扫描式电子显微镜分析技术的发展 - 以宽能隙半导体的外延缺陷分析为例

扫描式电子显微镜分析技术的发展

以宽能隙半导体的外延缺陷分析为例

张六文 教授

施政宏 刘士汇

中山大学 材料与光电科学学系

 （本篇由张六文教授研究团队撰写；闳康科技修编）

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扫描式电子显微镜（以下简称扫描电镜）的发展晚于穿透式电子显微镜（以下简称透射电镜），起源于Knoll对电视显像管的研究，之后在von Ardenne、Zworykin 和Oatlay 等人分别带领的团队的持续研究之下，于1960 年代初期由Cambridge Instrument Company 开始推动扫描电镜的商业化。至1965 年之后，在欧洲与亚洲均陆续出现扫描电镜的商业产品[1]。自此之后，扫描电镜迅速成为材料分析的重要工具，提供材料表面形貌与成分分布的信息。随着扫描电镜日渐普及，学者也开始探讨使用扫描电镜撷取材料结晶信息的可能性，藉以进一步拓展扫描电镜在材料分析的应用深度与广度。从1970 年代初期开始，陆续有几个重要的技术发表，如电子隧道谱图（electron channeling pattern, ECP）[2]、Kossel 绕射谱图（Kossel diffraction pattern, KDP）[3]，和电子背向散射绕射（electron backscatter diffraction, EBSD）[4]等技术，可以在扫描电镜中采取电子或X 光绕射谱图。但是，在1990 年之前，这些技术均受限于空间分辨率和分析速度不足的问题，对当时尚属主流的金属与陶瓷材料的研究，不易推广应用。而对半导体材料的研究而言，彼时重点议题在于器件微缩与金属化等工艺创新，因此这些技术也缺乏发挥的空间。

宽能隙半导体系指能隙（energy gap, Eg）值在2.3 eV 以上的半导体，其外延成长技术在蓝光发光二极管和激光二极管开发过程中受到高度的重视。特别是宽能隙半导体的外延成长，由于缺乏同质外延基板与晶格失配率小的异质外延基板，因此外延中高密度的缺陷成为应用上的一大难题。长久以来，宽能隙半导体的外延缺陷分析，主要是以高分辨X 光绕射与透射电镜技术为主。但是在过去二十年之间，以扫描电镜为基础的绕射与成像技术发展迅速，在分辨率和分析速度上均有长足进步，开启了在半导体缺陷分析的应用契机。相较于高分辨率X 光绕射所提供的统计分布讯息，扫描电镜分析可以提供精准的空间分布信息；相较于透射电镜对试片制备技术的高度依赖，扫描电镜则可以非破坏方式提供快速与大面积的分析结果。因此本文的主要目的，就是介绍两种以扫描电镜为基础的分析技术，在宽能隙半导体外延缺陷分析的应用契机。

本文的讨论主要聚焦于具有六方结构的几种宽能隙半导体，如氮化镓（GaN,Eg=3.4 eV）、氮化铝（AlN, Eg=6.2 eV）、氧化锌（ZnO, Eg=3.3 eV）和碳化硅（4HSiC/6H-SiC, Eg=2.8-3.2 eV）。这些宽能隙半导体，特别是氮化镓、氮化铝和氧化锌，已经广泛应用于表面声波组件、紫外光与蓝光的侦测器、发光二极管和激光二极管[5]。近年来由于宽能隙半导体能隙值大，击穿电压高，且具有高电子迁移率和热传导率的优点，因此成为应用于高功率（电压）与高频的组件的热门候选材料[6]。在二极管与晶体管组件的应用中，宽能隙半导体均以外延型态存在，藉以免除晶界对载流子传导造成的巨大影响。但是在外延成长中形成的结晶缺陷，依然会散射电子，或是成为电子与电洞的复合中心，导致载流子迁移率恶化，或是量子效率下降，影响组件的效能[7]。有鉴于此，对宽能隙半导体外延中缺陷的种类、分布与密度的分析就极为重要。过去学界与业界对外延缺陷的分析，投注相当大的研究能量，也建立了一系列的分析方法。本文首先针对宽能隙半导体中，常见的外延缺陷和惯用的分析方法做简要的介绍，其次将介绍以扫描电镜为平台所开发的两种分析技术：电子隧道谱图（ECP）和电子隧道对比影像（electron channeling contrast imaging, ECCI），以及电子背向散射绕射（EBSD）的发展，和这两项技术在宽能隙半导体缺陷的分析所取得的成果。最后，将展望未来这两项技术在宽能隙半导体缺陷分析上，可能的应用机会。

六方纤锌矿（wurtzite）结构的宽能隙半导体均属于空间群为的六方结构，晶格常数中a 轴长度均介于3.07-3.25 Å 之间，由于适当的外延基板难寻，因此这些宽能隙半导体外延多数成长于硅、蓝宝石或碳化硅基板之上，外延与基板间的晶格失配率大，存在高密度的外延缺陷势所难免。常见的缺陷包括失配位错（misfit dislocation）、穿透位错（threading dislocation）、层错（stacking fault）、反相畴界（inversion domain boundary, IDB）、镶嵌结构（mosaic structure）和异型夹杂物（polytypes）等[8-13]。以下将分别简介这些缺陷。

1. 失配位错：失配位错是在外延与基板界面上，因二者存在的晶格失配所衍生的位错列或位错网，藉以释放外延与基板之间在失配成长（pseudomorphic growth）过程中累积的弹性应变能。对于极性的{0001}外延而言，失配位错以的型态为主，以释放平行基板表面方向的应力。但是型态的位错也可能在斜切基板（vicinal substrate）的平面阶梯上生成，以释放平行成长方向的应力。
2. 穿透位错：系指在外延中沿生长方向，或与生长方向呈特定角度的方向延伸的位错。穿透位错可以源自基板内穿透至表面的位错，继续在外延中成长而成。此外，在应力释放过程中产生的失配位错，也可能会弯折而随成长方向延伸而形成穿透位错。穿透位错有（或a型）的刃位错，（或c型）的螺旋位错，以及（或a+c 型）的混合位错。此外，在氮化物或碳化硅外延中，还会形成(n>1)的巨型螺旋位错，又称为微管道（nano- or micropipes）[10]。
3. 层错：纤锌矿结构外延中的层错主要位在{0001}面上，可分为藉由滑移产生的Shockley 型层错，以及藉由部分原子平面的插入或移除所造成的Frank 型层错。层错在非极性外延中出现的频率，比极性外延中更高。氮化物外延中在{0001}面生成的层错又可以细分为四种型态：，，。而在碳化硅中则存在更多的层错类型[9, 11]。
4. 反相畴界：在基板上存在的原子级阶梯结构会造成阶梯两侧的外延分别沿相反的极性方向成长，而形成两个极性相反的晶域，称为反相畴界。除了极性相反之外，两个反相畴界间也可能存在一个额外的晶格位移[8, 12 ]。
5. 镶嵌结构：起源于外延成长初期的岛状成长，在独立成核的晶核之间逐渐合并的过程，所形成的次晶粒结构。镶嵌结构的尺寸在数十至数百纳米之间，根据晶域之间的方位差异，存在倾转（tilt）与扭转（twist）两种晶域。前者两个晶域间的共同转轴平行于外延表面，而后者的转轴则垂直于外延表面[13]。
6. 异型夹杂物（polytype inclusions）：在氮化物的外延成长中，可能伴随闪锌矿结构的夹杂物，而在4H 或6H-SiC 的外延成长中，也可能会出现多种同素异型的夹杂物。

针对宽能隙半导体外延中的缺陷，目前主要是以光学显微镜、高分辨X 光绕射、穿透式电子显微镜和原子力显微镜等工具进行分析[14-17]，其中光学显微镜和原子力显微镜可以搭配湿式蚀刻（wet etching）技术，观察缺陷的型态与分布。高解析X 光绕射分析透过晶格常数的鉴定，可以分析外延中的弹性应变与成分，透过倒晶格绕射点在不同结晶方向宽化的分析，可以得到外延缺陷的型态与平均密度等信息。而穿透式电子显微镜分析则可以利用汇聚束绕射（convergent beam diffraction）分析外延的极性、利用选区绕射和双束影像（two beam imaging）分析缺陷的型态与空间分布，利用高分辨影像分析接口结构特性，以及利用高角度环形暗场像（high angle annual dark filed, HAADF, imaging）技术分析外延中特定元素的分布。

扫描电镜由于使用方便，对试片前处理的要求甚少，在一般材料分析的应用普及性远胜于透射电镜。但是对宽能隙半导体的外延缺陷分析而言，目前前者的应用却非常有限。值得注意的是，除了扫描电镜的分辨率与成像方式，近年来均有长足的进步之外，几个以扫描电镜为基础的分析技术也进展快速[18]，加上扫描电镜非破坏式分析的优势，以及分析结果可以呈现缺陷空间分布特征的特性，或许在不久的将来，扫描电镜可以在宽能隙半导体外延的缺陷分析上，扮演更重要的角色。以下的讨论将聚焦于（1）以电子隧道效应为基础的技术，以及（2）以电子背向散射绕射为基础的技术。

关于电子隧道效应的报导，始于1967年发表于Philosophical Magazine的两篇论文[2, 19]。当电子束的入射方向与晶体中某一结晶平面近乎平行时，电子的反弹系数（backscatter coefficient）随电子束和结晶平面之间的夹角（θ）小于θ_B（或θ介于+⁄−θ_B之间）时，电子反弹系数最大。当θ约略等于θ_B时，反弹系数急降至最低值，而后当θ继续增加，反弹系数由谷底回升至正常值。前述的θ_B为结晶平面的布拉格角（Bragg angle）。因此当控制扫描电镜的聚焦透镜和扫描线圈，使电子束以0-α（例如α=5^o5o）的倾角，沿环形方向依序入射试片的同一位置，由于前述的隧道效应，就会沿此一结晶平面的方向形成两条带状对比，其宽度与方向均与菊池带（Kikuchi band）相同，因此又被称为拟菊池带（pseudo-Kikuchi band）。利用这个方法，即可得到晶体在+/-5-15^o范围内的拟菊池图，如图1(c)所示，又称为选区电子隧道谱图（SA-ECP）。透过SA-ECP的解析，即可得到晶体特定位置的结晶方位。SA-ECP对结晶方位的分辨率可达0.5^o，但是其空间分辨率却因物镜（objective lenses）的相差而恶化，仅在1-10µm之间。此外，ECP依赖反弹电子成像，因此贡献于ECP的反弹电子，在试片内的穿透深度仅有约50-150 nm，容易受到试片表面状态干扰。除了上述方法之外，ECP也可以在非常低的倍率下，利用电子在扫描试片表面时，就是以不同角度入射的特性，而得到试片的ECP，但是此一方法仅可适用于单晶试片[20]。

图 1. 电子隧道效应示意图：(a)晶格平面与入射电子的关系， (b)入射电子与晶格平面夹角与电子反弹系数（或反弹电子强度）的关系，和(c) GaN外延在10kV加速电压下形成的的拟菊池图。

在Booker等人[19]撰文解释ECP的原理时，也预测了利用隧道效应所产生的影像对比，可以用于观察晶体的缺陷。其原理可以图2(a-b)说明。假设有一个平行于表面的刃位错，位于表面以下10 nm处，当电子束以θ_B的角度入射时（相对于正常晶格），在位错右侧的扭曲晶格与电子束夹角将小于θ_B，因此反弹电子数量增加，而在差排左侧的扭曲晶格则与电子束夹角略高于θ_B，因此反弹电子数量降至谷底，使得差扁平电缆出现黑与白的对比。上述的分析是假设电子束完全平行，同时直径非常小。在实际操作时，必须确保电子束直径小于10 nm以下，且尽量降低汇聚角（convergent angle，大约低于10 mrad），才能在适当的条件下，得到清晰呈现位错影像的反弹电子像，亦即所谓的电子隧道对比影像（ECCI）。近年来由于场发射扫描电镜的快速发展，ECP和ECCI的成像也愈形容易，图2(c)就是以Zeiss Gemini 450 SEM由10 kV、4nA电子束所采取的氮化镓外延ECCI影像，影像中同时存在垂直与平行试片表面的差排，前者形成一黑一白的双叶状对比，如图2(c)中红色圆圈处所示，后者则呈黑色线状，如图2(c)中红色箭头所示，但是在尾端穿透出表面处，则拥有与前者相同的点状黑白对比。关于扫描电镜的操作条件对ECP和ECCI成像的影响，读者可以参考文献[20]。此外，ECP和ECCI的成像也可以在试片高度倾斜的条件进行。当试片倾斜70^o（亦即一般执行EBSD分析的条件）时，在相对于电子束入射方向夹角为30-40^o（亦即与试片表面夹角为10-20^o）的方向，所产生的前弹电子数量是垂直入射时的数倍，同时电子的能量损失也比较小，因此更容易得到高对比度的ECCI影像。图3是这两种ECP和ECCI的成像模式的示意图[21]。

图 2. IMEC的晶体管结构蓝图[2]。次表面差排在电子以接近布拉格角的角度入射时，(a)电子束方向与晶格平面的关系，和(b)在位错核心附近的反弹电子强度分布。(c)GaN外延薄膜ECCI影像。 图 3. 两种采取ECP谱图和ECCI影像的电子束、试片与反弹电子侦测器位置的示意图：(a)试片法线方向与电子束夹角为70o，和(b) 试片法线方向平行于电子束[21]。

对纤锌矿的宽能隙半导体的极性面外延而言，c型螺旋穿透位错周围的晶格扭曲大于a型刃位错，因此在ECCI影像中，前者产生的隧道效应对比的尺寸也会大于后者。图4是氮化镓外延的ECCI影像，可以看出有两种穿透位错对比，如实线与虚线圆圈内所示，其中对比强烈的即为螺旋位错，而对比微弱的则是数量占多数的刃位错[22]。图5是4H碳化硅外延的ECCI影像，显示螺旋穿透位错在刚好满足双束条件时呈现对称的暗色双叶状对比，在略微偏离双束条件(亦即s>0 或s<0)时则呈现一黑一白的双叶状对比，由黑至白的向量正好垂直于对应成像的结晶平面的倒晶格向量(g_hkil))，对a型的刃位错而言，由黑至白的向量则垂直于其伯格斯向量，而a+c型的混合位错，其由黑至白的向量方向则由组成的刃位错与螺旋位错分量决定。透过的消光条件关系，可以区别刃位错和螺旋（或混合）位错，但是无法区分螺旋位错和混合位错[23]。Naresh-Kumar等人[24]提出另一种鉴定位错种类的方法，利用ECP谱图找出两组属于相同平面族的菊池带，例如图6(a)中有两组属于面的菊池带，分别为和)，二者夹角为120^o，因此分别在两个双束条件下撷取其ECP和ECCI影像，见图6(b-e)，由ECCI中穿透位错的黑白对比向量即可判断位错种类。如图6(c)和(e)中红色圆圈(放大于图6(f)和(i))，黑白对比向量均垂直于g vector，因此是螺旋位错，绿色方块(放大于图6(g)和(j))中差排的黑白对比仅因双束条件改变而旋转180^o，因此是刃位错。而蓝色八角形(放大于图6(h)和(k))中乃是混合位错，其黑白向量方向的变化，与上述二者均不相同。此外，外延与基板之间的失配位错也可以在外延厚度低于约100 nm时观察，图6就是在硅基板上成长的50nm厚的磷化镓，在硅和磷化镓接口生成的失配位错的ECCI影像[25]。

图 4. 氮化镓外延试片以图3(a)模式在双束条件下形成的ECCI影像，图中穿透位错可区分为对比强烈(如实线圆圈内所示)与对比微弱(如虚线圆圈内所示)两种[22]。

图 5. 4H-SiC外延试片在三种双束条件(s>0, s=0, s<0)下形成的穿透位错ECCI影像[23]。

图 6. (a)GaN外延的模拟菊池图，在g=31-4-3所得到的(b)ECP和(c)ECCI，和在g=-1-34-3所得到的(d)ECP和(e)ECCI，以及由(c)中放大的ECCI影像：(f)红色圆形(g)绿色方形和(h)蓝色八角形区域，和 由(e)中放大的ECCI影像：(i)红色圆形(j)绿色方形和(k)蓝色八角形区域 (由文献[24]重制) 图 7. 在硅基板上成长的50nm厚的磷化镓接口生成的失配位错的ECCI影像[25]

除了各种缺陷的成像之外，在外延成长中表面形成的原子级阶梯结构也可以在ECCI影像中观察到，其成因也是由于阶梯边缘的局部原子结构扭曲所造成。在图4氮化镓外延的ECCI影像中，就可以看到清楚的原子级阶梯结构。

对比于ECP技术的开发，在扫描电镜下执行的电子背向散射绕射技术晚了数年才发表[26]。EBSD系以电子束入射倾斜70^o的试片，利用被散射的入射电子，后续在脱离试片的过程中产生绕射，而在试片前方的屏幕上形成菊池图。利用相关的几何参数(包含电子束照射位置、试片坐标与屏幕坐标等)，即可根据菊池图鉴定结晶方位。图3(a)中将试片前方移动式的二极管侦测器改换为EBSD侦测器，就是目前最常见的EBSD分析架构。早期的EBSD系统利用摄影机记录荧光幕上的菊池图，再以半自动方式计算结晶方位。因此鉴定一个菊池图需耗时数十秒。1990年初期，由Krieger Lassen等人[27]开发了透过霍夫转换(Hough transform)自动鉴定菊池图的技术，大幅加快了分析速度。在1995年时，搭配引进CCD相机记录菊池图的技术，EBSD的分析速度已经可以达到1-10 Hz左右。之后随着扫描电镜、CCD相机和分析软件的持续优化，又伴随CMOS相机的采用，逐步将分析速度推升至1000-5000 Hz（参见图8）。由于EBSD的菊池图是在电子束瞬间静止状态所撷取，因此菊池图的清晰度主要取决于材料的原子序、电子加速电压和试片表面状态。当分析速度由10 Hz提升至1000 Hz时，执行一个500 x 500像素的结晶方位分布图(orientation imaging map)所需要的时间可以从7小时大幅缩短至4分钟，与使用硅飘移能量散布能谱仪(SD-EDS)进行成分分布图所需时间相当因此扫描电镜的分析至此进入了影像、晶体方位与成分的三合一分析的新阶段。

图 8. EBSD分析速度演进图。

EBSD的菊池图所涵盖的角度范围远大于ECP，因此一个菊池图中会同时出现多个晶带轴(zone axis)，可以准确的决定结晶方位。但是在EBSD的面分析中，分析位置和分析处试片高度的变异，都会造成结晶方位计算的误差，因此一般而言，EBSD的结晶方位角度分辨率约在0.1^o-1^o之间，而其空间分辨率则与材料原子序与电子加速电压息息相关，对GaN而言，在20 kV加速电压之下，其横向的空间分辨率约为50 nm。

透过EBSD对晶体结构与结晶方位的分析，可以轻易的鉴定外延中的异型夹杂物的种类、尺寸与分布。图9(a-b)就是针对在斜切4^o的4H-SiC基板上，同质成长的外延层中出现的异型夹杂物缺陷的EBSD分析结果，显示夹杂物为倾斜成长的3C-SiC层[28]。图9(c-d)则显示在(100)MgO基板上成长的岩盐(rocksalt, RS)结构掺镁氧化锌外延中，出现的纤锌矿(wurtzite, WZ)结构岛状外延的二次电子像与EBSD相分布图，可以清楚判断二者的分布特性[29]。除了晶体结构的鉴定之外，具有非中心对称的纤锌矿和闪锌矿(zinc blende)结构的宽能隙半导体的极性，也可以透过结晶方位的分析鉴定。图10(a-b)是以闪锌矿结构的GaP为例，透过模拟所得到的两个相反方向的菊池图，显示菊池图中两条{111}菊池带中的黑白对比，系沿菊池带中心呈对称分布。因此如图10(c)所示，将二者相减之后，二者的差异就明显的呈现在两条{111}菊池带上[30]。图10(d)就是以上述方法鉴定GaN纳米柱极性的结果[31]。这个技术也可以分析外延中是否存在反极晶域，以及鉴定反极晶域的边界。

图 9. (a)在斜切4o的4H-SiC基板上同质成长的外延层的EBSD分析结果，(b)缺陷区域光学照片与缺陷示意图，(c-d)在MgO基板上成长的岩盐结构(RS)掺镁氧化锌外延中出现的岛状纤锌矿结构(WZ外延的二次电子像(c)与EBSD相分布图(d)（由文献28与29重制）。 图 10. GaP在(a)P2=43.1o和(b)P2=133.1o两个方向由模拟所得到的的菊池图，(c)二者相减之后的强度分布图，和(d)利用EBSD分析所得到的GaN纳米柱的极性分布。(由文献30和31重制)

在外延中更普遍存在的是位错、层错和镶嵌结构等缺陷。这些缺陷周边因应力场而产生的晶格扭曲，会造成结晶方位的旋转与晶带轴间夹角的变化。根据Booker等人的估算[19]，在距离单一位错核心30 nm处的晶格转动量约为0.05^o（10-3 rad），这样的晶格旋转量低于前述EBSD的角度解析范围，因此近年来学者致力于发展高解析的EBSD分析技术（又称为HR-EBSD）。其中以牛津大学的Wilkinson教授所发展的技术最为成熟。这个技术系在一个m×n像素的面扫描中，任意选取一个点的菊池图做为参考菊池图，再将其他的菊池图中，四个以上的局部区域的菊池图像，与参考菊池图相同位置的局部菊池图进行相互比较，藉以计算出二者之间的相对晶体旋转量与相对位移量，藉此进行结晶方位的细部校准与应变分布计算。这个方法可以将EBSD的角度分辨率提升至0.01^o-0.05^o左右，以及解析1×10^-4以上的应变[32]。换言之，已经足以解析在位错、层错和镶嵌结构等缺陷周围的应变分布。

最近已经有一些HR-EBSD技术应用在宽能隙半导体外延的缺陷分析的案例，例如Ernould等人[33]以HR-EBSD分析，搭配有限元素法的运用，分析GaN外延中的巨螺旋位错(Giant screw dislocation or nanopiple)，决定出所观察的巨螺旋位错的伯格斯向量为3倍的c轴长度。Ruggles等人[34]则使用HR-EBSD技术分析一种在GaN外延中的星状缺陷，在不破坏外延的状态下，鉴定出这种尺寸达数百微米的缺陷，是由大量a型菱锥面的刃位错，堆积成六个低角度晶界所构成。而Wilkinson的团队[35]则同时运用ECCI影像分析技术与HR-EBSD技术，分析在碳化硅和蓝宝石基板上成长的氮化铟铝(InAlN)外延中的穿透位错缺陷。其中透过在两个不同成像条件下采取的ECCI影像，由位错中心的黑白对比向量的变化，鉴定刃位错与螺旋位错(含混合差排)，进而得到二者的密度。再运用HR-EBSD技术所得到的应变量与旋转量，透过Nye-Kroner的理论，由二者的梯度函数分别计算刃位错（含混合差排）与螺旋位错的密度[36]。其结果见表1，与透射电镜的结果一致，在这两种外延中均以刃位错为主，且透射电镜所分析之位错密度略高于ECCI和HR-EBSD分析的结果。

表1 分别在碳化硅和蓝宝石基板上成长的氮化铟铝（InAlN）外延，以ECCI和HREBSD技术分析所得的穿透位错密度度结果[35]

由上述针对以扫描电镜为基础的几项分析技术的介绍可知，对宽能隙半导体外延的分析，最适合采用大角度倾斜入射的电子束，利用大量产生的前弹电子形成ECCI 影像，可以同时进行EBSD、EDS、SEI、CL（cathodoluminescence），甚至EBIC（electron beam induced current）分析，在此架构之下，试片表面的高低起伏的地形(topological)变化也容易凸显。不过现行的扫描电镜，在试片以高角度倾斜放置时，试片尺寸与移动量均严重受限，且与CL 和EBIC 系统不易兼容。

为了克服这个问题，如果可以将现行扫描电镜，修改成图11 的配置方式，将电子枪与电磁透镜系统的轴线由原本的垂直向下，倾斜50^o 至70^o，以20^o 至40^o 的角度入射试片，利用可以提供三轴向移动与倾转的尤拉载台(Eulerian cradle)承载试片，EBSD 侦测器、CL 反射镜、BSD 侦测器、SE 侦测器、EDS 侦测器和EBIC探针均可配置于试片上方。因此试片载台可以承载4-8 吋晶圆，提供晶圆沿x 轴约+30^o/-5^o的倾转，以及沿试片法线方向做360^o 的旋转，即可针对晶圆上的任意位置进行分析。对采取ECP 和ECCI 而言，可在数分钟内完成，对采取HR-EBSD所需的高分辨菊池图而言，耗时约10-60 分钟不等。如果只是分析外延中的总位错密度，可在30-60 分钟内取得足够样本数进行分析。如果需要针对位错种类与数量进行更精确的估计，分析时间约在1-4 小时之间。而已经完成制作的组件，亦可搭配EBIC 技术分析。上述的分析时间，与高解析X 光绕射与透射电镜分析所需时间类似，因此可以为品管与研发活动提供有力的支持。

图 11. 应用于大尺寸晶圆缺陷分析的扫描电镜的可能架构。

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