CN101057008A - 在衬底上生长Si－Ge半导体材料和器件的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种在Si(100)上生长具有富Ge含量(Ge＞50原子％)和精确化学计量比SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4的Si－Ge材料的方法。使用源于(H3Ge)xSiH4－x(x＝1－4)化合物族的具有直接Si－Ge键的新型氢化物在约300－450℃的空前低的温度下生长具有低缺陷密度的均匀、松驰且高度平坦的膜，完全解决了厚的组成渐变缓冲层和剥离(lift off)技术的需要。在约500－700℃下，生长出具有窄尺寸分布、无缺陷的显微组织和原子级高度均匀的元素含量的SiGex量子点。该方法通过向膜中引入气态前体的全部Si/Ge构架提供了形貌、组成、结构和应变的精确控制。所生长的材料具有高频电子学和光学系统应用中，以及用于开发基于高迁移率Si和Ge沟道的商品化器件的模板和缓冲层所需的形貌和显微组织特性。
Description
相关申请资料
本申请是以申请日为2004年9月14日、标题为“Synthesis of newcompositions of matter in the(H3Ge)4-xSiHx(x＝0-3)family ofSi-Ge hydrides：Novel pathways to Ge-rich Ge1-xSixheterostructures and nanostructures on Si”且发明人为JohnKouvetakis，Ignatius S.T.Tsong，Jose Menendez，John Tolle，Cole J.Ritter III和Chang Wu Hu的美国临时专利申请第60/610,120号为基础并且要求其权益，这里通过引用将该专利的内容并入本文。
本申请要求申请日为2004年12月31日、标题为“HydrideCompounds with Silicon and Germanium Core Atoms and Method ofSynthesizing Same”且发明人为John Kouvetakis，Cole J.RitterIII和John Tolle的PCT专利申请第PCT/US04/43854号的优先权，这里通过引用将该专利的内容并入本文。
本申请以申请日为2005年3月11日、标题为“Integration ofGaAs，Al-Ga-As and Related III-V and II-VI CompoundSemiconductors with Sivia SiGeSn Buffer Layers”且发明人为John Kouvetakis，Radek Roucka，John Tolle和Ignatius S.T.Tsong的美国临时专利申请第60/660,779号为基础并且要求其权益，这里通过引用将该专利的内容并入本文。
政府资金支持的声明
美国政府通过授权号为DMR-0221993和DMR-0303237的国家科学基金和军事研究室的资助为本项目提供了资金帮助。因此，美国政府可拥有本发明的某些权益。
背景
本发明一般涉及半导体材料。更具体地，本发明涉及使用结合有SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4构造单元的单源(H3Ge)xSiH4-x前体化合物，在Si衬底上生长外延富Ge的SiGe层的方法。
由于在高频电子器件中的应用，在Si(100)衬底上生长Si1-xGex合金在过去二十年中已经成为广泛研究的主题。最近已经著述了几篇描述与基于富Si合金的材料和器件相关的基本问题的全面综述。这些综述包括P.M.Mooney和J.O.Chu，“SiGe Technology：Heteroepitaxyand High-Speed Microelectronics”，Annu.Rev.Mater.Sci.，第30卷，2000年，第355-362页；M.Tromp和F.M.Ross，“Advancesin situ ultra-high vacuum electron microscopy：Growth of SiGeon Si”，Annu.Rev.Mater.Sci.，第30卷，2000年，第431-449页；和K.Brunner，“Si/Ge nanostructures”，Rep.Prog.Phys.第65卷，第1期，2002年1月，第27-72页。
基于合成的观点，用于在Si上异质外延生长Si1-xGex的两种最常用的技术是利用固体Si和Ge源的分子束外延(MBE)以及利用普通氢化物例如硅烷(SiH4)和锗烷(GeH4)或者乙硅烷(Si2H6)和乙锗烷(Ge2H6)的超高真空化学气相沉积(UHV-CVD)或气体源MBE。在J.C.Bean，L.C.Feldman，A.T.Fiory，S.Nakahara和I.K.Robinson的“GexSi1-x/Sistrained-layer superlattice grown by molecular-beam epitaxy”，J.Vac.Sci.Technol.A，第2卷，第2期，1984年，第436-440页中更详细地说明了这种通过MBE的生长。D.W.Greve，“Growth ofepitaxial germanium-silicon heterostructures by chemicalvapour deposition”，Mat.Sci.Eng.B，第18卷，第1期，1993年2月，第22-51页中更详细地说明了通过气体源MBE的生长。
在Si晶片上形成这些材料有两个主要的目的。第一个是形成可以表现为应变层超晶格形式的应变、无缺陷Si1-xGex膜，如J.C.Bean，L.C.Feldman，A.T.Fiory，S.Nakahara和I.K.Robinson，“GexSi1-x/Si strained-layer superlattice grown bymolecular-beam epitaxy”，J.Vac.Sci.Technol.A，第2卷，第2期，1984年，第436-440页所述。第二个是共格岛和量子点的生长。直至最近，一直关注于用于制造与Si集成的高速电子设备的富Si系统的生长。尽管富Ge的类似物在下一代光电器件，包括涉及宽范围的红外线波长(包括1.55μm的通讯波长)的多量子阱发射器、光检测器、传感器和高速调制器中具有巨大的潜力，但是它们的发展少得多。参见U.Konig和F.Schaffler，“P-type Ge channel MODFETSwith high transconductance grown on Si substrates”，IEEEElectron Device Lett.，第14卷，第5期，1993年4月，第205-207页。
非常希望制造跨整个组成范围的Si1-xGex合金以便在Si-Ge系统中实现广泛的带隙和应变管理(engineering)。在Si上形成虚拟(virtual)衬底和缓冲层特别需要具有富Ge浓度的材料，以适用于基于应变IV族材料的许多器件应用以及III-V和II-VI族光学半导体与Si电子设备的集成。
