学院微电子研究所,北京　100029)摘要:在3175eV 的激光激发下,利用L PCVD 在800～950℃不同温度下沉积富硅的SiN x 薄膜中,在室温下观测到1～5个高强度可见荧光的发射.通过TEM ,IR ,XPS 等的分析研究表明,文中所获样品为纳米硅镶嵌结构的a 2SiN x ∶H 薄膜.PL 峰数目及其各峰的强弱与生成薄膜过程中反应气体Si H 2Cl 2的分解速率、沉积温度、SiN x 生长过程有关,还与薄膜中纳米硅的团簇密度、尺寸大小以及各种不同类型的缺陷态种类和密度有十分重要的关系.关键词:L PCVD ;纳米硅镶嵌结构;SiN x 薄膜;可见荧光PACC :8155H ;6855;6860中图分类号:TN30412+4 文献标识码:A 文章编号:025324177(2005)08215532051　引言自1990年多孔硅的荧光现象被发现以来,硅基材料的光电应用引起了人们的广泛关注,其中氮化硅材料由于具有特殊的光学性质和优良的机械性能,是一种极富应用前景的材料.近十年来,国内外一些研究人员用多种不同的制备方法和手段来获取氮化硅材料,有些样品在室温下显示出了荧光现象,并对其发光机制做出了探讨:如王善忠等人用激光法成功制备了纳米非晶氮化硅粉体[1],牟季美等人从能带分裂讨论了纳米非晶氮化硅粉末的发光机制,认为其纳米尺寸引起的能带分裂形成的缺陷态是发光的主要原因[2];Molinari 等人用蒸发镀膜的方法制备氮化硅薄膜,并观察到荧光[3],Grit senko 等人用L PCVD 法制备氮化硅薄膜,提出了一个局部化学成分起伏假说,认为膜中化学成分起伏形成的量子阱的量子限制效应是发光的根源[4].目前许多文献报道了用PECVD 方法制备的富硅的氮化硅薄膜光致荧光的研究,对其发光机理,普遍地认为其中的纳米硅颗粒带来的纳米效应是发光的主要原因[5],而Compagnini 等人讨论了氮化硅薄膜中H 分布对其发光的影响,认为悬挂键在发光中扮演着重要角色[6].通过研究,我们认为不同方法制备的氮化硅,由于其微结构不同,因而其发光的主要因素并不相同,具体的各种工艺生长的氮化硅材料的发光机理需要进一步探讨.我们在用低能量高剂量N +注入硅的研究中观测到经快速退火后形成的纳米硅和氮化硅镶嵌结构的氮化硅薄膜在室温下能发射蓝绿光,并认为该氮化硅薄膜中纳米硅、N 2Si 2O 缺陷、Si/SiO 2界面处的与氧有关的氧空位缺陷是获得蓝色光致发光的主要来源[7].在此基础上,我们开展了用低压化学气相沉积(L PCVD )制备的SiN x 薄膜在室温下可见荧光发射的研究.曾利用Si H 4和N H 3作为气源,在860℃温度下生成了富硅的氮化硅薄膜,用510eV 的激光激发,在室温下曾经观测到了峰位位置在1190～2197eV 共6个PL 峰高强度的可见荧光的发射,并对其发光机制进行了探讨,建立了一个可见荧光发射的能隙态模型[8,9].最近我们在研究淀积氮化硅薄膜过程中,通过改变和控制生长条件和工艺过程,来改变样品的微结构和缺陷态,以观察富硅的a 2SiN x ∶H 薄膜的PL 峰的数目和峰位的强弱的改变,进一步对氮化硅的发光机理进行研究和探讨.本文采用Si H 2Cl 2和N H 3作为气源通过改变沉积温度(800～950℃),而获得了不同结构的a 2SiN x ∶H半　导　体　学　报第26卷薄膜,并在室温下相应观测到了1～5个不等峰位的PL峰,本文将报道这一结果,并对其原因进行初步探讨.2　实验a2SiN x∶H薄膜是用L PCVD工艺在电阻率为8～10Ω・cm、双面抛光的p型〈111〉单晶硅片上淀积而成.L PCVD设备为G22627M.F.G型,预抽真空为1×10-2Pa,淀积压力为50Pa,沉积时利用质量流量计控制Si H2Cl2和N H3的流量比,使其保持相同比例4∶1,改变沉积温度,分别得到在800,850, 900,950℃不同沉积温度下的富硅的氮化硅薄膜样品.我们采用Hitachi F24500PL荧光光谱仪(激发波长为330nm),M KⅡ光电子能谱仪,D/max2RB 型X射线衍射仪,Nicolet Magna IR750红外光谱仪,H800透射电镜对上述不同沉积温度下生长的氮化硅薄膜样品,分别进行了光致发光(PL)光谱的测定、结构分析、表面成分分析和微结构分析.3　结果及分析所有样品的PL谱测量都是在室温下进行的,在λex=330nm的激光照射下,观测到了1～5个峰位不等的可见荧光的发射,如图1所示,其结果如下:800℃温度下沉积的样品呈现出一个峰位位于505nm,半高宽为138nm的宽阔单峰;850℃温度下沉积的样品呈现一个峰位位于505nm,半高宽为90nm不对称主峰,同时在405nm附近还出现了一个小峰;900℃温度下沉积的样品开始出现三个PL 峰,其峰位分别为405,470,545nm;950℃温度下沉积的样品呈现了明显的5个PL峰,其峰位分别为455,470,505,545和570nm.X射线分析表明,在800～950℃沉积的氮化硅薄膜都是非晶的薄膜.TEM的分析(图2)表明,在SiN x膜中存在着许多慧星状的斑点,形成为镶嵌型复合膜结构.