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作者：Lars Rebohle1,2  · S. Prucnal1,2 · Y. Berencén2 · V. Begeza2 · S. Zhou2

闪光灯退火技术
一般来说，FLA系统由能量存储系统和闪光室组成。能量存储系统包括一个或多个电容器来储存能量，一个电感器来形成脉冲，一个充电设备，以及所需的电子设备，包括用于控制的高功率开关。闪光室主要由一个或多个闪光灯、一个反射器（用于最大化光的收集）以及由石英制成的保护窗口组成，保护闪光灯免受材料沉积及其他有害过程的影响。许多设备还配备了预热系统，以最小化热应力或实现更高的温度。预热系统本身可以是用于更长脉冲的闪光灯组[12]、类似RTP的卤素灯组，或是加热板。FLA系统的基本电路如图1a所示，关于设备的更多细节可以参见文献[13-16]。

图 1 FLA 电路的基本示意图，包含电容 C 和电感 L、闪光灯 F 和开关 S（a），以及工作示意图（b）

图1b展示了FLA工具的工作示意图，大致呈现了能量在系统和样品中的流动过程。充电电压V0和电容C决定了储存的能量，开关S通常将充电装置隔离开来。在主动脉冲整形的情况下，即对灯泡电流进行直接控制时，可以使用额外的高功率可控开关，如门控关断晶闸管（GTO）、金属氧化物半导体场效应晶体管（MOSFET）和绝缘栅双极晶体管（IGBT）[17-20]。当电容器放电时，L、C和F电路（称为脉冲整形网络）是一个强阻尼的振荡电路，能够整形流经闪光灯的电流脉冲。根据闪光灯的特性，电流脉冲被转化为形状相似的光脉冲。

图 2 a 3毫秒闪光脉冲的电压（黑色）、电流（蓝色）、电功率（绿色）和光强度（红色）的时间轮廓。b 在施加 2 kV 电压下，300 Torr 填充压力下 Kr 和 Xe 灯的 3 毫秒闪光过程中的时间积分光谱。来自[15, 21]。更多细节见正文。

图2a展示了3毫秒闪光脉冲的电压（黑色）、电流（蓝色）、电功率（绿色）和光脉冲（红色）的对比。电流和光强分别通过罗戈斯基线圈和光电二极管测量，而电压则通过1:1000的示波器探头测量。在这个特定示例中，一个相对单位分别对应于1千伏、0.5千安和1.2兆瓦的电压、电流和电功率。首先，脉冲是非对称的，具有较短的上升沿和较长的下降沿。对于较小的电感和较大的电容，上升沿变得更加陡峭，脉冲时长也稍微缩短。然而，陡峭的上升沿对灯泡寿命不利，因此L和C应选择得当，以使脉冲更加对称。其次，光脉冲的时长略短于电流脉冲，但它遵循电功率的轮廓，表明转换效率保持恒定。只有在下降沿结束时，光强的衰减速度快于电功率轮廓。

光脉冲的光谱范围从紫外线（UV）到近红外（图2b），由热等离子体的宽广热辐射和一些来自贵气体的束缚到束缚的发射谱线组成。如图2b所示，填充氪气的闪光灯在紫外线（3-5电子伏特）范围内具有较高的输出，而氙气闪光灯则在可见光谱区域具有更高的输出。事实上，填充贵气体的原子质量越低，等离子体温度越高，从而导致热辐射的蓝移，但同时也会降低功率转换效率[13]。此外，施加的电压增高也会导致更高的等离子体温度，并使光谱出现相应的蓝移。紫外线部分的增强对于FLA应用于几乎或完全透明于可见光的材料（如TiO2或透明导电氧化物）尤为重要。尽管如此，大多数闪光灯都填充了氙气，因为其具有较高的转换效率。

**最后，闪光室和反射器的设计决定了传递到样品表面的光能密度 EDE_DED，通常以 J⋅cm−2J \cdot cm^{-2}J⋅cm−2 为单位给出。从这一点开始，能量进入样品以及样品内的温度分布强烈依赖于样品的性质。许多不透明的样品由厚基板和顶部的薄膜组成。在粗略的近似下，薄膜主要决定反射率，从而决定吸收的能量量，而基板的厚度和热导率则控制热量在样品内的分布，从而影响温度分布。

图 3 在施加能量密度为 100 J/cm² 的 3 毫秒闪光脉冲时，525 µm 厚硅片的模拟温度分布。

图3展示了通过COMSOL Multiphysics® 软件模拟的一个典型温度分布，适用于525微米厚的硅片，在施加100 J/cm²能量密度的3毫秒闪光下，样品正反面上的温度分布。表面温度从T0（室温或预热温度）开始，迅速升高到最大值Tmax，然后衰减到准平衡温度Tequ。与此相反，背面的温度单调增加至Tequ。在闪光过程中，表面温度升高，只要吸收的能量大于通过热传导从表面区域流失的能量，因此，温度峰值的上升时间，以及有效退火时间，可能会比脉冲时长还要长。温度的依赖性在文献[13, 14]中有详细讨论。总的来说，样品厚度的增加通常会导致Tmax和Tequ的下降，而热导率的增加则会导致Tmax的下降并使温度分布变平。

最后，问题是是否需要知道温度，如果需要的话，如何确定它。从应用的角度来看，只要能够根据某些材料特性（例如，为了实现某一特定的电导率或某一程度的掺杂激活而无需扩散）优化FLA过程，就不需要知道温度。然而，如果温度是关注点，它可以通过测温法或通过校准与仿真结合的方式来确定[22]。通过测温法进行FLA过程中的温度测量是可行的，但需要克服几个挑战，即快速的时间尺度、FLA过程中发射率曲线的变化以及闪光灯光强远远超过热辐射光强这一事实。后一个问题可以通过过滤通常在2.73微米的水吸收带，并将测温仪的诊断波长放置在该位置来解决。为此，闪光灯光需要通过一个富含OH基团的石英板或一个水膜，这同时也能冷却灯泡。这个概念已在一些工具中实现[19, 20, 23]，但仍然是一个复杂的问题。有关FLA过程中的温度测量的更多细节可以参见文献[24]。

另外，也可以通过校准与仿真相结合的方式来估算温度。在薄膜位于基板上的情况下，必须已知基板的温度依赖性比热容和热导率，以及吸收的能量密度 EabsE_{abs}Eabs。后者可以通过...**

**其中，RS 是样品的有效反射率，TS 是样品的有效透射率，Γ 是一个略大于 1 的修正因子，用于考虑多次壁面反射的贡献。RS 和 TS 可以通过测量反射率和透射率作为光子能量的函数，并将其与闪光灯的光谱卷积来确定。如果闪光灯光谱未知，可以通过标准光谱来近似，如文献[25]所给出。Γ 可以通过熔点比较大致估算。在这种情况下，一块薄的 Si 或 Ge（或其他合适的材料）会被逐渐增加强度的闪光照射，直到在表面出现第一次熔化种子。然后，Γ 通过实验和仿真中达到熔化温度的两种 ED 值之间的差异来推导出来。关于这种类型的校准的更多细节可以参见文献[22]。

半导体应用
FLA 的发展与微电子学的进步密切相关，多年来，半导体一直是唯一被认真处理的材料。尽管如今有越来越多的应用超越了半导体，但后者仍然是主要的应用领域。有很多物理过程可以被促进或抑制。因此，FLA 被用于退火缺陷、激活掺杂剂、防止掺杂剂在进一步的退火步骤中失效、最小化扩散、抑制分 segregation、晶化非晶材料、触发特定相的形成，如硅化物和锗化物、避免热分解等。以下的实例虽然可能不是最突出的应用，但能说明 FLA 在半导体应用中的广泛应用范围。