具有无应变显微组织和可变组成及晶格常数的Si1-xGex层目前在工业工艺中用作虚拟衬底，用于生长基于应变Si和Ge膜(沟道)的高迁移率电子器件。参见M.T.Currie，S.B.Samavedam，T.A.Langdo，C.W.Leitz和E.A.Fitzgerald，“Controlling threadingdislocation densities in Ge on Siusing graded SiGe layers andchemical-mechanical polishing”，Appl.Phys.Lett.，第72卷，第14期，1998年4月，第1718-1720页。通过在Si沟道中引入拉伸的面内应变，可以在传统的互补金属氧化物半导体(CMOS)场效应晶体管中显著提高Si的电子和空穴迁移率。用于应变Si CMOS器件的标准材料叠层包含体Si(或SOI)衬底、厚的Si1-xGex缓冲层(具有单一组成、或者线性或逐步渐变、或者具有多种组成)和薄的拉伸应力Si沟道层(典型为100-500厚)。参见P.M.Mooney和J.O.Chu，“SiGeTechnology：Heteroepitaxy and High-Speed Microelectronics”，Annu，Rev.Mater.Sci.，第30卷，2000年，第355-362页。随后，使用传统的CMOS工艺在应变的Si沟道上方构建CMOS器件。需要具有高Ge含量(x＝0.50-0.70)的Si1-xGex缓冲层来在这些缓冲层上生长的应变Si沟道中实现高的迁移率。迁移率随着增加x而单调增加并且当x＝0.70时变成比体Si高三倍，如M.L.Lee和E.A.Fitzgerald，“Hole mobility enhancements in nanometer-scalestrained-silicon heterostructures grown on Ge-rich relaxedSi1-xGex”，J.Appl.Phys.，第94卷，第4期，2003年8月，第2590-2596页所述。高迁移率的应变Si和Ge用于高性能的场效应晶体管(FET)和双极晶体管。已经在包括生长于富GeSi1-xGex上的压应变Ge层的异质结构中证实了非常高迁移率的p-沟道调制掺杂的FET。参见U.Konig和F.Schaffler，“P-type Ge channel MODFETS with hightransconductance grown on Si substrates”，IEEE Electron DeviceLett.，第14卷，第5期，1993年4月，第205-207页；R.Hammond，S.J.Koester和J.O.Chu，“High-performance 0.1mumgate-length Ge/Si0.4Ge0.6 p-channel MODFETs”，Electron.Lett.第35卷，第18期，1999年9月，第1590-1591页。
Si1-xGex缓冲层和虚拟衬底需要满足许多材料需求，例如低的位错密度、低的表面粗糙度以及应变、Ge含量和层厚度的均匀性。低的表面粗糙度和减小的线缺陷密度对于在Si和Ge覆层沟道中确保均匀的空间应力分布，以及防止可能损害应变提高的载流子迁移率的界面散射是特别重要的。但是，由于膜和衬底之间大的晶格失配，在常温下生长于Si上的富Ge的Si1-xGex膜具有高的位错密度和表面粗糙度。参见M.T.Currie，S.B.Samavedam，T.A.Langdo，C.W.Leitz和E.A.Fitzgerald，“Controlling threading dislocationdensities in Ge on Si using graded SiGe layers and chemicalmechanical polishing”，Appl.Phys.Lett.，72，1718(1998)。这些体系中的表面粗糙度可能通过应变松驰或者作为表面上非均匀的物质分布的结果而形成，其进而可能在具有高应力的局部区域促进位错的形成。
先前已知的在Si上形成平滑Si1-xGex缓冲层的合成策略是基于厚的组成渐变膜的生长，其中改变缓冲层中的Si和Ge含量直至100％ Ge。Si1-xGex外延层和Si衬底间的不匹配应变随着增加膜厚而逐渐减轻，如Y.J.Mii，Y.H.Xie，E.A.Fitzgerald，D.Monrow，F.A，Thiel，B.E.Weir和L.C.Feldman，“Extremely high electron-mobilityin Si/GexSi1-x structures grown by molecular-beam epitaxy”，Appl.Phys.Lett.第59卷，第13期，1991年9月，第1611-1613页；P.M.Mooney，J.L.Jordan-Sweet，K.Ismail，J.O.Chu，R.M.Feenstra和F.K.LeGoues，“Relaxed Si0.7Ge0.3 buffer layers forhigh-mobility devices”，Appl.Phys.Lett.第67卷，第16期，1995年10月，第2373-2375页；以及M.T.Currie，S.B.Samavedam，T.A.Langdo，C.W.Leitz和E.A.Fitzgerald，Appl.Phys.Lett.72，1718(1998)所述。典型地，在整个SiGe层厚度上使用10％ Ge/μm的平均渐变率。如M.T.Currie等所述，对于50％的Ge浓度，需要5-10μm的层厚来实现具有6×106cm-2的位错密度和RMS值～30nm的表面粗糙度的材料。对于高于50％的Ge含量，由于晶格失配的增加，缺陷密度和膜的粗糙度变得更差。这需要更大的膜厚来实现可接受的缺陷密度并需要化学机械抛光(CMP)步骤以便在生长另外的器件结构之前使表面平滑。所得的极端膜厚和CMP步骤使器件的加工非常昂贵并且在一些情况中甚至产生另外的问题，例如关键膜性质的劣化。
已经报道了可选的方法用以借助固体源MBE在Si衬底上制备Si1-xGex缓冲层。K.K.Linder，F.C.Zhang，J.-S.Rieh，P.Bhattacharya和D.Houghton，“Reduction of dislocation densityin mismatched SiGe/Si using a low-temperature Si buffer layer”，Appl.Phys.Lett.第70卷，第24期，1997年6月，第3224-3226页中说明了这种方法。在该方法中，在400℃下在衬底表面上直接沉积纯Si的低温成核层。接着，在Si缓冲层上生长一系列Ge分数顺序增加的不同Si1-xGex外延层。这些层最终用作生长富Ge和无应变顶层的模板，其表现出低的表面粗糙度和减小的缺陷密度(～5×106/cm2)。参见C.S.Peng，Z.Y.Zhao，H.Chen等，“Relaxed Ge0.9Si0.1 alloylayers with low threading dislocation densities grown onlow-temperature Si buffers”，Appl.Phys.Lett.第72卷，第24期，1998年6月，第3160-3162页。但是，这种方法存在缺点，包括使用涉及几层至许多层(取决于Ge浓度)生长的多步复杂工序和不适合于在商业Si-Ge基技术中成本有效地大规模应用的MBE技术的使用。
因此，本发明的目的是提供一种在Si衬底上制备具有高Ge含量的Si-Ge异质结构的直接、成本有效的方法。
本发明的另一个目的是提供一种在Si衬底上产生具有高Ge含量的Si-Ge膜的低温方法。
本发明的又一个目的是提供一种直接生长在Si上的具有薄的缓冲层的半导体结构，该层表现出平坦的表面形貌、低的线缺陷密度(小于105-106/cm2)、无应变的显微组织、明显且轮廓分明的界面以及原子水平上均匀的元素分布。
本发明的又一个目的是提供一种适于在红外光电子设备中应用的高Ge含量的Si-Ge/Si异质结构以及适于在光伏器件和柔性显示器中应用的低温衬底上的SiGe膜。
在下面的说明书中将提出本发明的其它目的和优点，并且部分将由说明书而变得明显，或者可以通过本发明的实施而被领会。通过在附属权利要求中指出的手段和组合可以实现和获得本发明的目的和优点。
概述
为了实现上述目的，并且依照本文中所体现并且主要描述的本发明的目标，我们提供了一种在化学气相沉积(CVD)或气体源MBE室中在衬底上沉积包含Si-Ge的外延层的低温方法。该方法包括在一定条件下向所述室中引入包含(H3Ge)xSiH4-x(其中x＝1、2、3或4)的气态前体，从而在衬底上形成包含Si-Ge材料的层。该方法包括向衬底表面附近引入包含(H3Ge)xSiH4-x的气态前体并且在一定条件下使该前体脱氢，从而在衬底上形成外延SiGex。可以以纯净形式或者与惰性载气混合将所述气态前体引入。适合的惰性载气包括H2和N2。可以通过低压CVD、UHV-CVD或气体源MBE来沉积气态前体，并且可以在约250℃至约700℃的相对低的温度以及约1×10-7托到至少约5托的压力下引入气态前体。可以作为单一气体源或者作为包含(H3Ge)xSiH4-x和氢化锗、氢化硅或者氢卤化硅的混合物引入气态前体。
本方法可用于在衬底上沉积包含外延Si-Ge材料的层，形成该层作为具有平坦表面的应变或无应变层或者作为共格岛或量子点。根据本发明一个方面，可以生长出具有衬底和形成作为SiGex层(其中x＝1、2、3和4)的Si-Ge材料的半导体结构。该衬底可以是硅衬底，例如Si(100)。可以以具有平坦表面的应变或无应变层的形式或者可以以共格岛或量子点的形式形成SiGex层。SiGex层可以具有原子级平坦的表面形貌、小于1微米的厚度和小于105/cm2的线缺陷密度。Si-Ge层可以用选自硼、砷、磷、锑和铟的元素进行掺杂。可以图案化硅衬底来形成用于半导体选择性生长的模板。
我们发明的方法提供了一种新的产生具有低缺陷浓度和平滑表面的富Ge膜的低温生长方法。在低的沉积温度下，Ge在生长表面上的迁移率低得多，因而防止了可能进而在膜中引起组成和应变变化的物质偏析(segregation)。另外，掺杂剂的物质偏析在低温下是可忽略的，这对需要低厚度层的器件的开发特别有利。沉积的Si-Ge材料具有在高频电子学和光学系统应用中，以及用于开发基于高迁移率Si和Ge沟道的商品化器件的模板和缓冲层中所需的形貌和显微组织特性。通过提供在整个层中具有均匀组成的适当Si-Ge层，它们可以解决先前已知的组成渐变的SixGe1-x缓冲层和剥离(lift off)技术的需要。
附图简述
包含在说明书中并构成其一部分的附图举例说明了本发明当前优选的方法和实施方案，并且与上面给出的一般性说明和下面给出的优选方法和实施方案的详细说明一起用来解释本发明的原理。
图1显示了根据本发明用来在Si衬底上生长外延富Ge膜的前体(GeH3)xSiH4-x(x＝1、2、3和4)的分子结构。
图2是根据本发明的生长在Si(100)上的具有化学计量SiGe组成的一组显微图，包括：(上)整个层厚度的亮场横截面透射电子显微镜(XTEM)显微照片；(左下)显示Si(100)和SiGe之间完美外延排列的界面区的显微照片；及(右下)显示界面处台阶上SiGe生长的显微照片，其中可以看到在台阶附近的与界面平面平行的刃型位错。
图3是显示根据本发明SiGe2在Si(100)上的逐层(layer by layer)生长的一组低能量电子显微镜(LEEM)图像，包括显示如下的图像：(a)洁净表面的形貌；(b)第一层的沉积；(c)第二层；及(d)第三层。
图4是显示根据本发明的SiH3GeH3、SiH2(GeH3)2、SiH(GeH3)3和Si(GeH3)4前体以及作为比较的GeH3GeH3的第一层生长速率的温度相关性的曲线图。
图5是根据本发明生长在Si(100)上的SiGe2层的XTEM显微照片，显示出线位错集中在界面区并且没有传播到膜表面，并且层的厚度高度均匀并且表现出原子级平滑且连续的表面形貌。
图6显示了根据本发明生长在Si(100)上的200nm SiGe2膜的卢瑟福背散射(RBS)的随机(较高迹线)和定向(较低迹线)光谱。
图7显示了SiGe2(下图)和SiGe3(上图)的拉曼光谱，显示出代表完全松弛材料的Ge-Ge、Si-Ge和Si-Si特征峰。SiGe2光谱(下图)还包括与Si衬底对应的其它尖峰。
图8是根据本发明在Si(100)上生长的无应变和原子级平滑的SiGe3层的亮场XTEM图像，插入的界面区原子级分辨率Z反差图像显示了轮廓分明、突变且完美外延的界面显微组织。
图9显示了根据本发明在380℃生长的SiGe3(001)层的RBS随机(较高迹线)和定向(较低迹线)光谱。
图10是显示根据本发明的SiGe4膜的原子级平坦上表面的XTEM图像。
图11显示了根据本发明的0.5μm厚的SiGe4(001)层的RBS随机(较高迹线)和定向(较低迹线)光谱。
图12是显示根据本发明生长在Si(100)上的SiGe3量子点的一组显微照片，包括：(上)显示均匀尺寸的高度共格(无线缺陷)的SiGe3量子点的亮场XTEM显微照片；(左下)显示出完美外延排列以及明显且均匀界面的界面区域的高分辨Z反差图像；及(右下)显示具有窄尺寸分布的圆顶形岛总体效果(ensemble)的AFM图像并包括显示多面体岛的放大插图。
描述
现在将更详细地说明如附图所示的本发明目前优选的方法和实施方案。尽管我们参考这些实施例和附图较全面地说明了发明，然而本发明在其更广阔的方面不局限于所示和所说明的具体细节、代表性的器件和示例性实施例。相反，下面的说明书应理解为针对适当领域中的一般技术人员的广义、教导性内容，而不应理解为限制本发明。
我们已经开发了一种在Si(100)上生长具有富Ge含量(Ge＞50原子％)和精确化学计量比SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4的外延Si-Ge异质结构的新方法。我们发明的方法使用源于(H3Ge)xSiH4-x(x＝1-4)化合物族的具有直接Si-Ge键的新型单分子氢化物作为前体。根据本发明的一个重要方面，我们已经在介于300-450℃的空前低的温度下生长出具有低缺陷密度的均匀、松驰且高度平坦的膜，完全解决了厚的组成渐变缓冲层和剥离(lift off)技术的需要。根据本发明的另一个重要方面，我们已经在介于500-600℃的温度下生长出具有窄尺寸分布、无缺陷显微组织和原子水平高度均匀的元素含量的SiGe量子点。本发明方法优于传统途径的主要优点是通过向膜中纳入气态前体的整个Si/Ge构架(framework)来精确控制形貌、组成、结构和应变。
图1显示了分子前体(H3Ge)xSiH4-x(其中x＝1，......，4)的结构。这些结构源于分析和光谱数据并且由第一原理模拟证实，如2004年12月31日提交的标题为“Hydride Compounds with Silicon andGermanium Core Atoms and Method of Synthesizing Same”的PCT专利申请第PCT/US04/43854号中所述，这里通过引用将该专利全部内容并入本文。同样如PCT专利申请第PCT/US04/43854号中所述，通过使用可商购的起始材料的直接合成方法能以高纯度产物获得这些分子，H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si。它们的高挥发性和容易的反应性使其特别适合用作低温(300-450℃)膜生长的前体。根据我们的发明，我们通过气体源MBE、低压CVD和仅具有单一气体源的UHV-CVD来沉积这些化合物。这些沉积产生与前体的Si-Ge含量对应的明确限定的浓度。值得注意的结果是通过在空前低的生长温度(300-450℃)下将前体的整个Si/Ge构架纳入膜中来在原子水平上精确控制组成。
已经在约300-700℃的温度范围内进行了前体化合物的目标沉积实验来描绘直接在硅衬底上生长器件品质的膜和量子点的参数空间。如下面更详细所讨论，在低温范围下获得该膜并且该膜满足作为发展Si上的晶格调制“虚拟衬底”的适当候选的严格要求。潜在的应用包括表现出非常高电子和空穴迁移率的硅上的应变Si和Ge沟道器件的集成。在高温范围中，前体的沉积产生三维共格应变岛(量子点)的集合，其在所有情况中均表现出前体的化学计量比且没有Ge或Si的任何偏析。
分别在450℃、400℃、350℃和300℃下沉积H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si仅仅产生分别具有SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4浓度的松驰膜。低的生长温度防止Si和Ge元素的表面偏析，导致原子水平上高度均匀的组成和应变分布。整个Si-Ge分子核心的纳入有利于在整个晶体中形成相对均匀的键排列，导致具有平坦表面形貌(无表面波纹)的松驰膜。
在单分子源的给定流通率下通过调整一个参数，即生长温度可以控制我们的膜中的材料形貌(平滑的膜相对粗糙的膜和岛)。如前面所述，前体在300℃-450℃下的沉积只产生具有平坦表面的松驰层。图2、5、8和10分别显示了根据本发明生长的SiGe(部分松驰)、SiGe2、SiGe3和SiGe4的示例膜。使用本发明方法在300℃-450℃范围的沉积温度下获得的层的品质远高于先前在相似条件下使用传统源获得的具有相当厚度和组成的层。我们的膜显示出低的线缺陷密度，并且大部分这些缺陷集中在Si界面处。它们生长成无应变且高度平坦的，完全解决了渐变组成或剥离技术和生长后化学机械抛光来使其表面平滑的需求。这些膜成功制造的要点包括：(i)空前的低温合成(300℃-450℃)，(ii)原子级平滑且无缺陷的表面形貌(失配引起的缺陷主要集中在界面处)，(iii)无应变的显微组织，及(iv)层平面性的优异热稳定性。因此，这些材料满足作为开发晶格参数在5.5至5.65范围内的晶格调制“虚拟衬底”的适当候选的严格要求。这些虚拟衬底的直接应用包括在表现出非常高电子和空穴迁移率的硅上集成应变Si和Ge沟道的器件。我们期望这些将在现有技术水平的高性能场效应晶体管(FET)和双极结晶体管以及完全基于IV族材料的新型光子器件中导致重要的应用。
在高于500℃沉积H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si产生自组装的量子点和应变岛，它们具有窄的尺寸分布和高度均匀的组成，该组成在所有情况中均表现出前体的化学计量比而没有Ge或Si的任何偏析。这些点的生长借助Stranski-Krastanov机制进行。通过分别简单地调节前体的流通率和生长温度可以控制这些点的面密度和尺寸分布。图12显示了根据本发明在600℃下生长的一组示例性的SiGe3量子点。
硅上SiGex层的生长
我们在配备有用来原位实时观察生长过程的低能量电子显微镜(LEEM)的UHV-CVD室中进行Si(100)衬底上的Si-Ge膜生长。该室的底压是2×10-10托。通过将衬底表面暴露于借助泄漏阀导入的气态前体下来获得膜的生长。用于沉积的分压在10-7至10-6托范围内。借助玻璃入口管输送前体流，该玻璃入口管穿过LEEM的物镜光阑。入口管位于距衬底2.5cm处并与衬底表面成16°的角度。衬底是p-型Si(100)(ρ～50Ωcm)并且通过1240℃下的反复闪光以便从衬底表面上蒸发自然氧化物层来准备该衬底用于外延。借助来自样品背面上加热灯丝的电子轰击来加热衬底。
我们还在底压为2×10-10托的气体源MBE室中进行(H3Ge)xSiH4-x化合物的沉积反应。再次，通过1240℃下的反复闪光以便从衬底表面上蒸发自然氧化物层来准备用于外延的Si(100)衬底。通过将衬底表面暴露于分压在10-7至10-6托范围内的气态前体来获得膜的生长。
在这些条件下，H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si化合物分别在450、400、350和300℃下借助完全H2消除在Si表面上分解，以2-3nm/min的生长速率产生膜。随机模式的卢瑟福背散射(RBS)表明SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4的膜组成分别与相应前体的Si/Ge构架的元素含量一致。RBS沟道光谱表明尽管生长温度低但结构中的Si和Ge原子形成非常好的沟道，这与和Si衬底外延排列的单晶材料一致。作为代表性的实施例，图9比较了在380℃于Si(100)上生长的SiGe3膜的RBS随机和沟道光谱。同在图9的实施例中一样，在大多数样品中度量穿过该层的结晶程度的定向和随机峰高度的比例(χ最小)相对低，典型在界面处的30％到接近表面的7％的范围内变化。跨层厚度的χ最小值的降低表明大多数缺陷集中在界面区域附近。横截面透射电子显微镜(XTEM)清晰地证实了这一点。<110>投影中的亮场XTEM图像显示了沿着(111)晶面传播的普通线位错。但是，大部分这些缺陷在距膜界面10nm内(参见图5)以60度角消失。膜的上部相对没有线缺陷，特别是没有贯穿上表面的缺陷。另外，相位和Z反差高分辨XTEM图像表现出明显且轮廓分明的界面，具有完美的外延显微组织，其中膜的(111)晶格面和衬底完全匹配。通过原子力显微镜(AFM)扫描来检查膜的表面形貌。该膜甚至在100-500nm的厚度范围内也具有高度平坦的表面，这个厚度大大超过了预期的临界厚度。对于典型的25μm×25μm区域，AFM RMS值在0.5-1nm的范围内。另外，发现表面的平面性直至750℃都是热稳定的。
