Разделы сайта

Читаемое

Обновления Sep-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 [ 8 ] 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

Серьезные новые задачи возникают и в оснащении все усложняющихся производств методами контроля качества продукции, особенно в применении к пластинам. По мере увеличения степени интеграции твердотельных электронных устройств все острее ощущается потребность в новых высокоразрешающих, экспрессных, высокоинформативных и автоматизированных бесконтактных методах контроля, объективно характеризующих пригодность монокристаллов и пластин для решения новых задач. Требования по количеству и размерам присутствующих в монокристаллах и на поверхности пластин дефектов ужесточаются с каждым годом, и возможности традиционных оптических и электрофизических методов контроля уже практически исчерпаны. Необходим переход на метрологию нового уровня, с использованием возможностей сканирующей туннельной и атомно-силовой микроскопии, а также других современных методов контроля структуры и свойств с субмикронным и нанометровым разрешением. При этом новые средства контроля должны хорошо вписываться в идеологию создания гибких, непрерывных, высокопроизводительных автоматизированных технологических линий. Весьма актуальной становится и проблема экспрессного контроля загрязнения поверхности пластин металлическими примесями с чувствительностью на уровне ~10 ат/см.

Для придания выращиваемым монокристаллам тех или иных электрофизических параметров, необходимых для успешного их использования в конкретных областях полупроводникового приборостроения, применяются процессы легирования определенными примесями. В настоящее время крут используемых в технологии важнейших полупроводниковых материалов легирующих примесей достаточно ограничен. Как правило, легирование осуществляется примесями, образующими мелкие донорные и акцепторные уровни в запрещенной зоне, соответственно у дна зоны проводимости или у потолка валентной зоны. При этом удается управляемо воздействовать на тип проводимости и концентрацию носителей заряда в полупроводнике. Иногда для легирования используются примеси, образующие глубокие уровни в запрещенной зоне, что позволяет воздействовать на диффузионную длину носителей заряда и регулировать степень компенсации электрически активных центров в легируемом материале.

В то же время, сегодня уже хорошо известно, что введение тех или иных легирующих добавок позволяет эффективно воздействовать на состояние ансамбля собственных точечньгх дефектов (СТД) в кристаллах, на особенности поведения в них дислокаций и сопутствующих

примесей, что в конечном итоге может привести к существенному расширению возможностей управляемого воздействия на свойства полупроводникового материала. С этой точки зрения большой интерес представляют уже упоминавшиеся изовалентные примеси, обладающие высокой растворимостью в соответствующих полупроводниках и позволяющие эффективно воздействовать на спектр энергетических уровней в их запрещенной зоне, на механические свойства монокристаллов, на их термостабильность и радиационную стойкость, на величину периода кристаллической решетки материала. К числу перспективных нетрадиционных легирующих добавок относятся и примеси редкоземельных элементов, необычные свойства которьгх привлекают к ним в последние годы пристальное внимание исследователей. Можно обоснованно предполагать, что в ближайшем будущем при получении кристаллов с необходимым набором свойств все большее значение будут приобретать методы сложного легирования с использованием как традиционных, так и нетрадиционных легирующих примесей.

Особенности дефектообразования в бездислокационных и малодислокационных монокристаллах

Достигнутый в последние годы прогресс в получении бездислокационных и малодислокационных монокристаллов важнейших полупроводников большого диаметра вьщвинул на передний план проблему особенностей дефектообразования в такого рода структурно совершенных (с точки зрения существующих представлений) средах, и прежде всего роли собственных точечных дефектов (СТД) в этих процессах. Особую остроту этой проблеме придает переход микроэлектроники на создание ультрасверхбольших интегральных схем (УСБИС) с использованием технологий субмикронного уровня, требующих дальнейшего существенного повышения качества (в первую очередь, микрооднородности) используемых полупроводниковых материалов. Как показывают исследования последних лет, именно микродефекты ростового происхождения, содержащиеся в бездислокационных пластинах, оказывают наиболее существенное влияние на рабочие характеристики УСБИС.

Несмотря на очевидную принципиальную сложность исследований в этом направлении, в настоящее время мы располагаем убедительными экспериментальными данными, позволяющими уверенно констатировать, что успех в создании высококачественных монокристаллов и приборных структур с четко прогнозируемыми и контролируемыми параметрами в



значительной мере определяется достижениями в управлении состоянием ансамбля СТД в них [4].

