WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |

«И. А. Случинская Основы материаловедения и технологии полупроводников Москва — 2002   И. А. Случинская, 2002 Введение Прогресс современной науки и техники неразрывно связан с успехами как в ...»

-- [ Страница 4 ] --

честве которого может выступать винтовая дислокация. Действительно, при выходе на поверхность винтовая дислокация дает незарастающую ступень (рис. 4.26), и потребность в создании двумерных зародышей уже не возникает. Рост кристалла в этих условиях идет при низких пересыщениях и без прерывания. Процесс роста с помощью винтовой дислокации называется слоисто-спиральным механизмом роста кристалла. Слоисто-спиральный механизм роста аналогичен описанному механизму роста совершенного кристалла со ступенью (только ступенька в нашем случае незарастающая). На ступени, возникающей благодаря винтовой дислокации, имеются изломы вследствие существования тепловых флуктуаций. Адсорбированные атомы диффундируют к ступени, а затем к изломам, где они встраиваются в решетку кристалла, в результате чего ступень движется. Поскольку один конец ступени зафиксирован в точке выхода дислокации, то ступень может двигаться только путем вращения вокруг этой точки. При определенном пересыщении каждый участок на прямой ступеньке движется с одинаковой линейной скоростью. Поэтому участок ступеньки вблизи линии дислокации имеет более высокую угловую скорость и за одинаковое время должен сделать большее число оборотов, чем далеко отстоящие от линии дислокации участки. По мере увеличения кривизны участка ступени в области выхода дислокации равновесное давление пара над этим участком повышается, местное пересыщение понижается и, следовательно, линейная скорость движения этой части ступени замедляется. Спираль закручивается до тех пор, пока радиус кривизны в центре ее не достигнет значения критического радиуса двумерного зародыша. По достижении стационарного состояния спираль вращается как единое целое вокруг линии дислокации, при этом форма ее приближенно может быть описана уравнением архимедовой спирали. Нормальный рост кристаллов осуществляется на несингулярных гра 4.2. Элементы общей теории образования фаз нях. Эти грани, будучи атомно-шероховатыми, равномерно покрыты изломами, и присоединение новых частиц происходит на них практически в любом месте. Такие грани растут перпендикулярно самим себе, то есть осуществляется «нормальный» механизм роста. Процесс роста несингулярных граней идет непрерывно при любых пересыщениях. Поскольку концентрация точек роста на несингулярных гранях значительно выше, чем на сингулярных, то и скорость роста несингулярных граней значительно выше. В процессе роста кристалла несингулярные грани могут исчезнуть или выклиниться, вследствие чего кристалл часто принимает огранку и оказывается покрытым медленно растущими, то есть преимущественно сингулярными, гранями с низкими индексами Миллера. Поверхностная кинетика роста кристаллов. Рост кристаллов в основном осуществляется по слоистому или слоисто-спиральному механизмам. Теория слоисто-спирального роста кристаллов впервые была создана применительно к конденсации из газовой фазы Бартоном, Кабрерой и Франком. Эта теория занимает центральное место для роста кристаллов из газовой фазы, но она существенна также и для роста из разбавленных растворов, и даже в какой-то степени для роста из расплавов. Рассмотрим коротко основные положения этой теории. Пусть рост кристалла из газовой фазы в основном происходит по слоистому или слоисто-спиральному механизмам. В этом случае источниками ступеней на растущих сингулярных (вицинальных) гранях могут быть винтовые дислокации. Ступень, образованная винтовой дислокацией, при встраивании в нее частиц закручивается в спираль, и образующиеся последовательные витки формируют эшелон ступеней. На растущей поверхности при этом возникают пирамиды (рис. 4.27), причем концентрация ступеней, образующих эти пирамиды, велика и практически не зависит от количества винтовых дислокаций, выходящих на поверхность роста. На поверхности кристалла, контактирующего с питающей средой, присутствуют адсорбированные частицы того же вещества, из которого состоит кристалл. Адсорбированные частицы совершают тепловые колебания в трех направлениях — перпендикулярно плоскости и в двух параллельных плоскости. Флуктуации энергии при колебаниях первого типа приводят к отрыву частиц от поверхности и переходу их в газовую среду (испарение). Колебания второго типа создают условия для диффузионной миграции этих частиц по поверхности. Если над растущей поверхностью создается пересыщение, то начинается диффузия в окружающей среде и адсорбированном слое по направлению к ступени, на которой будет идти конденсация до тех пор, пока это пересыщение не Глава 4. Фазовые равновесия и элементы теории образования фаз исчезнет. При этом надо учитывать, что при конденсации из газовой фазы количество частиц, попадающих на торец ступени непосредственно из пара мало ввиду малых плотности пара и площади поверхности торца. Поэтому основной вклад в рост кристалла в этом случае дает плоский диффузионный поток частиц, адсорбированных на различных участках поверхности. При этом нормальная скорость роста поверхности V по слоисто-спиральному механизму будет при низких пересыщениях: V (P)2 exp(E/kT), а при больших пересыщениях V P exp(E/kT), где P — пересыщение, а E — энергия испарения частицы. Морфологическая устойчивость растущего кристалла. Рост кристалла представляет собой процесс, который может протекать только при отклонении системы от равновесия. Термодинамическое изучение процессов роста кристалла в неравновесных условиях показало возможность образование целого ряда устойчивых форм кристалла. Действительно, морфология растущей грани и, соответственно, форма кристалла определяется как поверхностной кинетикой роста, так и условиями переноса (тепла и массы) в соприкасающихся фазах (питающей среды и кристалла). С увеличением размеров растущих граней кристалла изменяются условия тепло- и массопередачи, что приводит к неоднородности пересыщения (переохлаждения) у растущей грани и способствует нарушению ее плоской формы. В этих условиях флуктуационное появление на грани небольших искажений усиливает неоднородность процессов переноса и еще больше искажает форму растущего кристалла. Однако кинетические явления на растущей поверхности выступают в качестве факторов, стабилизирующих плоскую форму грани. Это связано с тем, что при образовании выступа или впадины на сингулярной грани появляются боковые поверхности, которые растут с большими скоростями, чем сингулярные. Это приводит к сглаживанию формы грани. В результате конкуренции противоположно действующих факторов растущая плоская грань может потерять свою устойчивость, и изотермическая форма кристалла может в дальнейшем перейти в скелетообразную или дендритную (то есть превратиться в древовидный кристалл, состоящий из центрального ствола, первичных, вторичных и т. д. ветвей). Дальнейшее, более детальное, обсуждение процессов тепло- и массопереноса и кинетики роста кристаллов из жидкой и газовой фаз будет (4.29) (4.28) 4.2. Элементы общей теории образования фаз продолжено в гл. 6, посвященной методам роста полупроводниковых монокристаллов.