在高温条件下(>900℃)生长形成的SiN x膜中有许多明显的平均尺寸为100～110nm 的斑点存在,而相对低温(800℃,850℃)条件下生长的SiN x膜中慧星状斑点含量较少,其平均尺寸为50～70nm.该慧星状斑点结构的尺度大小和沉积温度有密切关系,随温度的升高,尺寸增大.对形成镶嵌微结构的斑点进行透射电镜分析,电子衍射结果图1　不同温度下沉积的富硅SiN x膜的荧光光谱Fig.1　PL spectra of Si2rich SiN x films with different temperaturedeposited图2　富硅SiN x膜的TEM照片　(a)800℃;(b)950℃Fig.2　TEM photo of Si2rich SiN x films　(a)800℃;(b)950℃如图2(b)所示,衍射花样表明SiN x膜中的镶嵌微结构是结晶的,而镶嵌微结构以外区域的透射电子衍射结果清楚地显示出了非晶的弥散环,证明这些4551第8期刘渝珍等:　沉积温度对a 2SiN x ∶H 薄膜PL 峰的影响区域是非晶的,对图2中的SiN x 样品进行能谱测定,能谱分析的结果证明该镶嵌微结构中慧星状斑点的主要成份为硅[10],因此本文所获得的样品是纳米硅镶嵌结构的α2SiN x ∶H 薄膜.所有样品的红外吸收谱(IR )(图3)在波数460～470cm -1,700～1000cm -1范围内都呈现一个展宽的表征SiN x 的Si 2N 的吸收带;同时在1000～1100cm -1都有一表征SiO x (x <2)的Si 2O 2Si 非对称伸展振动引起的吸收峰[11,12].其中沉积温度900℃的样品此峰明显,而950℃的样品此峰最明显,这表明我们获得的样品是含有微量氧的a 2SiN x ∶H 薄膜,并且氧的含量随着温度升高而增加.在沉积温度为900℃和950℃温度的样品中,在2300cm -1处,观察到了表征Si 2H 伸缩振动的峰,在1400～1600cm -1和3500～3300cm -1处,观察到表征N 2H 伸缩振动和弯曲振动的峰,而在小于900℃淀积的样品中均未获得这些峰,这与Graw 等人的实验结果一致[13].其中N 2H 峰以900℃的样品最强,950℃的样品有所下降.进一步的测量结果证实了样品中H 原子浓度约为(110～116)×1021cm -3,说明利用Si H 2Cl 2和N H 3作为气源,用L PCVD 工艺淀积的氮化硅薄膜的含氢量大大低于PECVD 制备的氮化硅薄膜[14].此外,在所有样品中都观察到619cm -1处有表征Si 2Si 的特征吸收频带,而950℃沉积的样品最为明显.这应当归结于高温下样品部分晶化而使得Si 2Si 键的含量增加.图3　不同温度下沉积的富硅SiN x 膜的红外光谱Fig.3　IR spectra of Si 2rich SiN x films deposited under different temperature图4是上述样品的Si2p 能级的光电子能谱(XPS ),通过高斯拟合可分解为二个峰,峰位分别位于10116eV 和10215eV ,分别对应于Si 2Si 2N 2和Si 2SiN 3中的Si2p 的结合能[5].根据TEM 及IR 谱的结果和Phillip 的无规随机结合键模型[15],谱图中应当还含有a 2Si ,Si 2Si 3N ,Si 2N 4及SiO 2峰,但由于我们实验中XPS 谱的分辨率不够高,未能识别出它们的结合能,同时这也表明其相应成分的含量相对较少,这与IR 谱中Si —Si 键和SiO x 的吸收峰远小于SiN x 的吸收峰相一致.而且说明所得样品中氮化硅主要以Si 2Si 2N 2和Si 2SiN 3的形式存在,这与Pei 等人的结果一致[5].从图4中可清楚看到从800℃到900℃随着沉积温度的升高,相应高能端的Si 2SiN 3含量增加,但从900℃到950℃Si 2SiN 3的含量又开始下降.图4　不同温度下沉积的富硅SiN x 膜的光电子能谱Fig.4　XPS spectra of Si 2rich SiN x films with different temperature deposited通过以上IR ,XPS ,PL ,TEM 微区成分分析,我们认为在保持Si H 2Cl 2和N H 3的流量比相同的条件下,当沉积温度较高时(≥900℃),Si H 2Cl 2分解出的硅原子速率超过了氮化硅薄膜的沉积生长速度,多余的硅原子沉积在硅衬底上,从而形成了排列有序的纳米硅与a 2SiN x ∶H 镶嵌结构.高密度的硅团簇的镶嵌结构必然会引入大量硅和氮的悬挂键≡Si 0,=N -,前者能进一步发生如下反应[16]:2≡Si 0=≡Si -+≡Si +但≡Si -和≡Si +的浓度要小得多.根据Roberson5551半　导　体　学　报第26卷的理论计算[16],SiN x 的能带宽度为513eV ,取E v =0eV ,则≡Si 0,=N -,≡Si -的能级分别为311,018和314eV ,所获得的405nm (3106eV ),470nm (2164eV ),545nm (2128eV )和570nm (2117eV )这四个PL 的发射带可分别由≡Si 0→E v (311eV →0eV ),≡Si -→=N -(314eV →018eV ),≡Si 0→=N -(311eV →018eV )和E c →≡Si 0(513eV →311eV )的电子辐射跃迁而产生.并且从荧光谱中可观察到,这四个辐射带在950℃沉积温度的样品中最强,低于900℃的样品中则非常弱,这与我们TEM 照片中硅岛数目的多少是一致的.另一方面由于低压生长条件,以及生长前后与空气的接触,不可避免地在样品中引入了氧元素,从而形成了一定含量的Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等结构缺陷.并在能带中引入Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等附加能级,其能级分别为016eV ,0135eV [8],荧光谱中波长455nm (2173eV )和505nm (2146eV )的发光带可分别归结为≡Si 0→N 2Si 2O (311eV →0135eV ),≡Si 0→Si 2O 2Si (311eV →016eV )的电子辐射跃迁(见图5),505nm 处的荧光峰,除900℃样品外,都很明显,从各方面因素看,900℃样品中,505nm 处的荧光峰应该只是被左右两侧的信号覆盖.考虑这一因素,该峰的强度与IR 谱所得的Si —O 键的吸收峰变化一致.455nm 处的荧光峰则只在900℃和950℃样品中观察到,原因可能与高温下N 2Si 2O 缺陷态密度较高有关,但这需要进一步研究.图5　能隙态模型Fig.5　Model of energy gap states实验结果表明,因我们的样品中硅岛尺寸大,且在沉积温度低于900℃的样品中数目少,本文认为其纳米硅带来的量子尺寸限制效应并非是引起L PCVD 方法制备的氮化硅薄膜的发光峰的个数不同的主要原因.4　结论用L PCVD 工艺制备,使其反应气体Si H 2Cl 2和N H 3的流量比控制为4∶1时,在800～950℃淀积的非晶的富硅的氮化硅薄膜在330nm 激光激发下,在室温下都观察到了一个或多个荧光发射现象,由于生长条件和工艺不同,导致了所形成的SiN x 膜中的能隙态和微观结构纳米硅表面的态密度不同,因此我们实验结果表明,其PL 峰的个数和各个峰位的强弱,与反应气体Si H 2Cl 2的分解速率以及与相关的缺陷态密度和分布有关,即与SiN x 生长过程中的动力学有关.本文认为L PCVD 生长的富硅的氮化硅薄膜的荧光发射峰位与薄膜中纳米硅的团簇及其随之带来的各种悬挂键有密切关系.当沉积温度高于900℃时,在SiN x 膜中有利于出现Si 2O 2Si ,N 2Si 2O 等缺陷态,因而在Si 3N 4能隙中产生了较多的附加能级,这是导致在室温下,从富硅的a 2SiN x ∶H 中获得多个分立发射可见光的根本原因.参考文献[1]　Wang Shanzhong ,Li Daohuo.A study on laser 2preparationand energy 2level strucuture of nanometer sized α2Si 3N 4parti 2cles.Acta Physica Sinica ,1994,43(4):627(in Chinese )[王善忠,李道火.α2Si 3N 4纳米粒子的激光法制备及能级结构研究.物理学报,1994,43(4):627][2]　Mo Chimei ,Zhang Lide ,Xie Cunyi ,et al.Luminescence ofnanometer 2sized amorphous silicon nitride solids.J Appl Phys ,1995,73(10):5185[3]　Molinari M ,Rinnert H ,Vergnat M.Correlation betweenstruct ure and photoluminescence in amorphous hydrogenated silicon nit ride alloys.Physica E ,2003,16:445[4]　Grit senko V A ,Zhuravlev K S ,Milov A D ,et al.Silicon dot s/clusters in silicon nit ride :photoluminescence and electron spin resonance.Thin Solid Films ,1999,353:20[5]　Pei Zingway ,Hwang H L.Formation of silicon nano 2dot s inluminescent silicon nitride.J Appl Surf Sci ,2003,212/213:760[6]　Compagnini G ,Galati C ,Miliani C ,et al.Dependence of photo 2emission of amorphous silicon nitride t hin films on t heir com 2position.Surface and Coatings Technology ,2002,151/152:2686551第8期刘渝珍等:　沉积温度对a2SiN x∶H薄膜PL峰的影响[7]　Liu Yuzhen,Shi Wanquan,Chen Zhijian,et al.Study on pho2toluminescence from N2implanted Si surface.Chinese Journalof Semiconductors,1998,19(9):667(in Chinese)[刘渝珍,石万全,陈志坚,等.注氮硅中光致发光现象及其机制的研究.半导体学报,1998,19(9):667][8]　Liu Yuzhen,Shi Wanquan,Han Y iqin,et al.Luminescencefrom silicon nitride film by L PCVD.Chinese Journal of Semi2conductors,2000,21(5):517(in Chinese)[刘渝珍,石万全,韩一琴,等.L PCVD氮化硅薄膜的室温可见光发射.半导体学报,2000,21(5):517][9]　Liu Yuzhen,Zhou Yuqin,Shi Wanquan,et al.St udy of photo2luminescence spectra of Si2rich SiN x films.Mater Lett,2004,58:2397[10]　Chen Dapeng,Ye Tianchun,Xie Changqing,et al.Study ofSiN x film stress inlaid wit h silicon nanocrystals preparing byL PCVD.Chinese Journal of Semiconductors,2001,22(12):1529(in Chinese)[陈大鹏,叶甜春,谢常青,等.L PCVD制备纳米硅镶嵌结构氮化硅膜及其内应力.半导体学报,2001,22(12):1529][11]　Lucovsky G,Richard P D,Tsu D V,et al.Deposition of silicondioxide and silicon nitride by remote plasma enhanced chemi2cal vapor deposition.J Vac Sci Technol A,1986,4(3):681 [12]　Tsu D V,L ucovsky G,Mantini M J.Deposition of siliconoxynitride t hin films by remote plasma enhanced chemical va2por deposition.J Vac Sci Technol A,1987,5(4):1998 [13]　Grow J M,Levy R A,Fan X,et al.Growt h kinetics and char2acterization of low pressure chemically vapor deposited Si3N4films(C4H9)Si H2and N H3.Mater Lett,1995,23:187 [14]　Liu Xuejian,Zhang J unji,Sun Xingwei,et al.Growt h andproperties of silicon nitride films prepared by low pressurechemical vapor deposition using t richlorosilane and ammonia.Thin Solid Films,2004,460:72[15]　Philipp H R.Optical and bonding model for non2crystallineSiO x and SiO x N y materials.J Non2Cryst Solids,1972,8～10:627[16]　Robert son J.Electronic st ructure of silicon nitride.Philos MagB,1991,63(1):47Photoluminescence of L PCV D Si2Rich Si N x Films Depositedat Different T emperaturesLiu Yuzhen1,Chen Dapeng2,Wang Xiaobo1,and Dong Lijun2(1Graduate S chool of Chinese A cadem y of S ciences,B ei j ing　100049,China)(2I nstit ute of Microelect ronics,Chinese A cadem y of Sciences,Bei j ing　100029,China)Abstract:Silicon2rich silicon nitride thin films prepared by L PCVD technique show visible photoluminescence(PL)emission at room temperature with one to five separate peaks.Based on TEM,IR,and XPS,we find that the films have the mosaic structure of silicon nanoclusters embedded in a silicon nitride solid.By choosing different deposition temperatures during the preparation of the samples,we can change the microstructure of the thin films and the defects in them,which causes the changes of the PL spectrum.This then provides us information about the luminescence mechanics of the silicon nitride thin films.K ey w ords:low pressure chemical vapor deposition;nano2silicon microstructure;SiN x film;luminescencePACC:8155H;6855;6860Article ID:025324177(2005)0821553205Liu Yuzhen　female,professor.She is engaged in research on nano2materials.Chen Dapeng　male,professor.He is engaged in research on materials and micro2processing technologyies.Received16J uly2004,revised manuscript received25February2005Ζ2005Chinese Institute of Electronics7551。

第２５卷第３期２００４年６月太阳能学报Ａ（汀ＡＥＮＥＲＧＩＡＥＳ（）ＩＡＲＩＳＳＩＮＩＣＡＶｄ．２５．Ｎｏ．３Ｊｕｌｙ，２００４文章编号：０２５４．Ｏ眇６ｆ２００４）０３一０３４１．鹏ＰＥＣＶＤ淀积氮化硅薄膜性质研究王晓泉，汪雷，席珍强，徐进，崔（浙江大学硅材料国家重点实验室，杭州３１００２７）灿，杨德仁摘要：使用等离子体增强化学气相沉积（ＰｌａｓｒＩｌａＥｎｈａｎｃｅｄＣｈ鲫ｉｃａｌｖａｐｏｒ决ｐ商ｔｉｏｎ，Ｐ壬ｘ：ｖＤ）在Ｐ型硅片上沉积了氮化硅（ｓｉＮｘ）薄膜，使用薄膜测试仪观察了薄膜的厚度、折射率和反射光谱，利用扫描电子显微镜（ｓＥＭ），原子力显微镜（越、Ｍ）观察了截面和表面形貌，使用傅立叶变换红外光谱仪（ＦＴＩＲ）和能谱仪（ＥＩ）ｘ）分析了薄膜的化学结构和成分。

最后，考察了薄膜在经过快速热处理过程后的热稳定性，并利用霍尔参数测试仪（｝ｈ１１）比较了薄膜沉积前后载流子迁移率的变化。

关键词：太阳电池；Ｈｍ；氮化硅中图分类号：ｎ（５１１＋．４文献标识码：Ａ０引言由于有着良好的绝缘性，致密性，稳定性和对杂质离子的掩蔽能力，氮化硅薄膜作为一种高效器件表面的钝化层已被广泛应用在半导体工艺中。

人们同时发现，在多晶硅太阳电池表面生长高质量氮化硅薄膜不仅可以十分显著地提高多晶硅太阳电池的转换效率，而且还可以降低生产成本。

这是因为作为一种减反射膜，氮化硅不仅有着极好的光学性能（Ａ＝６３２．８ｍ时折射率在１．８～２．５之间，而最理想的封装太阳电池减反射膜折射率在２．１～２．２５之间）和化学性能，还能对质量较差的硅片起到表面和体内钝化作用，提高电池的短路电流。

因此，采用氮化硅薄膜作为晶体硅太阳电池的减反射膜已经成为光伏界的研究热点【卜３ｌ。

１９９６年，Ｋｙｏｃｅｒａ公司通过生长氮化硅薄膜作为太阳电池的减反射膜和钝化膜在１５ｃｍ×１５ｃｍ的多晶硅太阳电池上达到了１７．１％的转换效率Ｌ４１；Ａ．ＨｕＫｂｎｅｒ等人利用氮化硅钝化双面太阳电池的背表面使电池效率超过了２０％【５Ｊ。