使用拉曼和高分辨X-射线衍射(XRD)来研究所有膜的结构、键和应变性质。具体而言，SiGe2、SiGe3和SiGe4材料的拉曼光谱表明膜是完全松驰的。使用(224)和(004)反射的X射线倒易空间图来测量与界面正交和平行的晶格常数。它们在大多数样品中实际上是相同的，表明由于完美的立方对称性不存在应变畸变。另外，X射线数据表明具有低至0.1度的马赛克扩散(mosaicss preads)的高度定向的异质结构。与SiGex(x＝2，3，4)相比，SiGe合金具有大的残余应变。X射线倒易空间图测量显示了沿着与四方畸变一致的“c”向的伸长。计算的应变在60-70％的范围内。从Si-Si、Si-Ge和Ge-Ge声子模式的拉曼位移测得非常相似的应变值。使用拉曼，通过使用具有不同贯穿深度的激光线测量声子频率来研究这些SiGe层中的应变分布。结果显示拉曼峰不随深度而改变，这表明应变不穿过该层发生变化。总的来说，我们的Si-Ge材料的表征揭示了晶态、高度外延、平滑、连续和均匀的合金层的生长，该合金层具有富Ge浓度和受均匀应力或应变松驰的显微组织。我们的膜的成功合成的关键是空前低的生长温度，其降低了Si和Ge原子的表面迁移率并且防止了物质偏析，从而导致原子级高度均匀的组成和应变分布。另外，整个Si-Ge分子核心的纳入促进了在整个晶体上形成异常均匀的键排列，导致具有平坦表面形貌的松驰膜(无表面波纹)。
在所研究的温度范围的高温状态中，我们仅仅观察到自组装的岛或者量子点的生长。推测作为缓和较大Si-Ge晶格与Si衬底的较小晶格之间的失配引起的应变的方法，它们在Si上的Si-Ge外延生长期间自发地形成。在我们的实验中，在形成～3-5个单层厚度的平坦湿润层后，首次出现岛。通过AFM和XTEM检查岛的形貌分布和尺寸。图12显示了使用(H3Ge)2SiH2在600℃下生长的岛的代表性AFM图像。该岛主要是圆顶形状并且尺寸相当均匀，具有～3×108cm-2的近似密度分布。亮场XTEM显微照片显示了具有无缺陷显微组织并具有窄尺寸分布的共格岛的总体效果。借助在JEOL 2010F上进行的Z反差成像探测岛的显微组织性质。这些实验证实存在借助均匀厚度的湿润层生长在衬底表面上的不同岛，如由(H3Ge)3SiH制备的代表性样品所示。应注意在Z反差图像中强度与Z1.7成比例，因此含Ge的岛以及湿润层看起来比下面的Si亮很多。
图12也是显示出非常明显且均匀的界面的最常见量子点显微组织的代表。通过拉曼光谱证实由我们的方法生长的量子点的高度共格的特性(未观察到缺陷)，这表明岛是高度应变的，正如由于这些点与衬底的晶格失配所预期的。我们使用1.7分辨率的RBS和电子能量损失谱(EELS)来确定点的化学计量和元素均匀性。发现这些岛的组成为SiGe2、SiGe3和SiGe4，分别反映了用于生长的单分子前体(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si的化学计量。跨过这些点的EELS组成分布明显揭示出纳米级均匀的元素分布。与组成相关的重要优点是穿过界面没有明显的元素混合，正如在T＞550℃下在Si上生长纯Ge岛时典型所观察到的。这类Si从衬底到Ge岛中的相互扩散代表了最通常报道的在Si上形成Ge＞50原子％的Si-Ge量子点的方法。遗憾的是，元素的这种相互扩散耗尽了岛底部的Si，形成几纳米深度的沟道。另外，Si/Si-Ge点界面不再明显。穿过原始界面产生具有渐变组成的宽且模糊的过渡区。在穿过整个点的竖直方向也发现了大的浓度梯度。我们的单源途径解决了这些困难。
(H3Ge)xSiH4-x的活化能测量
使用LEEM研究H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si形成相应的SiGe、SiGe2、SiGe3和SiGe4膜的分解分布。具体而言，通过测量一个Si-Ge单层的生长速率与温度的关系曲线，对每种化合物确定相对于H2从衬底表面的解吸的活化能。比较Si-Ge分子的活化能与对乙锗烷测得的活化能。数据表明(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si表现出与乙锗烷非常相似的反应性，因此支持与乙锗烷相当的非常低温度的沉积途径。
通过LEEM原位监测化合物的初始逐层生长。使用(1/2，0)衍射束在Si(100)-(2×1)上的8μm的视场上方拍摄视频图像。被单高度原子台阶分开的(2×1)和(1×2)平台在这些条件下以从暗到亮的反差交替。这是由于跨每个台阶的二聚体重构的旋转造成的。图3显示了借助SiH2(GeH3)2的CVD在Si(100)上生长的SiGe2的LEEM图像的典型顺序，其表现出逐层沉积。参考图3，图像(a)显示了洁净Si表面的形貌，图像(b)显示了第一个完整单层的沉积，图像(c)显示了第二个完整单层，并且图像(d)显示了第三个完整单层。视场是8mm。观察到(2×1)和(1×2)平台中的反差逆转，这表明逐层生长。在第四个单层后，可能由于不完整层的新生长，LEEM反差变得发散。
在LEEM中测量作为温度函数的第一层平均生长速率来确定Si-Ge氢化物化合物在Si(100)上分解的活化能。为了比较，还使用相同的方法确定纯H3GeGeH3的活化能。图4是显示H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si以及H3GeGeH3的第一层生长速率的温度关系曲线的图。该曲线显示了从约420℃至约540℃温度范围和约1.0×10-6托压力下的生长速率。图4的数据与一阶H2解吸动力学一致并且对于H3GeSiH3、(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si分别得到2.0eV、1.7eV、1.7eV和1.5eV的活化能，并且对于H3GeGeH3得到约1.7eV的活化能。如从图4中可见，更高Ge含量的化合物明显有利于与纯乙锗烷相当的低温途径。
