Разделы сайта

Читаемое

Обновления Nov-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

процессе его посткристаллизационного охлаждения, приводящий к формированию обедненных СТД приповерхностных областей. Особенности радиального распределения присутствующих СТД оказывают весьма существенное влияние на особенности агломерации дефектов в процессе посткристаллизационного охлаждения выращиваемого кристалла.

Наибольшее отрицательное влияние на параметры УСБИС оказывают межузельные дислокационные петли и поры, образование которых происходит при выращивании монокристаллов в условиях значительных отклонений от При этом скопления межузельных атомов влияют непосредственно на характеристики транзисторов, увеличивая токи утечки через /?-л-переход, а вакансионные поры ухудшают, в первую очередь, качество тонкого слоя подзатворного диэлектрика.

Как мы уже отмечали выше, активную роль в образовании ростовых микродефектов в выращиваемых по методу Чохральского монокристаллах, наряду с СТД, играет кислород, попадающий в слиток в результате частичного растворения в расплаве кварцевого тигля. Особенности дефектообразования в кислородсодержащих кристаллах были рассмотрены в работах [6, 7].

При посткристаллизационном охлаждении кислородсодержащих кристаллов возможно образование пересыщенного твердого раствора, продуктом распада которого являются кислородсодержащие преципитаты. Ввиду значительной разницы удельных объемов кремния и оксидных преципитатов процесс образования последних является энергетически выгодным при условии либо эмиссии ими межузельных атомов Si, в матрицу кристалла, либо поглощения вакансий.

При выращивании кристаллов межузельного типа кристаллическая матрица пересыщена межузельными атомами, что препятствует дополнительной эмиссии Si- оксидными вьщелениями и делает термодинамически невыгодным образование последних. В результате растворимость кислорода в кристаллической решетке возрастает. В этом случае первичные ростовые микродефекты представляют собой афегаты атомов Si происходит формирование микродефектов А- и В-типа. В связи с неравномерным распределением межузельных атомов в поперечном сечении кристалла в областях с максимальной концентрацией Si- образуются преимущественно микродефекты Л-типа, а в областях с пониженной их концентрацией - микродефекты 5-типа. Объемная плотность распределения микродефектов A-ima в кристаллах, выращиваемых методом бестигельной зонной плавки, достигает -10 см , а в кристаллах, выращиваемых методом Чохральского (из-за существенно меньшей ско-

рости охлаждения) ~3 10 см. Размеры Л-микродефектов могут достигать нескольких микрометров. Объемная плотность распределения образующихся -дефектов обычно существенно выше и они имеют меньшие размеры.

Образование микродефектов межузельного типа происходит в узком интервале температур (температура конденсации Si- близка к Т- 300 К) и приводит к существенному снижению концентрации Si- в кристаллической решетке и соответствующему падению растворимости кислорода. В результате раствор кислорода, если концентрация последнего достаточно велика, может стать пересыщенным, и в кристалле по мере его дальнейшего охлаждения начинается формирование нового поколения микродефектов - оксидных микровыделений. При этом образовавшиеся в области высоких температур А- и 5-микродефекты ифают роль стоков для атомов Si, инжектируемых в матрицу кристалла образующимися кислородсодержащими преципитатами.

Существенно иная ситуация имеет место при выращивании монокристаллов вакансионного типа. В данном случае поглощение оксидными преципитатами вакансий из пересыщенного вакансионного твердого раствора может сделать процесс образования этих частиц термодинамически выгодным, даже если твердый раствор кислорода слегка недосыщен. При этом в кристалле будет происходить совместная вакан-сионно-кислородная афегация, обусловленная, главным образом, вакан-сионным пересыщением, с образованием частиц SiO. Сценарий мик-родефектообразования в кристаллах вакансионного типа определяется концентрацией и характером распределения вакансий в выращиваемом слитке [7].

Если концентрация вакансий в кристалле достаточно велика, то образующимися при охлаждении первичными ростовыми микродефектами должны быть вакансионные афегаты. Среди возможных типов ваканси-онных афегатов в кремнии (поры, дислокационные петли и другие петлеобразные структуры) наименьшей энергией обладают поры, которые в данном случае и должны являться основным видом дефектов.

По мере снижения в кристалле концентрации вакансий возрастает вероятность совместной вакансионно-кислородной афегации. Это связано с тем, что движущей силой образования пор является пересыщение по вакансиям, а движущая сила образования кислородсодержащих частиц включает в себя как пересыщение по вакансиям, так и пересыщение по кислороду. Поэтому при достаточно низкой концентрации вакансий образующиеся дефекты представляют собой в основном оксид-



ные преципитаты. Так как в реальном монокристалле вакансии распределены достаточно неоднородно, то возможно одновременное присутствие в различных его областях как пор, так и оксидных частиц. Образующиеся в областях кристалла с максимальной концентрацией вакансий поры могут иметь эффективный радиус десятки нанометров, а их объемная плотность составляет ~3 10 см~. Плотность образующихся в областях с малой концентрацией вакансий оксидных частиц достигает -10 см , а их радиус изменяется в пределах от нескольких до десяжов нанометров (в зависимости от конкретной концентрации вакансий).

Как и в случае микродефектов межузельного типа, образование пор происходит в достаточно узком интервале температур вблизи 1100 °С и сопровождается резким снижением концентрации вакансий в соответствующих частях кристалла. Остаточные вакансии (наличие которых обусловлено их связыванием в комплексы O2V, при дальнейшем охлаждении слитка в интервале температур -1020 °С) принимают активное участие в образовании в этих областях кислородных кластеров, по мере дальнейшего охлаждения кристалла. Сравнительно крупные кислородные кластеры образуются в температурном интервале 650...700 °С, их плотность составляет 10...10 см и они являются основными центрами зарождения в кристалле преципитатов при последующих термообработках. При достижении выращиваемым кристаллом температур 400...500°С в его объеме формируются очень мелкие, содержащие всего несколько атомов кислорода кластеры, хорошо известные в литературе как термодоноры. Концентрация термодоноров в выращиваемых кристаллах достигает Юсм и они легко отжигаются в процессе последующей термообработки кристаллов при температурах выше ~ 650 °С.

Очевидно, что общая стратегия повышения структурного совершенства бездислокационных монокристаллов должна исходить из необходимости резкого снижения размеров и объемной плотности микродефектов различной природы. Это требует обеспечения оптимальных, близких к величине отношений V/G и достаточно однородного распределения этого параметра по всей площади фронта кристаллизации на протяжении всего ростового процесса, а также оптимальных скоростей охлаждения выращиваемых кристаллов в тех интервалах температур, в которых происходит формирование тех или иных нежелательных ростовых микродефектов. Все это представляет собой достаточно сложную научно-техническую задачу. Некоторым подспорьем в решении проблемы может явиться дополнительное легирование монокристаллов примесями, которые либо за счет сдвига электронно-дырочного равно-

весия, либо - непосредственного взаи.модействия с присутствующими СТД могут заметным образом повлиять на величину , и тем самым расширить диапазон возможных вариаций условий выращивания. Однако дополнительное легирование не снимает полностью остроту проблемы, и прежде всего потому, что для достижения нужных результатов приходится существенно снижать допустимые скорости вытягивания, что удлиняет и удорожает технологический процесс.

Существенно большие возможности для повышения структурного совершенства монокристаллов, содержащих ростовые микродефекты, 01крываются при термообработке вырезаемых из таких слитков пластин. Поверхность пластины является потенциальным стоком для присутствующих в ее объеме СТД и загрязняющих примесей. При этом имеется гораздо более благоприятное соотношение между поверхностью и объемом, чем в исходном монокристалле. При термообработке в недостаточно стерильных условиях это преимущество может обернуться дополнительными осложнениями, обусловленными существенным увеличением вероятности загрязнения пластины быстродиффундирующими примесями, например железом, медью и золотом. В этом случае ростовые микродефекты обычно играют роль геттера ддя загрязняющих примесей. В условиях такого рода загрязнений удаление из пластин содержащихся в них микродефектов затруднено. Поэтому одним из важнейших условий успешной борьбы с микродефектами являются стерильные условия термообработки. Тщательная очистка поверхности пластин от поверхностных загрязнений, проведение термообработки в чистых помещениях и использование труб из достаточно чистого кремния (вместо кварцевых) облегчает решение этой задачи.

Режимы термообработки пластин (температура, окружающая атмосфера) должны выбираться, исходя из природы присутствующих в них микродефектов. Для пластин с микродефектами межузельного типа наиболее благоприятны термообработки в атмосферах, способствующих растворению агрегатов межузельных атомов и последующему стоку избыточных СТД на поверхность. В применении к пластинам кремния весьма эффективным, например, оказался окислительный отжиг в орсодержащей атмосфере, в процессе которого в объем пластины с ее поверхности инжектируются вакансии, рекомбинирующие с присутствующими избыточными межузельными атомами кремния, а также атомы лора, являющиеся хорошим транспортирующим агентом для выхода избыточных СТД на поверхность. К существенному увеличению концентрации вакансий в пластинах кремния приводит и высокотемператур-



ный (в том числе быстрый) их отжиг в атмосфере аммиака или азота, в процессе которого на поверхности пластины формируется тонкий слой нитрида кремния. Для повышения эффективности действия поверхности пластины в качестве стока для избыточных атомов Si,- используют специальную предварительную механическую обработку.

При наличии в исходных пластинах кремния микродефектов в виде вакансионных или вакансионно-кислородных скоплений обычно проводят традиционный высокотемпературный окислительный отжиг в сухом или влажном кислороде. В процессе такого отжига (особенно на его ранних стадиях) происходит интенсивная инжекция в приповерхностную область пластины межузельных атомов кремния, что способствует аннигиляции ростовых микродефектов, а атомы избыточного кислорода уходят из объема на поверхность пластин. Хорошие результаты дает высокотемпературная термообработка вакансионных кристаллов в атмосфере водорода, аргона или в смеси этих газов.

Недостатками традиционных достаточно длительных высокотемпературных термообработок являются: дополнительное увеличение стоимости пластин; ухудшение качества их поверхности; возможность их искривления и загрязнения металлическими примесями; возможность генерации в них дислокаций. С этой точки зрения неоспоримыми преимушествами обладает быстрый термический отжиг, который, обеспечивая, как минимум, не худшие результаты, лишен большинства из перечисленных недостатков.

Выше речь шла в основном о закономерностях образования микродефектов в элементарных полупроводниках. Исследования в этом направлении для полупроводниковых соединений находятся практически на начальном этапе. Сложившаяся здесь к настоящему времени ситуация подробно проанализирована в [8]. Необходимо отметить, что для алмазоподобных полупроводниковых соединений типа АВ и АВ рассмотренная общая картина микродефектообразования с участием СТД вряд ли претерпевает принципиальные изменения. Однако надо иметь в виду, что в таких материалах, из-за наличия двух кристаллических под-решеток, существенно расширяется номенклатура присутствующих в кристаллах СТД, что, несомненно, усложняет процессы взаимодействия индивидуальных дефектов. В частности, в этих материалах возможны процессы рекомбинации с участием СТД из разных подрешеток с образованием антиструктурных дефектов. Кроме того, абсолютные равновесные концентрации СТД при предплавильных температурах в таких соединениях существенно выше, чем в элементарных полупроводниках

со всеми вытекающими отсюда последствиями. Наконец, серьезным дополнительным источником СТД и микродефектов в кристаллах соединений являются образование и распад пересыщенных твердых растворов избыточных компонентов соединения, обусловленные отклонением от стехиометрического состава и ограниченной растворимостью избыточного компонента в кристаллической решетке матрицы и ее ретроградным характером. Последнее нуждается в дополнительных комментариях.

Большинство полупроводниковых соединений, например из семейства АВ, имеют относительно протяженную область гомогенности. При этом растворимость избыточных компонентов в кристаллической решетке матрицы носит ретроградный характер. Максимальная растворимость наблюдается при температурах на 60...100°С ниже температуры кристаллизации соединения стехиометрического состава и достигает (3...5) Ю ат/см. Если кристалл выращивается в условиях существенного отклонения от стехиометрического состава, то в процессе посткристаллизационного охлаждения или при последующих термических обработках в определенном интервале температур возможно образование избыточным компонентом пересыщенных твердых растворов и их распад с формированием в кристаллической решетке тех или иных микродефектов. В большинстве соединений АВ избыточные атомы А образуют твердые растворы вычитания, а избыточные атомы В - преимущественно твердые растворы внедрения. В первом случае распад идет по схеме AJ А/ + Pjj, где А] - атом элемента П1 группы в узле соответствующей кристаллической подрешетки, А - этот же атом в междоузлии, (jj - вакансия в подрешетке элемента П1 группы. Образующиеся межузельные атомы А- сначала формируют скопления, а на более поздних стадиях распада - дисперсные вьщеления второй фазы. Вакансии fm, взаимодействуя с вакансиями Fgy, могут образовывать микроскопические поры, а также дислокационные петли вакансионного типа. В процессе распада возможно формирование и антиструктурных дефектов: А/ + V А}{.

Во втором случае схема микродефектообразования выглядит примерно следующим образом: избыточные ВУ скопление ВУ дисперсные вьщеления В. Так как при наличии в кристаллах избыточных атомов элемента V группы в кристаллической решетке соединения наряду с атомами В, в соизмеримых концентрациях присутствуют вакансии в подрешетке элемента III группы, то и в данном случае в процессе распада возможно образование вакансионных микропор, а также соответствующих антиструктурных дефектов.



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