硅的超掺杂
超掺杂是一个需要非平衡处理（如 FLA）的半导体应用。

图 4 a 不同浓度范围的掺杂基本示意图，b 在 Si:Se 情况下杂质带形成的模型。

如图4a所示，常规掺杂覆盖了掺杂浓度低于相应平衡固溶度极限的范围，而超掺杂则描述了远高于该极限的掺杂浓度。大多数浅层掺杂剂，如锗中的 Ga 或 P，或硅中的 B 和 P，其溶解度极限在 1019−102010^{19} - 10^{20}1019−1020 cm−3^{-3}−3 范围，而超掺杂用于至少高一个数量级的浓度[26, 27]。对于深层掺杂剂，这一极限通常更低，超掺杂意味着超出该极限几个数量级。为了实现超掺杂，需要强烈的非平衡处理，这可以通过在半导体生长过程中原位进行[26]，或通过使用离子注入和热退火进行外位处理。离子注入本身就是一个强烈的非平衡过程，它允许将掺杂剂浓度远高于溶解度极限的掺入。植入层很可能是非晶态的，后续的植入后退火步骤必须重结晶半导体材料，退火缺陷，激活掺杂剂，抑制扩散，并避免掺杂剂的分 segreg。特别是在掺杂剂浓度高于溶解度极限时，分 segreg 需要像 FLA 和脉冲激光退火（PLA）这样的非平衡退火。

这两种退火技术在硅超掺锑（Se）情况下进行了比较[28]，Se 是一个深层供体，形成一个大约 0.34 eV 低于硅导电带（CB）的杂质能级。在这项工作中，Se 被注入硅中，形成了一个 100-150 纳米厚的非晶层，最大 Se 浓度为 2.3 at.%。结果表明，退火后植入层能够良好地晶化，但 PLA 和 FLA 分别从液相和固相开始重结晶。因此，FLA 保留了高斯型的植入剖面，而 PLA 则导致植入层内 Se 的均匀盒状剖面。根据鲁瑟福反向散射光谱测量，Se 的置换分数在 PLA 和 FLA 中分别为 0.4 和 0.6[29]。这两种方法都能在室温下达到 101910^{19}1019 cm−3^{-3}−3 范围的载流子浓度，且 PLA 的效果略好。然而，在 FLA 情况下，载流子迁移率是 PLA 的 2 到 3 倍。

随着 Se 浓度的增加，杂质能级扩展为杂质带，并最终与硅（Si）的导电带（CB）合并，从而实现显著的亚带隙光响应。该特性被用于制造室温下的短波长红外硅光电探测器，其设计如图 5a 所示[29]。

图 5 Se 超掺杂硅 p–n 结的示意图（a），以及在 1 V 反向偏置下相应的归一化光电流（b）。转载自[29]，该文献采用创意共享（CC BY 4.0）许可协议。

这些器件是通过将 Se 注入 p 型硅中，然后进行 FLA 退火制成的，这导致在 n 型一侧形成 Se 浓度在 1.1% 到 3.1% 之间的 p-n 结。在这些条件下，杂质带尚未与硅的导电带合并，但能隙已缩小到 30 到 38 meV 之间。这些器件在反向偏置 1 V 下的光谱光响应（使用来自 5 W 钨卤灯的光，通过单色仪过滤）如图 5b 所示。对于短波长，电子在辐射照射下从价带（VB）激发到导电带（CB），这一过程与标准硅探测器中所见类似。如果光子的能量低于硅的能隙，光响应会下降，并且当光子能量大致等于价带与杂质带和导电带之间的能量差时，光响应达到最小值。对于更低能量的光子，电子从价带激发到杂质带，然后通过热激活进入硅的导电带，这在图 5b 中表现为较长波长的光响应增加。最后，对于光子能量小于价带与杂质带下边缘之间距离的情况，将达到吸收的下限。尽管未经过优化，这些器件在 1550 nm 波长下的响应度约为 73 µA/W，外部量子效率为 6× 10⁻⁵，与报道的金（Au）过饱和硅光二极管的值相当[30]。更多细节请参见[29]。