Дефектообразование в бездислокационных монокристалах

Основную роль в образовании ростовых микродефектов в выращиваемых монокристаллах играют СТД - вакансии и межузельные атомы. В реальных условиях выращивания монокристаллов, уже на достаточно малых расстояниях от фронта кристаллизации возникают значительные пересыщения по СТД, обусловленные резкой температурной зависимостью их равновесньгх концентраций в алмазоподобных полупроводниках. Образующиеся избыточные неравновесные СТД аннигилируют на стоках, в качестве которых выступают боковая поверхность слитка и присутствующие в его объеме более крупномасштабные дефекты, прежде всего, дислокации. По отношению к СТд дислокации являются практически ненасыщаемыми стоками. С учетом высокой подвижности СТД при высоких температурах сток на дислокации (при достаточно высокой плотности последних в кристалле) играет основную роль в снятии пересыщения. Однако бездислокационные монокристаллы лишены такого рода эффективных внутренних стоков, а боковая поверхность слитка в силу чисто диффузионных ограничений не может обеспечить снятия пересыщения. В результате, в объеме кристалла образуются пересыщенные твердые растворы СТД, которые в процессе посткристаллизационного охлаждения распадаются с образованием специфических агрегатов, получивших название микродефекты . Следует отметить, что в литературе отсутствует единая точка зрения по поводу определения понятия микродефект . Под этим термином мы будем понимать локальные нарушения периодичности кристаллической решетки, представляющие собой скопления точечных дефектов (собственных или примесных), не нарушающие фазового состояния основного вещества, а также дисперсные выделения второй фазы микронных и субмикронных размеров.

Другим источником ростовых микродефектов могут быть легирующие и сопутствующие фоновые примеси, когда их концентрация в выращиваемом монокристалле достаточна для образования в процессе посткристаллизационного охлаждения (или при последующей термообработке) пересыщенного примесного твердого раствора в данном полупроводниковом материале. Характерными примерами в этом отношении являются легирующие примеси в сильно легированных полупроводниках, а также кислород в выращиваемых по методу Чохральского монокристаллах кремния. Несмотря на то, что в данном случае концентрация при-

сутствующей в кристалле примеси намного выше концентрации СТД, именно последние играют ключевую роль в процессах дефектообразования. Связано это с тем, что движущей силой агрегации является не абсолютная концентрация точечных дефектов (примесных или собственных), а пересыщение соответствующего твердого раствора, которое существенно выше именно для СТД, ввиду резкого уменьшения их равновесных концентраций при понижении температуры.

Весьма важной характерной особенностью полупроводников с кристаллической решеткой типа алмаза является близость значений энтальпий образования межузельных атомов и вакансий. Следствием этого является то, что в достаточно широком интервале температур (в том числе и при температуре кристаллизации) равновесные концентрации этих дефектов соизмеримы, а в формировании структурных несовершенств типа микродефектов, как это показано в [5], существенную роль играют процессы рекомбинации межузельных атомов и вакансий.

Для большей конкретности дальнейшее рассмотрение проведем на примере кремния, руководствуясь прежде всего тем, что именно для него на сегодня достигнуты наибольшие успехи в получении бездислокационных монокристаллов больших диаметров, для которых проблема мик-родефектообразования наиболее актуальна.

Вблизи фронта кристаллизации для каждого из двух типов СТД поддерживается равновесие с расплавом, следствием чего, в частности, является равновесие относительно реакции рекомбинации-генерации пар дефектов. В условиях достаточно быстрого протекания этой реакции, при понижении температуры Т (т. е. при удалении от фронта кристаллизации) будет поддерживаться динамическое равновесие между рекомбинацией и генерацией, описываемое законом действующих масс для концентраций реагентов Cjiz) (вакансий) и С,(г) (межузельные атомы):

С.(г)СДг) = К{Т) С°{Т)С°{Т).

Константа равновесия К, равная произведению равновесных концентраций СР(Т)С°(Т), очень быстро убывает с понижением Т, т. е. с расстоянием Z от фронта кристаллизации. Как показали выполненные в [5] оценки, характерная длина убывания обратно пропорциональна температурному градиенту у фронта кристаллизации Сив случае выращивания монокристаллов кремния составляет по порядку величины несколько миллиметров. Другими словами, при понижении температуры происходит аннигиляция дефектов: произведение их фактических кон-

4 - 6928



центраций СС имеет быстро убывающее равновесное значение, так что одна из двух >1еравновесных концентраций или столь же быстро убывает, а вторая - стремится к некоторому конечному предельному значению. Доминирующий тип точечных дефектов образует при этом пересыщенный раствор, в результате распада которого формируются ростовые микродефекты.