图4中的直线是一阶解吸动力学的特征。斜率给出与前面关于H2解吸从纯Ge(100)表面获得的1.7eV和1.6eV活化能值良好一致的活化能，如以下文献所述：G.Eres和J.W.Sharp，“Investigationof the kinetics of digermane chemisorption and reaction productdesorption in thin film growth of germanium”，J.Vac.Sci.Technol.A，第11卷，第5期，1993年9-10月，第2463-2471页；和T.R.Bramblett，Q.Lu，N，E.Lee，N.Taylor，M.A.Hasan和J.E.Greene，“Ge(001)gas-Source molecular beam epitaxy onGe(001)2×1 and Si(001)2×1 from Ge2H6-growth kinetics andsurface roughening”，J.Appl.Phys.第77卷，第4期，1995年2月，第1504-1513页。在LEEM中对于H3GeSiH3化合物的生长速率与温度关系的研究给出2.0eV的活化能。该值介于我们对乙锗烷(GeH3)2的测量值(1.6eV)和J.Takahashi，Y.Utsumi，H.Akazawa，I.Kawashima和T.Urisu，“Synchrotron radiation excited Siepitaxial growth using disilane gas source molecular beamsystem”，Appl.Phys.Lett.第58卷，第24期，1991年6月，第2776-2778页关于(SiH3)2所报导的值(2.3eV)之间。2.0eV的值似乎是合理的，因为SiH3GeH3本质上是(SiH3)2和(GeH3)2的组成混杂，即(SiH3)2+(GeH3)2→2(SiH3GeH3)。
活化能结果表明(H3Ge)xSiH4-x(x＝2-4)系列的分解动力学与(GeH3)2的非常相似，并且表明这些化合物比(SiH3)2或者H3GeSiH3更具反应性。因此，它们代表了形成富Ge的Si-Ge合金的独特低温源。(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si为近期在可以承受高达300℃的处理温度的特殊衬底(如用于柔性显示器的塑料衬底)上形成SiGe半导体铺平了道路。
实施例
下面的实施例有助于进一步解释本发明。但是，应当理解这些实施例只是本发明的举例说明并且本发明不局限于这些实施例。
实施例-SiGe的生长
在480℃的温度下通过气体源MBE使用5×10-5托的前体流来实现SiGe层的生长。在高于该温度下获得应变的岛(量子点)而不是平滑的层。通过AFM、XRD、拉曼散射、RBS和高分辨XTEM离位检查该膜。通过RBS确定SiGe的元素浓度、厚度和结晶度。随机背散射光谱表明膜厚范围最高达100nm并且Ge含量为50原子％，与相应的H3GeSiH3前体的GeSi构架的元素含量一致。定向光谱表明与衬底外延排列的高度结晶的材料。显著超过完美假同晶SiGe的预期临界厚度的100nm厚膜的AFM研究对10μm×10μm的区域给出～1.6nm的RMS值，这表明了平坦的表面形貌。X-射线衍射显示了对应于立方结构(004)反射的一个尖峰。高分辨XRD，包括(004)和(224)反射的倒易空间图揭示了与衬底完美外延排列的局部应变的层。
XTEM检查证实了平滑、连续和均匀的SiGe层的晶态和高度外延的生长。TEM亮场图像表明100nm厚的膜没有线位错。样品的系统调查表明在TEM显微照片中的～1.5μm视场内没有穿过该层的缺陷。在此情况下线位错的上限小于105-106/cm2，这对于直接在Si上生长的具有50原子％Ge的材料是不寻常的。
高分辨图像揭示出具有实际上无缺陷显微组织的完美匹配且为单晶的SiGe/Si界面。(在衬底表面上的台阶处)观察到间隔100-150nm的偶然刃型位错并且没有位错芯贯穿到上表面。这些缺陷与界面平面平行并且可能减轻膜与Si衬底之间的晶格失配产生的差异应力。这些样品中刃型位错的存在是令人意外的，因为SiGe基材料典型显示出(111)-线位错和堆垛层错而不是平面缺陷。合理的解释是Si表面上的台阶充当了形成这些缺陷的成核位置。拉曼光谱表现出三个主要特征，分别相应于295.8cm-1、414.3cm-1和497.7cm-1频率下的“Ge-Ge”、“Si-Ge”和“Si-Si”晶格振动。这些测量的值相对于无应变Si0.50Ge0.50合金的预期位置明显蓝移，这些位置据计算应分别为293cm-1、410.5cm-1和492.2cm-1。拉曼位移表明在材料中必然存在大的残余应变。使用具有可变的贯穿深度的激光线获得的数据分析显示Si-Si、Ge-Ge和Si-Ge声子模式的频率自始至终是相同的，表明了层中均匀的应变分布。
图2显示了根据我们的发明在Si(100)衬底上生长的SiGe层的一组示例显微照片。图2的上图是SiGe层整个厚度的亮场XTEM显微照片，表明在视场内不存在线缺陷。左下图显示了Si(100)衬底和SiGe层之间具有完美外延排列的界面区域。右下图显示了接近界面处的台阶区域的刃型位错。这些缺陷典型位于Si表面上的台阶处并且部分减轻了失配的Si和SiGe材料引起的应变。
实施例-SiGe2的生长
借助(H3Ge)2SiH2脱氢在400℃-700℃的温度范围内，研究通过气体源MBE的SiGe2层(即Si0.33Ge0.67)和量子点的生长。产生具有完美平坦表面的连续层的最高沉积温度是～480℃。在该温度和5×10-6托压力下的典型生长速率是～3.5nm/min。同预期的一样，当温度降低至450℃时，生长速率下降至1.0nm/min，并且由于化合物降低的反应性和粘附系数而在低于400℃下没有观察到明显的生长。
通过随机模式下的RBS确定SiGe2层的元素浓度和膜厚。通过离子沟道检查结晶度和外延排列。图6显示了在480℃下生长的样品的随机和定向背散射光谱，该样品具有400nm的膜厚和67％的Ge含量，该含量与(H3Ge)2SiH2化合物的Ge2Si构架的Ge含量完全一致。通过RBS测量的膜浓度随膜厚恒定。度量穿过层的结晶度的定向与随机峰高度的比例(χ最小)相对低，从界面处的27％到接近表面的7％变化。这表明与Si衬底外延排列的单晶材料。穿过界面区域的更高程度的去沟道作用(dechanneling)表明大多数缺陷位于接近Ge2Si/Si界面的膜的下部并且位错密度随着增加膜厚而降低。这由亮场XTEM图像所证实，该图像显示对于典型200nm厚的层大多数线缺陷在界面上方10nm的区域内消失。图6显示了Si(100)上的200nm SiGe2膜的RBS光谱。χ最小值从界面处的27％到表面处的7％的急剧下降表明缺陷浓度随着增加膜厚而急剧降低。
XTEM图像还显示膜是原子级平坦的，接触模式的AFM图像证实了这一点。对于5×5μm2-10×10μm2范围内的区域，厚度为40nm和400nm厚的刚生长材料分别表现出0.4nm和1.2nm的RMS值。这些RMS值显著低于先前关于组成渐变技术(～30nm)以及使用Si和SiGe成核层(～2.4nm)的其它MBE方法所报道的值。