锗（Ge）晶化与 NiGe 形成

**锗（Ge）与硅（Si）兼容，并且可以相对容易地集成到互补金属氧化物半导体（CMOS）制造过程中。锗的孔迁移率远高于硅，并且具有很有前景的光电特性，这使得锗和硅锗（SiGe）已经在高速光电和电信领域替代了硅[31]。非晶态锗在离子注入或沉积薄的非晶锗层后需要重结晶，而且容许的热预算通常是有限的。在这种背景下，FLA 被用于形成超浅接触[32-35]、三栅极多晶锗无接触的 p 型和 n 型 MOSFET[36]、GeSn n 型 MOSFET[37]，或者用于薄非晶锗薄膜的晶化[38, 39]。

图 6 离子注入锗在 f-FLA（a）和 r-FLA（b）过程中的重结晶动力学示意图，以及相应的温度分布（c）。改编自[40]

然而，FLA 还可以触发其他晶化模式，即固相或液相爆炸性晶化，并且可以根据 FLA 参数控制晶化动力学。以下例子[40]展示了这一点，涉及磷（P）注入的锗，它可以从正面（f-FLA，图 6a）或背面（r-FLA，图 6b）闪光退火。在磷注入后，形成了大约 200 nm 厚的非晶态锗（a-Ge）层，磷的峰值浓度高达 6×10206 \times 10^{20}6×1020 cm−3^{-3}−3。在 f-FLA（3 毫秒，62 J/cm²）的情况下，非晶层内的温度迅速上升，在 2–3 毫秒后达到最大值 700 °C，随后在几毫秒内降至 500 °C 以下（图 6c）。如果在上升沿过程中超过某个温度阈值，晶化将从非晶-晶体界面开始，并且单晶晶化前沿向表面移动。然而，高峰值温度也促进了表面种子的形成，并且在一段时间延迟后，称为潜伏期，第二个晶化前沿从表面开始并向下移动。这第二次晶化形成了多晶（poly-Ge）薄膜，最终结果是一个重结晶薄膜，其下部为单晶，上部为多晶。在 r-FLA 的情况下，采用 3 毫秒，62 J/cm²，并且预热至 180 °C，非晶层内的温度上升较慢，8-10 毫秒后达到最大值，然后进入几百毫秒的长时间冷却阶段。因此，晶化从非晶-晶体界面的开始较晚，由于温度较低，晶化速度较慢。然而，表面种子的形成

**晶化的开始更为延迟，并且第一个晶化前沿可能在潜伏期结束之前就已经到达表面。因此，整个植入层已经以单晶的方式重新晶化。最终的结果敏感地依赖于潜伏期和晶化速度之间的平衡，对于较薄的非晶层，f-FLA 也可以实现单晶的再生长。在当前的情况下，这个阈值厚度大约为 80 nm，但随着 FLA 条件的变化，可能会有所变化。更多细节可以参见文献[40]。

FLA 另一个应用的例子是为了提供具有足够低电阻率的欧姆接触而形成 NiGe。在当前的例子中[41]，10 nm 的 Ni 通过磁控溅射沉积在非晶锗（a-Ge）、多晶锗（poly-Ge）和单晶锗（mc-Ge）上。在第一个情况下，130 nm 厚的 SiO2 层在 200 µm 厚的硅基板上通过热生长，然后通过磁控溅射沉积 160 nm 的 a-Ge。多晶锗的制造过程类似，只是 Ni 沉积之前增加了一个 FLA 步骤，用于重结晶 a-Ge 层。对于单晶锗，使用了一个 Sb 掺杂的 n 型（100）锗片，厚度为 520 µm，特定电阻约为 1 Ω·cm。施加 3 毫秒的闪光后，得到的片电阻 RSR_SRS 随着 FLA 峰值温度的变化如图 7 所示。

图 7 经过 3 毫秒 FLA 处理后的 10 nm Ni 的 Ni/Ge 结构的片电阻。转载自[41]，该文献采用创意共享（CC BY 4.0）许可协议。

一般而言，RSR_SRS 随着峰值温度的升高而增加，达到最大值后再降至一个低值。只有在非常高的温度下，RSR_SRS 才会再次增加。

通过拉曼光谱、X 射线衍射和透射电子显微镜研究，追踪了 NiGe 的形成过程[41]。一开始，Ni 扩散到锗中，形成 NiGe 和富含 Ni 的锗化物，如 Ni₃Ge 或 Ni₂.₇₄Ge₂，这些锗化物具有较高的特定电阻。由于 RSR_SRS 由 Ni 层、NiGe 和富 Ni 锗化物的贡献组成，而 Ni 层不断被消耗，因此 RSR_SRS 会增加并在 Ni 层完全消耗时达到最大值。如果温度继续升高，富 Ni 锗化物会分解成 NiGe 和 Ni，过量的 Ni 会扩散到深处并在那里完成 NiGe 的形成。结果，RSR_SRS 会降到最小值。根据确定的 NiGe 厚度，已经实现了大约 20 µΩ·cm（a-Ge）和 13–15 µΩ·cm（poly-Ge，mc-Ge）的特定电阻。在后者的情况下，这些值与文献中的结果[42–44]相当，其中 NiGe 是通过常规退火制成的。更多细节请参见文献[41]。

GaN 的 p 型掺杂通过 Mg 离子注入

最后一个例子讨论了 GaN 的情况，在这种情况下，短时间退火，尤其是 FLA，可以帮助提供高退火温度，而不导致 GaN 的分解。离子注入被用来制造 n 型和 p 型掺杂的选择性区域。然而，p 型掺杂面临着一些挑战。Mg 是一个合适的候选材料，但它需要超过 1300°C 的温度才能成功激活[45]。与此同时，扩散必须被抑制，由注入引起的缺陷（最好作为供体存在）必须退火去除。然而，主要问题是，在常规条件下，GaN 已经会在 800°C 时分解。文献中提出了几种解决方案，包括在氮气（N2）中的超高压退火（UHPA）、AlN 封层、与氮共注入以及高温下的注入。Sakurai 等人[46]注入了不同浓度比的 Mg 和 N，随后进行了 1300°C 的 RTP 退火，或者在 1 GPa 的 UHPA 下退火，退火温度和时间分别在 1300°C 到 1400°C 之间，时间为 0.5 到 15 分钟。最佳结果是在 Mg/N 比为 1 到 0.5 以及 UHPA 条件下获得的。Mg 和 N 的共注入，随后在 1300°C 下进行 5 分钟的 RTP 退火，也成功应用于制造垂直 GaN 平面 MOSFET[47]。最后，Takahashi 等人[48]在 1250°C 下进行了 20 秒的 RTP 退火，发现最佳结果是在 1000°C 的注入温度下实现的。

然而，UHPA 和高温注入对于工业应用来说较难实现，似乎存在着缩短退火时间的趋势，可能与多次应用此类退火步骤相结合。因此，采用了 2 MPa N2 下的多周期 RTP，其中温度从 1300°C 的基准值开始，并反复升高至 1400°C，作为尖峰退火[45]。研究发现，如果尖峰的有效退火时间为 31 秒或更长，则表面会在第一次尖峰时受到严重损伤。相比之下，如果尖峰时间只有 8.4 秒，即使施加 40 个周期，表面也能保持不受损伤。进一步的研究表明，将尖峰时间进一步减少到 3.87 秒和 0.24 秒，可以将电气激活度提高到 8.2%[49]。最近，激光退火被用来改善通过金属有机化学气相沉积（MOCVD）生长的 Mg 掺杂 GaN 的导电性[50]。尽管目前还没有可靠的实验结果，但退火时间在毫秒范围内的 FLA 是一个很有前景的替代方法。

总结

FLA 是一种短时间退火方法，可以在毫秒级的时间尺度上为基板表面或近表面区域提供高温，而基板深层和背面的温度则明显较低。因此，FLA 特别适用于薄膜和半导体应用。作为一种非热平衡过程，它可以改善特定的材料特性或合成新的材料，这些是热平衡方法可能无法实现的。此外，在工业应用中使用 FLA，特别是在卷对卷或传送带加工线上，可以在能源和过程时间上节省大量成本。然而，为了充分利用短时间退火，仍然存在一些挑战需要考虑。这包括温度依赖于 FLA 和材料参数，热应力需要管理，并且良好的均匀性有时需要采取额外的措施。