Очень важно оценить, какой же из двух типов СТД (межузельные атомы или вакансии) является доминирующим в тех или иных условиях выращивания. Согласно [5], для каждого из двух типов СТД выражение для потока дефектов от фронта кристаллизации в кристалл (в системе координат, связанной с фронтом) складывается из члена, обусловленного переносом дефектов движущимся кристаллом (со скоростью F) и из диффузионного члена - ибо вблизи фронта (вследствие аннигиляции) возникают больщие градиенты концентрации СТД. Диффузионный член равен по порядку величины DC/1 (здесь опущен индекс у концентрации дефектов С и у их коэффициента диффузии D). При этом характерная длина аннигиляции / = 1/G, т. е. диффузионный поток пропорционален градиенту температуры G.

Результат рекомбинационного отбора (вид и концентрация доминирующих дефектов) зависит от соотнощения переносных потоков СТД (~F) и диффузионньгх потоков СТД {~G). При достаточно больших значениях V/G вкладом диффузии можно пренебречь. В этом простейшем случае после аннигиляции вьгясивают те СТД, исходная концентрация которых в кристалле бьша выше. Иная ситуация складывается при малых V/G, когда преобладающую роль играют диффузионные потоки. При охлаждении кристалла дефекты исчезают парами, однако для более быстродиффундирующего типа дефектов эти потери восполняются скорее благодаря диффузионному подводу от фронта кристаллизации. В результате выживает тот тип СТД, у которого исходное произведение DC больше, независимо от того, больше или меньше сама его исходная концентрация С. Наиболее интересная ситуация складывается в том случае, когда СТД с меньшей исходной концентрацией С имеют более высокое значение произведения DC благодаря большей диффузионной подвижности. Тогда этот тип дефектов оказывается доминирующим (после аннигиляции) при малых V/G, но уступает эту роль своему конкуренту при больших V/G. При некотором промежуточном, пороговом значении V/G происходит практически полная взаимная аннигиляция обоих типов СТД. В этом случае должен расти бездефектный кристалл, условием чего является K/G =

л* ......

Многочисленные экспериментальные данные по выращиванию бездислокационных монокристаллов кремния свидетельствуют о том, что при малых V/G в слитках наблюдаются микродефекты межузельного типа (микродефекты А- и 5-типа), при промежуточных V/G - только микродефекты 5-типа, а при больших V/G - микродефекты £)-типа, представляющие собой вакансионные афегаты. Отсюда следует, что роль СТД с меньшей исходной концентрацией и большей диффузионной подвижностью в данном случае ифают межузельные атомы, а преобладающим типом СТД при температуре кристаллизации являются вакансии. Таким образом, микродефекты А- и 5-типа (образующиеся при V/G<,)- результат афегации атомов Si., а Х)-дефекты (образующиеся при V/G > - результат афегации вакансий Si. По оценкам, сделанным в [5], = 0,2 mmV(mhh К). Более поздние оценки дают несколько меньшее значение = 0,14 мм(мин К).

Итак, в условиях, когда существенную роль ифает процесс рекомбинации присутствующих СТД, ключевым параметром, определяющим тип выживающих СТД, а также природу, размеры и содержание ростовых микродефектов в выращиваемом кристалле, является величина отношения скорости выращивания V к величине осевого температурного фа-диента в слитке у фронта кристаллизации, G - = V/G. При некотором критическом значении параметра и офаниченном содержании в кристаллах кислорода, ростовые микродефекты не должны образовываться. При < в кристаллах после рекомбинации остаются межузельные атомы и формируются микродефекты межузельного типа, представляющие собой скопления атомов и дислокационные петли внедрения. Такие кристаллы обычно называют кристаллами межузельного типа . При > в монокристаллах выживают вакансии, а характерными дефектами являются вакансионные поры и кислородвакансионные скопления. Такие кристаллы относят к кристаллам вакансионного типа .

Концентрация в кристалле выживающих в результате рекомбинации СТД зависит от величины и от отношения CJCj при температуре плавления. Как мы уже отмечали, характерная длина аннигиляции СТД в монокристаллах кремния составляет несколько миллиметров, что существенно меньше радиуса выращиваемых в настоящее время слитков. Таким образом, радиальный профиль распределения вьскивающих СТД (определяемый радиальным изменением , а фактически радиальным изменением С) формируется на достаточно малом расстоянии от фронта кристаллизации. На формирование этого профиля существенное влияние может оказывать и сток СТД на боковую поверхность кристалла в



1 2 3 4 5 6 7 [ 8 ] 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка