200407977 (1) 玖、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明與改良具有SiGe膜之半導體基板的方法有關 ’其中’ Si Ge膜品質的改良是關於表面狀況，結晶以及 半導體基板內晶格變形的鬆弛，其中，膜是成形在矽或 S 〇1基板上，此外，也與使用品質獲改良之半導體基板製 造半導體裝置有關。 【先前技術】 已知的方法是具有與矽之晶格常數不同且具有實際晶 格結構之變形的S i G e膜成形在矽基板上，此S i G e膜內因 砂與SiGe晶格常數間不匹配（mismatch)所造成的變形， 經由失配錯位（misfit dislocation)的引入得以鬆弛，之後 ’在S i G e膜上成形上層的矽膜做爲蓋層，以便增進電子 及電洞通過通道區的移率。 此上層的矽膜被晶格常數大於矽膜之SiGe膜拉扯， 因此，在上層矽膜內造成變形，並因此使得能帶結構改變 ’致使載子的遷移率提高。 使SiGe膜內變形鬆弛的方法是習知技術，其中，增 加SiGe膜的厚度，並因此使SiGe膜的彈性應變能量增加 ’以便鬆弛晶格。曾有報告指出，例如在Y. J. M i i等人 在 Appl· Phys. Lett. 59(13)，161 1(1991)的報告中，經由 逐漸增加SiGe膜內的鍺濃度以形成濃度梯度大約】微米的 SiGe膜，即可使SiGe膜內的變形鬆弛。 (2) (2)200407977 此外，鬆弛成形在矽基板上SiGe膜內之變形的習知 方法是在SiGe薄膜上進行離子植入的處理，諸如植入氫 ，之後，在高溫下進行退火處理，以致使已形成於矽基板 之瑕疵層內的層狀瑕疵產生滑動，並因此在SiGe/Si介面 產生失配錯位。曾有報告指出，例如在H. Trinkaus等人 在 Appl. Phys. Lett. 76(24)，3 5 5 2(2 000)的報告中，經由 植入氫離子可使變形鬆弛。 經由成形厚SiGe膜以增加SiGe膜之彈性應變能量以 獲致晶格鬆弛的方法，會使SiGe膜超過獲得完美結晶之 SiGe膜所需的臨界膜厚，並因此會在SiGe膜內生成極多 的瑕疵。 此外，在厚膜的例中，膜在生長的同時，變形也經由 其本身被鬆弛，因此使得SiGe膜的表面粗糙，即出現間 距數10微米的交叉平行線（cross hatching)，致使該膜無法 做爲半導體基板使用，因此，平坦化處理，諸如CMP處 理成爲必要，且必須在經過平坦化處理的基板上再生長一 層SiGe膜。 另一方面，鬆弛薄SiGe膜內晶格變形的方法是進行 氫離子植入處理及高溫退火處理，以便在SiGe/Si的介面 產生失配錯位，如此即會使變形被充分鬆弛，且變形不會 鬆弛不足，但結晶仍差。此外，SiGe膜的表面狀況也更 爲惡化。因此，此方法並不必然是改良品質的有效方法。 易言之，問題是很難獲得充分的變形鬆弛率，同時保 有良好的表面狀況以及良好的結晶，這是因爲表面狀況、 (3) (3)200407977 結晶及變形鬆弛率視要進行處理之SiGe膜的膜狀況有很 大的變化，即使氫離子的植入條件，諸如離子植入能量及 離子‘'植入量（劑量）保持固定。 在此，變形鬆弛率是按下列方程式（1) P a//(x)-a//(Sj) ⑴ a,/(SiGe) - a,/(Si) R是SiGe膜內晶格變形的鬆弛率，a//(Si)及a//(SiGe) 分別是矽及SiGe在晶格完全鬆弛下的（001)晶格常數，a-//(X)是實際度量SiGe層的（001)晶格常數。如果3//卜）=^-//(SiGe)，晶格即是在完全鬆弛的狀態，其鬆弛率是1〇〇% 。如果a/dxha/ASi)，晶格則是在與矽基板完全匹配的狀 態，鬆驰率是〇 %。 【發明內容】 因此，本發明的目標是提供一種用以決定能在矽上或 SOI基板上得到具有充分變形鬆弛率，結晶良好且表面狀 況良好之SiGe薄膜之膜狀況與氫離子植入條件間之關係 的方法，使能決定能夠改良矽上或S 0 I結構上S i Ge膜之 品質的良好條件。 按照本發明，提供一種使用氫離子植入及退火以改良 矽或SOI基板上具有SiGe膜之半導體基板的方法，其中 ，氫離子的植入包含以下步驟： 以下列（〗）、（2)及（3)所組成的3個參數事先決定改良 (4) (4)200407977 條件的範圍， (1)彈性應變能量 UsiGe，視SiGe膜的鍺濃度及 SiGe膜的厚度而定， (2 )峰値深度R p，是s i G e /砂介面與氫離子濃度峰値 在矽或S Ο I基板內之位置間的距離，其視氫離子植入能量 及SiGe膜的厚度而定，以及 (3)要被植入之氫離子的量； 從改良條件的範圍中選擇所要的改良條件；以及 決定要被植入之氫離子的量以及氫離子植入能量。 此方法利用檢視成形在矽或SOI基板上之SiGe膜的 狀況與氫離子植入條件間之關係的結果，特別是所進行之 經驗檢視的結果，以決定S i Ge膜之狀況與氫離子植入條 件間何參數會影響表面狀況、結晶及變形鬆弛率。 在檢視上述解決問題之方法的處理中發現，使用3個 參數即可有效地表示可以適當改良表面狀況、結晶及變形 鬆弛率之品質之參數的範圍：彈性應變能量USiGe，可經 驗地計算自鍺濃度及SiGe膜的膜厚；峰値深度Rp，是 Si Ge/Si介面與矽中氫離子濃度之峰値位置間的距離，可 計算自氫離子植入能量及S i Ge膜的膜厚··以及氫離子的 植入量。 因此’以此3個參數表示適於改良品質之條件之範圍 的資料（例如見圖1到3 )須於事先決定，並在該範圍中選擇 所要的改良條件’並決定要植入的氫離子量及氫離子植入 能量。 -7- (5) 200407977 從以下的詳細描述中將更容易明瞭本發明的 它目的。不過，須瞭解，這些詳細描述及特定例 的較佳實施例’只是用於說明’熟悉此方面技術 可明瞭，各樣的變化及修改都在本發明的精神與 【實施方式】 如前所述，本發明經由在矽基板上或S ΟI基 有SiGe膜的半導體基板上實施氫離子植入及退 改良SiGe膜的表面狀況、結晶及變形晶格之鬆 〇 按照本發明，使用矽基板上或SOI基板 SiGe膜的半導體基板。 以砂基板爲例，雖然以單晶矽基板較佳，但 板，諸如複晶矽基板也可以使用，只要可供異質 長S i G e膜的基板就可使用。此外，若爲s 〇 I基 ，任何S 01基板都可使用，只要可利用磊晶法宅 板上的矽層上生長SiGe膜就可使用。
SiGe膜可在任何類型的製造單元內成形，多 膜是異質磊晶地生長在砂上，且S i G e膜具有所 度且具有所要的膜厚即可，例如可在低壓化學氣 元（LPCVD)中成形，使用矽甲烷氣體（SiH4)及鍺 (GeH4)做爲原料氣體。 植入氫離子是使用習知的離子植入單元進行 至少氫離子植入量（劑量）及植入氫離子所需的能 這些及其 是本發明 之人士將 範圍內。 板上成形 火，可以 弛的品質 上成形有 其它矽基 磊晶法生 板的情況 E SOI 基 R 要 SiGe 要的鍺濃 相沈積單 甲烷氣體 。此時， 量可適當 (6) 200407977 地改變，以做爲離子植入的參數。 在氫離子植入之後是退火.，在熱處理爐內進行，可將 氮氣、氫氣及氬氣引入其中做爲大氣氣體。退火的溫度以 大約7 0 0 □到大約9 0 0 □較佳，例如在大約8 0 0 □中進行退火 較佳。 此外，至於已按照本發明改良品質之SiGe膜之表面 狀況的決定，是使用Nomarski顯微鏡觀察表面，以便根 據局部剝落或交叉平行線決定品質。此外，結晶與變形鬆 弛率的品質也可經由進行X-射線繞射（XRD)分析決定。 接下來，使用彈性應變能量及峰値深度RP(SiGe/Si 介面與矽中氫離子濃度之峰値位置間的距離）來表示適合 改良品質之條件預先決定的範圍。
SiGe膜（鍺濃度；X，SiGe膜的厚度；h)在與矽基板 晶格完全匹配的狀況，其所具有的彈性應變能量/單位面 積（正常化彈性應變能量，如下文所述）如方程式（2)所示。
USiGe =2μ (1 + v) MH2 Γ E、 ε//-0.0417x，i = 一 V) l 1 + iJ (2) 在上式中，UsiGe是SiGe膜之單位面積的彈性應變能 量，v是SiGe的Poisson比，E是楊氏模數，ε/ /是SiGe 在（〇〇1)方向之晶格的變形量。 爲便於下文的描述，在此，將膜厚100奈米，由100% 之鍺製成且晶格與矽基板在完全匹配之狀態下之鍺膜的彈 性應變能量假設爲1，且假設SiGe膜之正常化的彈性應變 (7) (7)200407977 能量是正常化的彈性應變能量U s i G e。 此外，峰値深度R p (其定義爲植入之氫離子的峰値濃 度位置與SiGe/矽介面間的距離）是均勻的，由SiGe膜的 膜厚及離子植入能量決定。植入時使用2 5 K e V的能量植入 離子，則氫離子的峰値位置是在基板表面下2 5 0奈米的位 置，且如果從SiGe/Si介面開始的峰値深度Rp是50奈米 ，則SiGe的膜厚是200奈米。 當使用正常化的彈性應變能量UsiGe、峰値深度RP及 氫離子植入量等3個參數表示適於品質改良條件的範圍時 ，該範圍可以X-Y座標系統表示，其中，3個參數中的2 個沿著X及Y座標軸表示，而剩下的一個參數用做爲子 參數，其固定於複數個適當値其中任一。例如，正常化的 彈性應變能量UsiGe與峰値深度RP沿著X及Y座標軸表 示，以及，離子植入量固定於任何適當的値，做爲子參數 〇 此外，品質改良條件的適當範圍也可以使用3維座標 系統表示，其中的3個參數爲：正常化的彈性應變能量 USiGe、峰値深度RP、及離子植入量，分別做爲X-Y-Z座 標軸。 以下描述情況之一，其中，品質改良條件的適當範圍 是以2維X-Y座標表示，其中，正常化的彈性應變能量 UsiGe是由Y座標指示，峰値深度RP是由X座標指示。 在此例中，彈性應變能量USiGe與峰値深度RP的數値 對（Rp，USiGe)成爲品質改良條件選擇參數，而離子植入量 -10- (8) (8)200407977 成爲子參數。接著，以經驗爲每一個氫離子植入量尋找適 當之品質改良條件選擇參數的範圍（例如2χ丨〇i6H + /cm2， 3xl(^6：H + /em2，俾備妥以“及 Usa 爲座 標軸的RP-USiGe曲線，並藉以決定適當品質改良條件的 (Rp，UsiGe)範圍。 每一個氫離子植入量之適當的品質改良條件範圍（Rp， US iGe)可按照以下方法以經驗尋得。 植入具有鍺濃度及膜厚之SiGe膜的氫離子量（劑量） 例如設定在3xl0I6H + /cm2，其中，正常化的彈性應變能量 u s i G e的範圍例如在不小於〇 · 〇 9到不大於0 ·;[之間，而氫離 子植入能量可變，俾進行複數個具有不同峰値深度Rp的 離子植入，並分析各 S i G e膜的變形鬆驰率、結晶及表面 狀況，藉以獲得與適合範圍相關的資料，峰値深度RP應 設定在該處，以便得到足夠的鬆弛率、適當的結晶及適當 的表面狀況。因此，可以瞭解，峰値深度RP的範圍例如 在3 3奈米到7 5奈米之間的狀況下，可實現足夠的鬆弛率、 適當的結晶及適當的表面狀況。 以下的資料是按上述方法得到，該方法關於改變正常 化的彈性應變能量UsiGe及關於改變氫離子植入量，以便 使用正常化的彈性應變能量U S i G e、峰値深度R P、及氫離 子植入量做爲參數，決定適當改良品質之條件的範圍，以 及，經由沿著USiGe及RP座標軸表示所獲得之USiGe、Rp 與氫離子植入量間的關係’以便繪製每一個氫離子植入羹 之適當品質改良條件的範圍曲線圖。因此’氫離子植入纛 200407977 Ο) 條件的範圍被確認，其中，可實現足夠的鬆弛率、適當的 結晶及適當的表面狀況。 圖1到3是R p - U s i G e曲線’顯不ί女照上述方法定義之適 當品質改良條件的範圍。圖1顯示做爲子參數的氫離子植 入量爲3xlOI0H + /cm2的狀況，圖2顯示氫離子植入量爲 2 X 1 0 1 6 H + / c m 2的狀況，圖3顯示氫離子植入量爲 4xl016H + /cm2的狀況。 顯示爲“最佳條件區”之區域內的（Rp，USlGe)提供具有 絕佳表面狀況、結晶及變形鬆驰率的S i G e膜，顯示爲“表 面粗糙區”之區域內的（Rp，U s i G e ) ’所提供的膜雖然具有絕 佳的變形鬆弛率，但表面狀況粗糙’顯示爲“低鬆弛區”之 區域內的（Rp，UsiGe)，所提供的膜具有絕佳的表面狀況及 絕佳的結晶，但變形鬆驰率低。 在這些圖中，“□”、“·”及“△”指示使用鍺濃度大約 3 0 %、大約2 5 %及大約2 0 %之S i G e膜所得到的資料，圖中 的“。/〇値”指示各資料點的變形鬆弛率。這些資料點中的某 些點將是以下描述之實施例中用到的資料。 在此，如果正常化的彈性應變能量大於0.2 6 6，爲得 到完全結晶的SiGe膜’膜厚會超過臨界膜厚，因此，在 Si Ge膜中會出現很多瑕疵，且結晶性會變差。此外， SiGe膜在生長的同時也鬆弛其本身的變形，因此，膜表 面上的粗糙以間距數十微米的交叉平行線呈現。因此，在 所有條件下，正常化彈性應變能量的範圍超過0.266者一 槪排除。因此，在本發明中，極佳之品質改良條件的彈性 -12- (10) (10)200407977 應變能量UsiGe範圍不大於0.266。 “表面粗糙區”與“最佳條件區”間的介面以及“最佳條 件區”與“低鬆弛區”間的介面分別都是平滑的曲線。 特別是圖1的情況，其中，氫離子植入量是 3xlOI6H + /cm2，“表面粗糙區”與“最佳條件區”間之介面所 形成的曲線通過（25奈米，0.0 8 5 )、（43奈米，0.120)及（62 奈米，0.200)，“最佳條件區”與“低鬆弛區”間之介面所形 成的曲線通過（25奈米，0.050)、（50奈米，0.063)及（75奈 米，0.095) 〇 此外，圖2的情況是氫離子植入量爲2xl016H + /cm2，“ 表面粗糙區”與“最佳條件區”間之介面所形成的曲線通過 (25 奈米，0.117)、（50 奈米，0.170)及（60 奈米，0.240)，“ 最佳條件區”與“低鬆弛區”間之介面所形成的曲線通過（2 5 奈米，0.082)、（50 奈米，0.107)及（75 奈米，0.170)。 此外，圖3的情況是氫離子植入量爲4x1 016H + /Cm2，“ 表面粗糙區”與“最佳條件區”間之介面所形成的曲線通過 (25 奈米，0.046)、（50 奈米，0.097)及（75奈米，0.190)，“ 最佳條件區”與“低鬆弛區”間之介面所形成的曲線通過（25 奈米，0.0 8 2)、（50 奈米，0.03 7)及（75 奈米，0.067)。 除了以上描述的資料外，氫離子植入量（子參數）改變 成其它値，也可獲得同樣的RP-USiGe曲線圖，並藉以設定 可能的條件，同時可擴展品質改良條件之選擇的自由度。 接下來將描述當要在新的半導體基板上進行品質改良 之時，使用RP-UsiGe曲線圖決定氫離子植入條件。 - 13- (11) 200407977 當要尋找氫離子植入條件時，首先，根拍 要經由氫離子植入進行品質改良之SiGe膜的 厚計算正常化的彈性應變能量Us iGe。 接著，設定植入氫離子所用的能量及氫離 即暫時的離子植入條件組。根據此暫時設定的 能量及SiGe膜的膜厚計算峰値深度RP，俾能 的UsiGe及RP決定品質改良條件選擇參數（RP， 接下來，這些品質改良條件選擇參數（RP， 時設定之氫離子植入量所對應之R P - U s i G e曲線 品質改良條件（R P，U s i G e )範圍比較，以便決定 件選擇參數（Rp，UsiGe)是否在極佳的品質改良 圍內。 根據此決定，如果其中的參數是在極佳的 件範圍內，這些氫離子植入條件即被決定爲極 良條件，因此，即可將暫時設定的氫離子植入 子植入量決定成植入離子的條件。 如果其中的參數不在極佳的品質改良條件 需再設定另一暫時的氫離子植入能量及氫離子 按照上述相同的程序決定，此步驟不斷重複， 子植入條件。 如前所述’由氫離子植入能量及氫離子植 品質改良條件的適當範圍可由關於s i G e膜的 膜之鍺濃度及膜厚所構成的條件決定。 以下將參考附圖詳細描述本發明。 I方程式2從 鍺濃度與膜 子植入量， 氫離子植入 從所計算出 UsiGe)。 USiGe)與暫 圖中極佳的 品質改良條 條件選擇範 品質改良條 佳的品質改 能量及氫離 範圍內，則 植入量’並 以便設定離 入量所構成 條件，s i G e -14- (12) (12)200407977 實施例1 圖4(a)到（C)以槪圖顯示按照本發明之實施例」改良半 導體基板之方法的步驟。 首先，準備矽基板1。進行硫酸沸煮及SC-2淸洗等預 處理’並使用稀釋的氟酸（5%)去除基板表面上的天然氧化 物膜。接著，使用低壓化學氣相單元（L P C V D )在矽基板1 上成形 SiGe膜2以準備半導體基板（圖4(a))，其中，SiGe 膜的品質要被改良。此SiGe膜2的鍺濃度及膜厚按照已知 的膜成形條件決定。此SiGe膜2的鍺濃度與膜厚用來計算 Rp 及 UsiGe。 接著，進行氫離子3的離子植入。此時，參考事先經 由經驗得到的RP-UsiGe曲線圖（見圖1到3)爲每一個氫離子 植入量決定植入條件。 易言之，首先，在這些離子植入條件中暫時設定氫離 子植入量（例如暫時設定在3 X 1 0 16 H + / c m 2 )，並在爲每一個 氫離子植入量準備的複數個RP-UsiGe曲線圖中參考對應於 氫離子植入量的RP - U s i G e曲線圖（本例爲圖1的曲線圖，氫 離子植入量暫時設定在3 X 1 0 1 6 H + / c m 2 )。 按照方程式（2)從要被改良品質之SiGe膜的鍺濃度及 膜厚計算正常化的彈性應變能量UsiGe，從RP-USiGe曲線 圖中在對應於上述USiGe値之適當的品質改良條件範圍內 擷取品質改良條件選擇參數（Rp，UsiGe)，以便從此RP値及 從S i G e膜的膜厚逆向計算植入離子所用的能量値。 在此’當想要改變離子植入能量時，氫離子植入量的 (13) (13)200407977 暫時設定値改變成另一個値，並改變參考的Rp-UsiGe曲線 圖，並按照上述相同程序逆向計算植入氫離子所用能量的 値。 按上述設定的氫離子植入量及植入氫離子所用的能量 是被決定的離子植入條件，並按照此植入條件進行離子植 入（圖 4(b))。 經過離子植入的半導體基板在熱處理爐內的氮氣大氣 中進行800 □的退火10分鐘，俾使在RP的附近（見圖8)微觀 的孔洞，稱爲微洞9。這些微觀的孔洞所產生的層狀瑕疵 致使的滑動導致SiGe/矽介面的失配錯位，並因此獲得晶 格的鬆弛（圖4(c)) 以下將參考實驗資料描述使用圖1至3所示的RP-UsiGe 曲線圖選擇適當的品質改良條件。 首先硏究彈性應變能量與表面粗糙度間的關係。 (比較例1) 經過硫酸沸煮及SC-2淸洗等預處理，且使用稀氟酸 (5%)去除表面上天然氧化物膜的p型矽（1〇〇)基板在低壓 化學氣相單元（LPCVD)中，使用鍺甲烷（GeH4)與矽甲烷 (SiH4)做爲材料氣體，在5 00 □的溫度下磊晶生長鍺濃度爲 24.1%，具有實質晶格結構的第一層SiGe膜，以得到304 奈米的膜厚。此S i G e膜的正常化彈性應變能量爲〇 . 1 7 7， 其等於或小於臨界膜厚（易言之，正常化的彈性應變能量 爲0 · 2 6 6或更小），且生長後的S i G e膜表面非常乾淨，如 -16- (14) (14)200407977 圖9所示，並未見到所謂交叉平行線的表面粗糙。 (比較例2) 經過與比較例1相同條件的預處理，在5 〇〇 □的溫度下 磊晶生長鍺濃度爲29.8 %具有實質晶格結構的第一層Si Ge 膜，以得到321奈米的膜厚。此SiGe膜的正常化彈性應變 能量爲0.2 8 5，其超過臨界膜厚。在此例中，生長後的 S i Ge膜表面可觀察到稱爲交叉平行線的明顯表面粗糙， 如圖1 0所示。 在上述觀察到表面粗糙的例中，其正常化的能量大於 0.266 〇 接下來，分別硏究關於圖1中之“表面粗糙區”、“ 最佳條件區”、及“低鬆弛區”中的品質改良條件，此圖 的Rp-USiGe曲線圖是氫離子植入量爲3xl0】6H + /cm2的情況 (比較例3 ) 使用32KeV的植入能量，在siGe/Si基板（鍺濃度 24」％，，膜厚3 04奈米，且具有變形）上，從7。的傾斜角進 行氫離子植入量（劑量）爲3xl〇i6H + /cm2的氫離子植入，其 基板是按照比較例1的條件成形，易言之，其狀況是SiGe 膜的表面不粗糙。 須瞭解’ M〇nte Carlo模擬（見圖11)是對應於SIMS結 果的積分’此時的離子植入條件允許氫離子的峰値深度 -17- (15) (15)200407977 RP到基板表面下3 5 6奈米的位置，易言之，其位置（從356 奈米到3 04奈米）在矽基板內，距離SiGe/Si介面52奈米（見 圖 12)。 已植入氫離子的基板在8 00 □氮氣大氣的熱處理爐中 退火1 〇分鐘，以便在R p附近產生微洞9，如圖8所示，因 此，所產生層狀瑕疵導致滑動，俾在SiGe/Si介面發生失 配錯位，並使晶格得以鬆弛。 此時’（Rp，UsiGe)在圖1之 Rp-UsiGe曲線圖內的點是 (52奈米，0.177)，是在“表面粗糙區”內，較圖1之“最 佳條件區”靠近SiGe/Si介面。 當使用Nomarski顯微鏡觀察變形已被鬆弛的SiGe膜 表面時，可明顯看到SiGe膜從矽基板局部剝落所致使的 表面粗縫，如圖1 3所示。 在此條件下觀察到表面粗糙的原因是SiGe/Si介面內 生長了大量的微洞9所致（見圖1 9)。按照上述條件，S i G e 膜的變形被鬆弛，雖然S i G e膜被充分地鬆弛，使變形鬆 弛率到達82.6%，如圖16所示，但根據X-射線繞射（XRD) 分析S i G e膜的（2 2 4 )面，S i G e的峰値模糊，顯示結晶非常 差。 (例1) 經過與比較例1到3相同預處理的p型矽（丨〇 〇)基板在 低壓化學氣相單元（L P C V D)中，使用鍺甲烷（g e Η 4)與矽甲 烷（SiHO做爲材料氣體，在5 00 □的溫度下磊晶生長鍺濃度 (16) (16)200407977 爲2 8.8 %，具有實質晶格結.構的桌一層S i G e膜’以得到 1 5 8奈米的膜厚。 此時，SiGe膜的正常化彈性應變能量爲0.131，其等 於或小於臨界膜厚（易固之’正常化的彈性應變能量爲 0.266或更小）。使用1 8KeV的植入能量，從7°的傾斜角將 3xlOI6H + /cm2的氫離子量植入此變形的SiGe/Si基板。 按照上述的Monte Carlo模擬，在此植入條件下，氫 離子的峰値深度Rp位於矽基板內距SiGe/Si介面72奈米 的位置（見圖1 2)。將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的 熱處理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 〇分鐘。 此時，（R P，U s i G e )在圖1的R P - U s i G e曲線圖中是點（7 2 奈米，0 . 1 3 1 )，其位置是在“最佳條件區”內。 如圖14所示，當使用Nomarski顯微鏡觀察其中變形 已被鬆弛的S i G e膜表面時，在s i G e膜的表面上沒有觀察 到表面粗糙，證實表面非常光滑。 圖2 0顯示此時的S i G e / S i介面。在此植入條件之下， SiGe/Si介面內並未生長大量的微洞。根據變形已按上述 植入條件鬆驰的SiGe膜（224)面的XRD分析發現，SiGe 膜已被充分地鬆弛，鬆弛率爲8 〇 ·丨％且結晶良好，如圖j 7 所示。 (比較例4) 經過與比較例1到3相同預處理的p型矽（1〇〇)基板在 低壓化學氣相單元（LPCVD)中，使用鍺甲烷（GeHd與矽甲 (17) (17)200407977 火兀（S i Η4)做爲材料氣體，在5 0 0 □的溫度下晶晶生長鍺濃度 爲2 3.6 %，具有實質晶格結構的桌一層S i G e膜，以得到 1 4 3奈米的膜厚。 此時，Si Ge膜的正常化彈性應變能量爲〇〇79，其等 於或小於臨界膜厚（易言之，正常化的彈性應變能量爲 0.2 6 6或更小）。 使用21 KeV的植入能量，從7。的傾斜角將 3 X 1 0 1 6 H + / c m 2的氫離子量植入此變形的s i G e / S i基板。 按照上述的Μ ο n t e C a r 1 〇模擬，在此植入條件下，氫 離子的峰値深度R ρ位於矽基板內距S i G e / S i介面1 1 4奈米 的位置（見圖12)。將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的 熱處理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 〇分鐘。 此時，（Rp，USK5e)在圖1的RP-USiGe曲線圖中是點（114 奈米，0.0 7 9)，其位置是在“低鬆弛區”內。 如圖15所示，當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形 已被鬆弛的SiGe膜表面時，在SiGe膜的表面上沒有觀察 到表面粗糙，證實表面非常光滑。 根據變形已鬆驰之SiGe膜（2.24)面的XRD分析發現 ，SiGe膜的鬆弛率僅8.7%，如圖18所示。
Rp-USiGe曲線圖（圖1)之“表面粗糙區”、“最佳條件 區”、“低鬆弛區”等各區域與晶格變形之鬆弛率、結晶 及表面光滑度間的相互關係已加以證實，其中’如前所述 ，本例的氫離子植入量爲3 X 1 0 16 H + / c m2。 接下來要硏究圖2之R ρ - U s i G e曲線圖中“表面粗糙區” -20- (18) (18)200407977 、“最佳條件區’，、“低鬆弛區，，等各區域的品質改良條件， 本例的離子植入量爲2xl〇16H + /Cm2。 (比較例5 ) 經過硫酸沸煮及SC-2淸洗等預處理，且使用稀氟酸 (5 /〇)去除表面上天然氧化物膜的p型矽（丨〇 〇)基板在低壓 化學氣相單兀（LPCVD)中’使用鍺甲院（GeH4)與砂甲院 (SiH4)做爲材料氣體，在5〇0□的溫度下磊晶生長鍺濃度爲 2 8 . 8 % ’具有實質晶格結構的第一層s i G e膜，以得到2 4 8 奈米的膜厚。 此SiGe膜的正常化彈性應變能量爲〇·2〇6，其等於或 小於臨界膜厚（易言之，正常化的彈性應變能量爲〇 .266或 更小）。 接下來，在此變形的SiGe/Si基板上進行氫離子植入 ，其植入條件爲以25 KeV的植入能量，從7。的傾斜角植入 2χ 1 016H + /cm2的劑量。 按照上述的Μ ο n t e C a r 1 〇模擬，氫離子的峰値深度R p 位於矽基板內距SiGe/Si介面43奈米的位置（見圖12)。 將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處理爐中， 以8 00 □的溫度退火10分鐘。 此時，（RP，USiGe)在圖2之Rp-UsiGe曲線圖內的點是 (43奈米，0.206)，其位置是在“表面粗糙區”內，較“最 佳條件區”靠近SiGe/Si介面。 當使用Nomarski顯微鏡觀察變形已被鬆驰的SiGe膜 -21 - (19) (19)200407977 表面時’可明顯看到SiGe膜從矽基板局部剝落所致使的 表面粗糙。 根據按上述條件鬆弛之SiGe膜（224)面的XRD分析 ’ SiGe膜的鬆弛率達8 5 5 %，顯示已被充分地鬆弛，然而 結晶卻非常差。 (例2) 在經過與比較例5相词預處理的p型矽（100)基板上， 在5 0 0 □的溫度下磊晶生長鍺濃度爲2 8.8 %且具有實質晶格 結構的第一層SiGe膜，得到248奈米的膜厚。 接著在此變形的SiGe/Si基板上進行氫離子植入，其 植入條件爲以27KeV的植入能量，從7。的傾斜角植入 2xlO]6H + /cm2的氫離子植入量（劑量）。 按照上述的Monte Carlo模擬，氫離子的峰値深度Ri 位於砂基板內距SiGe/Si介面65奈米的位置（見圖12)。 接下來，將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處 理爐中，以8 00 □的溫度退火1〇分鐘。 此時，（RP, UsiGe)在圖2之RP-UsiGe曲線圖內的點是 (65奈米5 0.2 0 6 )，其位置是在“最佳條件區”內。 當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形已被鬆弛的 SiGe膜表面時，在SiGe膜的表面上沒有觀察到表面粗糙 ，證實表面非常光滑。 根據按上述條件鬆弛之SiGe膜（224)面的XRD分析 ，SiGe膜的鬆弛率爲76.8%，顯示已被充分鬆弛，且結晶 -22- (20) (20)200407977 極佳。 (比較例6 ) 接下來，在基板上磊晶生長與比較例5及例2相同的 SiGe膜，以成形變形的SiGe/Si基板，其中，基板經過與 比較例5及例2相同的預處理，並以30KeV之離子植入能量 及7°的傾斜角在此變形的 SiGe/Si 基板上植入 2xlOI6H + /cm2的氫離子量（劑量）。 按照Monte Carlo模擬，在此植入條件下之氫離子的 峰値深度RP位於矽基板內距SiGe/Si介面93奈米的位置（ 見圖1 2 )。 接下來，將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處 理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 〇分鐘。 此時，（RP, USiGe)在圖2之RP-USiGe曲線圖內的點是 (9 3奈米，〇 · 2 0 6 )，其位置是在“低鬆驰區”內。 當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形已被鬆弛的 S i G e膜表面時，在S〗g e膜的表面上沒有觀察到表面.粗糙 ，確認表面非常光滑。 根據按上述條件鬆弛之SiGe膜（224)面的XRD分析 ，鬆弛率僅5 2.1 %，顯示s i G e膜的鬆弛並不充分。 如前所述，RP-USiGe曲線圖（圖2)之表面粗糙區、最佳 條件區、低鬆弛區等各區域與晶格變形之鬆弛率、結晶及 表面光滑度間的相互關係已加以證實，其中，本例的氫離 子植入量爲2xl016H + /cm2。 -23- (21) (21)200407977 接下來要硏究圖3之RP-Us iGe曲線圖中“表面粗糙區” 、“最佳條件區”、“低鬆弛區，，等各區域的品質改良條件， 本例的離子植入量爲4xl〇16H + /cm2。 (比較例7) 經過硫酸沸煮及S C - 2淸洗等預處理，且使用稀氟酸 (5%)去除表面上天然氧化物膜的p型矽（loo)基板在低壓 化學氣相單元（LPCVD)中，使用鍺甲烷（GeH4)與矽甲烷 (SiHU)做爲材料氣體，在5 00 □的溫度下磊晶生長鍺濃度爲 19.4% ’具有實質晶格結構的第一層SiGe膜，以得到248 奈米的膜厚。 此SiGe膜的正常化彈性應變能量爲0· 1 1 3，其等於或 小於臨界膜厚（易言之，正常化的彈性應變能量爲0.2 66或 更小）。 接下來，在此變形的SiGe/Si基板上進行氫離子植入 ，其植入條件爲以28KeV的植入能量，從7°的傾斜角植入 4 X 1 0 ] 6 H + / c m 2 的劑量。 按照上述的Monte Carlo模擬，氫離子的峰値深度RP 位於矽基板內距SiGe/Si介面27奈米的位置（見圖12)。 接下來，將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處 理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 〇分鐘。 此時，（Rp，UsiGe)在圖3之RP-USiGe曲線圖內的點是 (2 7奈米，0.1 1 3 )，其位置是在“表面粗糙區”內，較“最佳 條件區”靠近SiGe/Si介面。 當使用Nomarski顯微鏡觀察變形已被鬆弛的SiGe膜 -24- (22) (22)200407977 表面時，可明顯看到SiGe膜從矽基板局部剝落所致使的 表面粗糙。 根據按上述條件鬆弛之SiGe膜（224)面的xrd分析 ，S i Ge膜的鬆弛率達8 5.3 %，顯示已被充分地鬆弛，然而 結晶卻非常差。 (例3) 接下來，在基板上嘉晶生長與比較例7相同的S i G e膜 ，以成形變形的SiGe/Si基板，其中，基板經過與比較例 7相同的預處理，並以3 3 KeV之離子植入能量及7。的傾斜 角在此變形的 SiGe/Si基板上植入4xlOI0H + /cm2的氫離子 量（劑量）。 按照Monte Carlo模擬，在此植入條件下之氫離子的 峰値深度RP位於矽基板內距SiGe/Si介面71奈米的位置（ 見圖12)。 接下來，將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處 理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 0分鐘。 此時，（RP，USiGe)在圖3之Rp-UsiGe曲線圖內的點是 (71奈米，0.1 13)，其位置是在“最佳條件區”內。 當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形已被鬆弛的 SiGe膜表面時，在SiGe膜的表面上沒有觀察到表面粗糙 ，證實表面非常光滑。 根據按上述條件鬆弛之SiGe膜（224)面的XRD分析 ，鬆弛率爲81.3%，顯示SiGe膜已充分鬆弛，且結晶極佳 -25- (23) (23)200407977 (比較例8 ) 接下來，在基板上磊晶生長與比較例7及例3相同的 SiGe膜，以成形變形的SiGe/Si基板，其中，基板經過與 比較例7及例3相同的預處理，並以3 7KeV之離子植入能量 及7°的傾斜角在此變形的 SiGe/Si基板上植入 4xl〇]6H + /cm2的氫離子量（劑量）。 按照Monte Carlo模擬，在此植入條件下之氫離子的 峰値深度Rp位於矽基板內距SiGe/Si介面98奈米的位置（ 見圖1 2)。 接下來，將已植入氫離子的基板置入氮氣大氣的熱處 理爐中，以8 0 0 □的溫度退火1 0分鐘。 此時，（RP5 UsiGe)在圖3之RP-USiGe曲線圖內的點是 (98奈米，0.1 13)，其位置是在“低鬆弛區”內。 當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形已被鬆弛的 SiGe膜表面時，在SiGe膜的表面上沒有觀察到表面粗糙 ，證實表面非常光滑。根據按上述條件鬆弛之 SiGe膜 (22 4)面的XRD分析，鬆弛率僅66.5%，顯示SiGe膜的鬆 弛並不充分。 ’ 如前所述，R P - u s i G e曲線圖（圖3 )之表面粗糙區、最佳 條件區、低鬆弛區等各區域與晶格變形之鬆弛率、結晶及 表面光滑度間的相互關係已加以證實，其中，本例的氫離 子植入量爲4xl016H + /cm2。 上述實例及比較例是使用砂基板上成形有S i G e膜的 基板，然而，也可以使用表面層爲單晶矽膜的S Ο I基板取 -26- (24) (24)200407977 代矽基板。在此，表面層之矽膜的厚度需大於RP(位於矽 基板內）與S i G e / S i介面間的距離，且特別是，矽膜的厚度 大約是氫離子之峰値深度RP的;2倍更佳。 實施例2 圖5(a)到（〇以槪圖顯示按照本發明之實施例2改良半 導體基板之方法的步驟。在此硏究表面保護膜的效果。 首先，在5 0 0 □的溫度下，在矽基板1上磊晶生長鍺濃 度24.6%、膜厚143奈米具有實際晶格結構的第一 SiGe膜2 ，以便成形變形的SiGe/Si基板（圖5(a))。 在此第一 SiGe膜上生長氧化物膜6，並使其具有20奈 米的厚度，之後，在17KeV之植入能量、3xl016H + /cm2的 氫離子量（劑量）及7 °的傾斜角等條件下，進行氫灕子3的 植入（圖5(b))。此時，氫離子的峰値深度RP位於矽基板內 距離SiGe/Si介面57奈米的位置。 在植入氫離子之後，以氫氟酸（HF)處理或類似處理去 除氧化物膜6，接著將此已植入氫離子的基板置入氮氣大 氣的熱處理爐中，以800 □的溫度退火10分鐘（圖5 (〇>。 此時，（RP，USiGe)是在圖1的“最佳條件區”的範圍 內。根據按上述條件鬆驰之SiGe膜（-2-2 4)面的XRD分析 ，鬆驰率爲77.4%，顯示SiGe膜已充分鬆弛，且結晶極佳 〇 因此，在植入離子時成形氧化物膜可改良s i G e膜的 品質，此外，可防止不純物在氫離子植入期間混入S 1 G e 膜內。 -27- (25) 200407977 在此，保護膜並不限於氧化物膜，使用氮化物膜 氧化物膜也能獲得相同效果。 實施例3 接下來，將硏究大氣氣體對本發明之品質改良法 火處理的效果。 在實施例1及實施例2中，氫離子植入後之退火處 使用的大氣氣體是氮氣，然而，在實施例3中，品質 的方法相同，但使用氬氣及氫氣取代氮氣。視所使用 體類型而定，並未發現Si Ge膜內的鬆弛率或表面狀 任何差異。易言之，退火處理的大氣氣體可以使用氮 氬氣及氫氣。 / 例如，在5 〇 〇 □的溫度下，磊晶生長鍺濃度1 9.7 % 厚2 5 0奈米，具有實際晶格結構的第一 SiGe膜，以成 形的SiGe/Si基板。在RP-UsiGe曲線圖的“最佳條件B 圍內對此變形的SiGe/Si基板進行氫離子植入（正常化 性應變能量爲0.097)，接著，此變形的SiGe/Si基 800□的氬氣大氣中退火10分鐘。. 當使用Nomarski顯微鏡觀察其中變形已被鬆 S i G e |]吴表面時’在S i G e膜的表面上沒有觀察到表面 ，且表面非常光滑（如圖2 2所示）。 此外，吾人發現，根據此SiGe膜（-2 _2 4)面的 分析，S i G e膜的鬆弛率爲8 1 . 2 %，顯示變形已被充分 ，且結晶極佳（如圖24所示）。 或氮 中退 理所 改良 的氣 況有 氣、 ，膜 形變 ί，，範 的彈 板在 弛的 粗糙 XRD 鬆弛 -28- (26) (26)200407977 按上述相同的方法’在5 0 0 □的溫度下，磊晶生長鍺 濃度24.1。/。’膜厚3 04奈米，具有實際晶格結構的第一 SiGe膜’以成形變形的SiGe/Si基板。在Rp_uSiGe曲線圖 的最佳條件區範圍內對此變形的S i G e/ S i基板進行氫離子 植入（正常化的彈性應變能量爲〇 · 1 7 7 )，接著，此變形的 SiGe/Si基板在800□的氫氣大氣中退火1〇分鐘。當使用 Nomarski顯微鏡觀察其中變形已按上述方法鬆弛的siGe 膜表面時，在S i G e膜的表面上沒有觀察到表面粗糙（如圖 23所示）且表面非常光滑。 此外，吾人發現，根據此S i G e膜（-2 - 2 4 )面的X R D 分析，SiGe膜的鬆弛率爲77.9%，顯示變形已被充分鬆驰 ，且結晶極佳（如圖2 5所示）。 實施例4 圖6(a)到（d)以槪圖顯示按照本發明之實施例4改良半 導體基板之方法的步驟。在此硏究在SiGe膜上成形另一 半導體膜的效果。 首先，在5 00 °C的溫度下，磊晶生長鍺濃度28.8%、膜 厚158奈米具有實際晶格結構的第一 SiGe膜，以便成形變 形的 SiGe/Si基板（圖6(a))。在此第一 SiGe膜上，在 18KeV之植入能量、3xl〇]6H + /cm2的氫離子量（劑量）及7〇 的傾斜角等條件下，進行氫離子3的植入（圖6(b))。在此植 入條件下，氫離子的峰値深度 Rp位於矽基板內距離 SiGe/Si介面72奈米的位置。 -29- (27) (27)200407977 接著，此已植入氫離子的基板在熱處理爐內8 00 °C的 氮氣大氣中退火10分鐘（圖6(C))。此時，（Rp，UsiGe)的値 是在圖1的“最佳條件”範圍內。吾人發現，根據此變形 已按上述條件鬆弛之 SiGe膜（-2 -2 4)面的XRD分析， Si Ge膜的鬆弛率爲80.1%，顯示變形已被充分鬆弛，如圖 17所示，且結晶極佳。 接下來，在5 0 0 °C的溫度下，在S i G e膜上磊晶生長鍺 濃度30%、膜厚3 00奈米具有實際晶格結構的第二SiGe膜 ，其中，變形已被鬆弛（圖6(d))。因此，第一及第二 SiGe 膜的總厚度爲4 5 8奈米。 第二SiGe膜是疊置於其內變形已按上述方法鬆弛的 SiGe膜上，因此，藉以使CMOS元件例如能有高的源極 電壓，耗盡層區域可擴散到達第一 SiGe膜與矽基板的介 面，其中存在失配錯位，因此，可防止接面漏電。 實施例5 圖7(a)到（d)以槪圖顯示按照本發明之實施例5改良半 導體基板之方法的步驟。在此硏究在SiGe膜上成形一矽 膜的效果。 在5 0 0 °C的溫度下，磊晶生長鍺濃度28.8%、膜厚158 奈米具有實際晶格結構的第一 SiGe膜，以便成形變形的 SiGe/Si基板（圖7(a))。在此變形的SiGe/Si基板上，在 18KeV之植入能量、3xlO]6H + /cm2的氫離子量（劑量）及7。 之傾斜角的條件下，進行氫離子3的植入（圖7(b))。在此植 -30- (28) (28)200407977 入條件下，氫離子的峰値深度 Rp位於矽基板內距離 SiGe/Si介面72奈米的位置。 接著，此已:植入氫離子的基板在熱處理爐內8 0 0 的 氮氣大氣中退火10分鐘（圖7(c))。此時，（RP，USlGe)的値 是在圖1的“最佳條件”範圍內。吾人發現，根據此變形 已按上述條件鬆弛之SiGe膜（-2 -2 4)面的XRD分析， SiGe膜的鬆弛率爲8〇.1%，顯示變形已被充分鬆弛且結晶 極佳，如圖1 7所示。 接下來，在5 00 °C的溫度下，在SiGe膜上磊晶生長錯 濃度30%、膜厚3 00奈米具有實際晶格結構的第二SiGe _ ，其內的變形已被鬆弛，之後，生長厚度2 0奈米具有實祭 晶格結構的另一矽膜（圖7(d))。此矽薄膜是成形在第二 SiGe膜上，具有實際的晶格結構，因此，晶格被變形$ 鬆弛且晶格常數大於矽膜的第二S i G e膜拉扯，因此，# 薄膜中電子及電洞的遷移率增加。 實施例ό 接下來，在矽薄膜上成形與實施例5相同的MOS裝 5以便檢視該裝置的功能性。 首先，在5 00 °C的溫度下，磊晶生長鍺濃度28.8%、膜 厚1 5 8奈米具有實際晶格結構的第一 s i G e膜，以便成形變 形的 SiGe/Si基板，並在此變形的siGe/Si基板上，在 1 8 K e V之植入能量、3 X 1 0】6 H + / c m2的氫離子量（劑量）及7。 之傾斜角的條件下，進行氫離子的植入。 (29) (29)200407977 在此植入條件下，氫離子的峰値深度Rp位於矽基板 內距離SiGe/Si介面72奈米的位置。 接著，此已植入氫離子的基板在熱處理爐內8 〇 〇 °C的 氮氣大氣中退火1 〇分鐘。此時，（R P，U s i G e )的値是在圖1 的“最佳條件”範圍內。在 S i G e膜上磊晶生長鍺濃度 3 0%、膜厚3 00奈米的第二SiGe膜，再在頂面生長膜厚20 奈米，具有實際晶格結構的矽，因此，變形的Si/SiGe/基 板被成形。 接下來，在變形的Si/SiGe/基板上成形圖26所示結構 的Ρ Μ Ο S。