X-射线θ-2θ衍射测量显示了对应于(004)反射的强峰。(004)反射的面内摇摆扫描具有0.3°的FWHM，其对于这类高度失配的异质外延是典型的。表1中列出了对于不同厚度的Si0.33Ge0.67层测量的面外晶格常数a⊥。假设沉积到Si(100)上的SiGe层具有四方畸变，层的无应变晶格参数aSiGe与面内晶格参数(a‖SiGe)和垂直晶格参数(a⊥SiGe)有如下关系：aSiGe＝a⊥[1-2v(a⊥-a‖)/a⊥(1+v)]，其中v是Si-Ge的泊松比(0.27-0.28)。使用aSiGe＝5.43105+0.2005x+0.0263x2计算无应变的Si0.33Ge0.67晶格参数aSiGe，得到aSiGe＝0.5581nm。表1中列出了具有不同浓度的膜的面内晶格参数a‖SiGe。最后，面内应变松驰度R由R＝(a‖SiGe-as)/(aSiGe-as)给出，其中as＝0.5431nm是Si衬底的晶格常数。表1显示40nm厚在R＝85％的程度下几乎是松驰的。400nm厚Si0.33Ge0.67层的晶格常数与无应变松驰膜的值非常接近。如图7中所示，Si0.33Ge0.67膜的拉曼光谱(下图)显示出对应于Ge-Ge(296cm-1)、Si-Ge(407cm-1)和Si-Si(478cm-1)晶格振动的特征峰。峰位置与完全松驰的材料一致。
表1 SiGe外延层的晶格常数和松驰率的汇总
| 膜 | 面内(nm) | 面外(nm) | 无应变(nm) | 松驰 |
| Si0.50Ge0.50Si0.33Ge0.67Si0.25Ge0.75Si0.20Ge0.80 | 0.55040.55850.55620.5599 | 0.55640.55900.56150.5615 | 0.55380.55880.55920.5608 | 68％97％81％95％ |
在480℃至750℃之间(完全处于实际器件处理温度范围内)的温度下进行退火实验来建立外延层的热稳定性。测量退火样品的XRD晶格常数、RBS定向光谱的χ最小值和AFM表面粗糙度并且与刚生长材料的值比较。400nm厚的样品即使在750℃下退火14小时后也没有表现出表面粗糙度(rms)的任何增加。这表明我们样品中表面的平面性是热牢固的。XRD和RBS定向光谱证实在退火前后没有观察到变化。这也证实刚生长的Si0.33Ge0.67层在480℃下是完全松驰的。退火实验表明刚生长层的品质没有降低或改善。它们具有低的线位错密度、平坦的表面并且在小于400nm的厚度下是完全松驰的，并且表现出高达至少750℃的非凡热稳定性。
实施例-SiGe3的生长
通过在350℃-450℃范围内的(H3Ge)3SiH的热脱氢来进行Si(100)上的SiGe3(即Si0.25Ge0.75)层的生长。通过气体源MBE并且通过在T＜400℃下的低压CVD沉积具有平滑表面(RMS 1.5-2.0nm)且厚度至多200nm的无应变层。在T＝450℃下生长的样品厚得多，在1μm范围，并且表现出相对高的表面粗糙度(RMS＞5.0nm)。由于即使在这些适中的生长温度下化合物也有异常高的反应性，因此450℃下的生长速率是每分钟0.1μm。通过RBS测定的所有样品的组成一致为Si0.25Ge0.75，对应于前体的整个SiGe3分子核。XTEM表明大多数位错在界面处开始并且在界面上方10nm区域内终止。在亮场TEM显微照片中没有观察到贯穿到膜表面的线缺陷。图8显示了根据我们的发明在Si(100)上生长的无应变且原子级平滑的SiGe3层的XTEM图像。如图8中所示，缺陷集中在层的下部并且大多数在界面上方10nm内消失。
界面处大多数缺陷的聚积在RBS沟道光谱中是明显的。典型的χ最小值为界面处是约20％，快速降低至上表面附近的7％。图9显示了在380℃下生长的SiGe3(001)层的RBS定向光谱。χ最小在SiGe/Si界面处是25％并且在表面处降低至9％。界面处的尖峰表明高浓度的向着表面消失的缺陷。
相反差和Z反差模式(参见图8)中的高分辨图像显示出明显且轮廓分明的界面，其具有完美外延的显微组织，其中膜的111晶面和衬底完全匹配。图8中的插图是原子级分辨率的Z反差图像，显示了轮廓分明、突变且完美外延的界面显微组织。Si0.25Ge0.75膜的拉曼光谱(图7上图)表现出Ge-Ge、Si-Ge和Si-Si的特征峰并且相应的频率表明完全松驰的材料。X射线衍射数据进一步证实了在SiGe3系统中无应变材料的生长。实验晶格参数与使用Vegard定律确定的理论值匹配。
实施例-SiGe4的生长
通过在380℃-300℃和5×10-6托前体压力下，借助CVD热脱氢和Si(GeH3)4的气体源MBE在Si(100)上生长SiGe4(即Si0.20Ge0.80)层。在这些条件下，以2nm/min的合理生长速率获得平滑且均匀的层。对于覆盖5.0μm×5.0μm区域的扫描，所有膜的AFM RMS在1.0-1.5nm的范围内。图10是显示SiGe4膜原子级平坦上表面的XTEM图像。厚度至多500nm的层的RBS分析给出Si0.20Ge0.80的元素含量，这反映了前体SiGe4四方核的元素含量。图11显示了0.5μm厚的Si0.20Ge0.80(001)层的RBS随机和定向光谱(较低迹线)。离子沟道数据表明缺陷主要集中在界面处，而膜的上部是相对无缺陷的。XTEM亮场图像证实了缺陷在界面处的聚积并且揭示了高共格层的厚度和完美平坦的表面(参见图10)。XRD分析给出晶格常数的预期Vegard值，显示了所预期的无应变生长。
从前面的公开内容，本领域技术人员应当理解本发明可以具有另外的优点和修改。例如，本发明的方法可以用来在Si衬底以外的衬底如玻璃衬底上生长Si-Ge材料。另外，(H3Ge)2SiH2、(H3Ge)3SiH和(H3Ge)4Si的容易的反应性为在可以承受高至300℃处理的特殊衬底(如用于柔性显示器的塑料衬底)上生长SiGe材料铺平了道路。作为另一个实例，本方法可用于形成SiGeN层：将前体与氮源混合以形成SiGeN层。
因此，本发明在其更宽广的方面不限于已显示和说明的具体细节、代表性器件和示例性实施例。因此，在不背离本发明的主旨和范围的情况下可以由这些细节做出改变。
Claims (75)
1.一种用于在反应室中在衬底上沉积Si-Ge层的方法，该方法包括：
在一定条件下向该室中引入包含(H3Ge)xSiH4-x的气态前体，其中x＝1、2、3或4，由此在衬底上形成包含Si-Ge材料的层。
2.权利要求1的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括以基本纯净的形式引入该前体。
3.权利要求1的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括以单一气体源的形式引入前体。
4.权利要求1的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括引入与惰性载气混合的前体。
5.权利要求4的方法，其中所述载气包括H2。
6.权利要求4的方法，其中所述载气包括N2。
7.权利要求1的方法，其中通过低压化学气相沉积来沉积所述气态前体。
8.权利要求1的方法，其中通过超高真空化学气相沉积来沉积所述气态前体。
9.权利要求1的方法，其中通过气体源分子束外延来沉积所述气态前体。
10.权利要求1的方法，其中所述Si-Ge材料包括量子点。
11.权利要求1的方法，其中所述Si-Ge材料包括SiGeN。
12.权利要求1的方法，该方法进一步包括用选自硼、磷、砷、锑和铟中的元素掺杂所述Si-Ge材料的步骤。
13.权利要求1的方法，该方法进一步包括图案化的以便在衬底上实现Si-Ge材料选择性生长的Si衬底。
14.权利要求1的方法，其中以包含(H3Ge)xSiH4-x和锗氢化物、硅氢化物或者硅氢卤化物的混合物的形式引入所述气态前体。
15.权利要求1的方法，其中所述前体包括H3GeSiH3。
16.权利要求1的方法，其中所述前体包括(H3Ge)2SiH2。
17.权利要求1的方法，其中所述前体包括(H3Ge)3SiH。
18.权利要求1的方法，其中所述前体包括(H3Ge)4Si。
19.权利要求1的方法，其中所述衬底包括硅。
20.权利要求10的方法，其中所述硅包括Si(100)。
21.权利要求1的方法，其中在介于约250℃至约700℃之间的温度下引入所述气态前体。
22.权利要求21的方法，其中在约480℃的温度下引入所述气态前体。
23.权利要求1的方法，其中在介于约250℃至约450℃之间的温度下引入所述气态前体。
24.权利要求1的方法，其中在约1×10-7托到至少约5托范围内的压力下引入所述气态前体。
25.权利要求1的方法，其中以具有平坦表面的应变或者无应变层的形式在衬底上形成Si-Ge材料。
26.权利要求1的方法，其中以应变的共格岛形式在衬底上形成Si-Ge材料。
27.权利要求1的方法，其中基本上将气态前体的整个Si和Ge构架纳入外延SiGex中。
28.权利要求1的方法，其中所述Si-Ge材料的组成基本上是均匀的。
29.权利要求1的方法，其中在基本上限制的物质传输的条件下形成所述Si-Ge材料。
30.一种在衬底上沉积外延SiGex层的方法，其中x＝1、2、3或4，该方法包括：
在衬底表面附近引入包含(H3Ge)xSiH4-x的气态前体；和
在一定条件下使前体脱氢，从而在衬底上形成外延SiGex。
31.权利要求30的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括以基本上纯净的形式引入所述前体。
32.权利要求30的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括以单一气体源的形式引入前体。
33.权利要求30的方法，其中所述引入气态前体的步骤包括引入与惰性载气混合的前体。
34.权利要求33的方法，其中所述载气包括H2。
35.权利要求33的方法，其中所述载气包括N2。
36.权利要求30的方法，其中通过低压化学气相沉积来沉积所述气态前体。
37.权利要求30的方法，其中通过超高真空化学气相沉积来沉积所述气态前体。
38.权利要求30的方法，其中通过气体源分子束外延来沉积所述气态前体。
39.权利要求30的方法，其中所述前体包括H3GeSiH3。
40.权利要求30的方法，其中所述前体包括(H3Ge)2SiH2。
41.权利要求30的方法，其中所述前体包括(H3Ge)3SiH。
42.权利要求30的方法，其中所述前体包括(H3Ge)4Si。
43.权利要求30的方法，其中所述衬底包括硅。
44.权利要求33的方法，其中所述衬底包括Si(100)。
45.权利要求30的方法，其中所述衬底包括玻璃。
46.权利要求30的方法，其中所述衬底包括塑料。
47.权利要求30的方法，该方法进一步包括用选自硼、砷、磷、砷、锑和铟中的元素掺杂所述外延SiGex的步骤。
48.权利要求30的方法，该方法进一步包括图案化衬底以便在衬底上实现外延SiGex选择性生长。
49.权利要求30的方法，其中以包含(H3Ge)xSiH4-x和锗氢化物、硅氢化物或者硅氢卤化物的混合物的形式引入所述气态前体。
50.权利要求30的方法，其中在介于约250℃至约700℃之间的温度下引入所述气态前体。
51.权利要求51的方法，其中在约480℃的温度下引入所述气态前体。
52.权利要求30的方法，其中在介于约250℃至约450℃之间的温度下引入所述气态前体。
53.权利要求30的方法，其中在约1×10-7托到至少约5托范围内的压力下引入所述气态前体。
54.权利要求30的方法，其中所述外延SiGex包含具有基本上平坦表面的应变或者无应变的层。
55.权利要求30的方法，其中所述外延SiGex包含应变的共格岛。
56.权利要求30的方法，其中基本上将气态前体的整个Si和Ge构架纳入外延SiGex中。
57.权利要求30的方法，其中所述外延SiGex的组成基本上是均匀的。
58.权利要求1的方法，其中在基本上限制的物质传输的条件下形成所述外延SiGex。
59.一种半导体结构，其包括：
衬底；及
SiGex层，其形成是通过在一定条件下在衬底表面附近引入包含(H3Ge)xSiH4-x的气态前体，其中x＝1、2、3或4，从而在衬底上形成外延SiGex层。
60.权利要求59的半导体结构，其中通过使前体脱氢来形成所述SiGex层。
61.权利要求59的半导体结构，其中所述衬底包括硅。
62.权利要求61的半导体结构，其中所述衬底包括Si(100)。
63.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括SiGe。
64.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括SiGe2。
65.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括SiGe3。
66.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括SiGe4。
67.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括厚度小于约1微米的SiGex膜。
68.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括厚度在约100nm至约500nm范围内的SiGex膜。
69.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括线缺陷密度小于约105/cm2的SiGex膜。
70.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括具有基本上原子级平坦表面形貌的SiGex膜。
71.权利要求59的半导体结构，其中所述外延SiGex层包括跨所述层具有基本上均匀组成的SiGex缓冲层。
72.权利要求59的半导体结构，其中所述外延SiGex层包括跨所述层具有基本上均匀应变的SiGex缓冲层。
73.权利要求59的半导体结构，其中所述外延SiGex层包括没有组成梯度的SiGex缓冲层。
74.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括一个或多个应变岛。
75.权利要求59的半导体结构，其中所述SiGex层包括一个或多个共格岛。
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