圖中所示的砂基板1、S i G e膜2及砂膜8按照上 述程序成形。在此基板上製作圖案以成形閘氧化物膜11及 閘電極1 0，並使用閘氧化物膜1 1及閘電極10做爲遮罩以自 我對準的方式進行硼離子植入，之後進行熱擴散，並因此 成形源極13及汲極14，此外，另再成形側壁1.2，PMOS於 是成形。 變形的 Si/SiGe/基板具有成形在SiGe膜上的上層矽 薄膜，S i Ge膜的變形已按“最佳條件”鬆弛，因此，在 上層的矽薄膜中會發生拉扯變形。此外，變形的SiGe/Si 介面會平滑且平坦。因此，如圖2 7所示，與傳統矽基板中 的PMOS相較，Id-Vd特性曲線中的汲電流呈現增加，另 如圖2 8所示，G m · V g特性曲線中的G m最大値也較大。因 此，載子遷移率（在此爲電洞）的增加也獲證實。 如前文所述可發現，按照本發明，品質改良之適當條 件的既定範圍可以使用3個參數表示：彈性應變能量UsiGe -32- (30) (30)200407977 、峰値深度RP、及氫離子植入量，因此，視諸如鍺濃度 及S i G e膜之厚度等條件而定，可以使用這些參數決定最 佳的氫離;子植入條件，俾能成形表面狀況極佳，結晶極佳 且具有充分鬆驰.率之變形鬆弛的SiGe膜。 因此，在變形鬆弛的S i Ge膜上成形矽薄膜之矽基板 所提供的載子遷移率大於傳統矽基板，並使製造極佳半導 體裝置的目的得以實現。 圖式簡單說明 圖1是R P - U s i G e的曲線圖，顯不按照本發明改良半導 體基板之方法所定義之適當品質改良條件的範圍，其中， 要被植入的氫離子量是子參數，數値爲3xl016H + /cm2 圖2是RP-USiGe的曲線圖，顯示按照本發明改良半導 體基板之方法所定義之適當品質改良條件的範圍，其中， 所植入的氫離子量是2 X 1 0 16 H + / c m 2 ; 圖3是R P - u s i G e的曲線圖’顯不按照本發明改良半導 體基板之方法所定義之適當品質改良條件的範圍，其中， 所植入的氫離子量是4xl016H + /cm2 ; 圖4(a)到（c)以槪圖顯示按照本發明之實施例1改良半 導體基板的方法步驟； 圖5(a)到（c)以槪圖顯示按照本發明之實施例2改良半 導體基板的方法步驟； 圖6(a)到（d)以槪圖顯示按照本發明之實施例4改良半 導體基板的方法步驟；
-33- (31) 200407977 圖7(a)到（d)以槪圖顯示按照本發明之養 導體基板的方法步驟； 圖8是按照本發明之實施例1的TEM照 在Rp附近的微凹洞； 圖9是進行離子植入前之SiGe膜之 Nomarski顯微照片，正常化後之彈性應變; 0.2 66或更小，此爲本發明的比較例1 ; 圖是進行離子植入前之 SiGe膜2 Nomarski顯微照片，正常化後之彈性應變能 0.266，此爲本發明的比較例2 ; Η 1 1 S SIMS資料與離子植入剖面】 Carlo模擬結果間比較資料的圖形，用以決 値深度Rp，此爲本發明的比較例3 ; 圖1 2是氫離子之峰値深度RP與離子植 的平面視圖，用以決定氫離子的峰値深度] 明的比較例：S ; 圖13是·在進行離子植入後 SiGe膜之 Nomarski顯微照片平面視圖，其鬆弛比式 SiGe表面粗糙，此爲本發明的比較例3 ; 圖1 4是在進行離子植入後 S i G e膜之 N 〇 m a r s k i顯微照片平面視圖，其鬆弛比充分 光滑，此爲本發明的例1 ; 圖15是在進行離子植入後SiGe膜之 N 〇 m a r s k i顯微照片平面視圖，其鬆弛比不充 『施例5改良半 片，顯示產生 :表面狀況的 能量 USi(3e 是 :表面狀況的 量usi<3e大於 Ϊ料之 Monte 定氫離子的峰 入能量間關係 Rp，此爲本發 :表面狀況的 5分的，然而 :表面狀況的 且S i G e表面 :表面狀況的 分但S i G e表 -34- (32) (32)200407977 面光滑，此爲本發明的比較例4 ; 圖16是在進行離子植入後SiGe膜之表面狀況的X-射 線繞射（XRD)分析結果，其鬆弛比充分然而表面粗糙，此 爲本發明的比較例3 ; 圖17是在進行離子植入後SiGe膜之表面狀況的X-射 線繞射（XRD)分析結果，其鬆弛比充分且表面光滑，此爲 本發明的例1 ; 圖18是在進行離子植入後SiGe膜之表面狀況的X-射 線繞射（XRD)分析結果，其鬆驰比不充分但表面光滑，此 爲本發明的比較例4 ; 圖19是在進行離子植入後SiGe膜之橫斷面的SEM照 片，其鬆弛比充分但表面粗糙Λ:此爲本發明的比較例3 ; 圖20是在進行離子植入後SiGe膜之橫斷面的SEM照 片，其鬆弛比充分且表面光滑，此爲本發明的例1 ; 圖21是在進行氧化物膜生長並接著離子植入後SiGe 膜之表面狀況的X-射線繞射（XRD)分析結果，其鬆弛比充 分且表面光滑，此爲本發明的實施例2 ; 圖2 2是在進行灕子植入並接著在氬大氣中退火後 S i G e膜之表面狀況的N 〇 m a r s k i顯微照片，其鬆驰比充分 且表面光滑，此爲本發明的實施例3 ; 圖23是在進行離子植入並接著在氫大氣中退火後 SiGe膜之表面狀況的Nomarski顯微照片，其鬆弛比充分 且表面光滑，此爲本發明的實施例3 ; 圖24是在進行離子植入並接著在氬大氣中退火後 -35- (33) (33)200407977
SiGe Μ之表面狀況的χ_射線繞射（xrd)分析結果，其鬆 弛比充分且表面光滑，此爲本發明的實施例3 ; 圖2 5是在進行離子植入並接著在氫大氣中退火後 SiGe腠之表面狀況的乂_射線繞射（XRD)分析結果，其鬆 弛比充分且表面光滑，此爲本發明的實施例3 ; 圖2 6以槪圖顯示按照本發明第6實施例成形在 S i / S i G e / S i半導體基板之上層的ρ μ 〇 s結構； 圖27的曲線顯示圖26之PM0S電晶體及成形在傳統矽 基板上之PMOS電晶體的id-Vd特性；以及 圖28的曲線顯示圖26之PMOS電晶體及成形在傳統矽 基板上之ΡΜ Ο S電晶體的Gm-V g特性。 [圖號說明]. 1 矽基板 2 SiGe 膜 3 植入的氫離子 9 微洞 6 氧化物膜 8 矽膜 11 閘氧化物膜 1 0 閛電極 13 源極 14 汲極 12 側壁 -36-