Глава Получение чистых полупроводниковых материалов 5.1. Кристаллизационные методы очистки Электрофизические свойства кристаллов определяются, как было выяснено в гл. 3, содержащимися в них структурными дефектами и примесями. Требование продолжительности и стабильности работы полупроводниковых приборов делает одной из важнейших задач технологии задачу получения совершенных монокристаллов с заданным значением параметров. Однако получение чистых элементарных веществ, необходимых для производства различных, в том числе легированных и сложных, полупроводников, используемых для создания приборов, является чрезвычайно сложным технологическим процессом. В основе всех способов очистки полупроводниковых материалов лежит различие в химических и физических свойствах разделяемых веществ. При существенном различии в свойствах разделяемых материалов их легко отделить, и, наоборот, проблема очистки становится сложной, если очищаемый материал и примесь очень близки по своим физико-химическим характеристикам. Как правило, для получения чистых веществ применяют многоступенчатые технологические схемы, включающие различные химические и металлургические методы очистки.

Анализ содержания примесей в чистых веществах осуществляется с применением широкого круга химических, физико-химических и физических методов. Наиболее перспективным для анализа чистых веществ и полупроводников является масс-спектральный анализ, который позволяет в ходе одного сравнительно нетрудоемкого анализа определить большое число элементов с высокой точностью. Другой, не менее перспективный, но более трудоемкий и длительный метод анализа — радиоактивационный — позволяет 5.1. Кристаллизационные методы очистки исключить загрязнения, вносимые в в анализируемый материал в ходе самого анализа. Чувствительность радиоактивационного метода очень велика. Для полупроводниковых материалов наибольшее распространение получили косвенные, физические методы оценки чистоты на основании измерения концентрации носителей заряда, удельного сопротивления, подвижности и др. Физические методы анализа чистых веществ гораздо менее трудоемки и длительны, чем обычные аналитические методы определения содержания примесей. Однако результаты, полученные такими методами, дают представление только о суммарном содержании примесей. Тем не менее они позволяют надежно судить о возможности использования проанализированных чистых веществ в технологии полупроводниковых материалов. Понятие химической чистоты материалов, а также способы ее выражения различны и зависят от области применения материала. В нашей стране для чистых веществ, использующихся в химической и металлургической практике, в зависимости от степени очистки установлены следующие классификации: «чистый» (марка Ч, содержание примесей от 2 · 105 до 1.0%), «чистый для анализа» (марка ЧДА, содержание примесей от 1 · 105 до 0.4%), «химически чистый» (марка ХЧ, содержание примесей от 5 · 106 до 0.5%) и «особо чистый» (марка ОЧ, содержание примесей 0.05%). Особо чистые вещества для полупроводниковой техники разделяют на классы A, B и C. В класс A входят вещества, чистоту которых по содержанию основного компонента можно надежно охарактеризовать современными аналитическими методами. Классы чистоты B и C характеризуют чистоту по содержанию определяемых примесей. В последнем случае о содержании основного компонента можно говорить только условно, понимая под этим разницу между 100% и суммарным содержанием определяемых примесей. Неметаллы и химические соединения относят к высоко чистым веществам, если содержание лимитирующих примесей в них не менее чем на порядок ниже по сравнению с соответствующей маркой ХЧ, на два порядка — для марки ЧДА и на три порядка — для марки Ч. К высоко чистым веществам принято относить также металлы и полупроводниковые материалы, если содержание каждой из контролируемых примесей в них не превышает 1 · 104 % (по массе). Высоко чистым веществам в зависимости от количества и суммарной концентрации контролируемых примесей присваивают марки двух категорий: ВЭЧ («вещества эталонной чистоты») и ОСЧ («особо чистые вещества»). В веществах марки ВЭЧ лимитируется общее содержание примесей и содержание некоторых нежелательных примесей. В веществах марки ОСЧ лимитируется содержание большого числа нежелательных примесей. В зарубежной литературе принято квалифицировать вещества по чистоте числом (n) атомов (молекул) примесей, приходящихся на: 1) 1000 атомов (молекул) основного вещества, что обозначают n% (n promille);

2) 106 атомов (молекул) основного вещества, n ppm (n parts per million);

3) 109 атомов (молекул) основного вещества, n ppb (n parts per billion). Кроме такой квалификации для обозначения веществ высокой степени чистоты используют символ N и различают вещества по качеству цифровыми индексами. До сих пор речь шла о химической чистоте вещества. Однако понятие чистоты вещества значительно шире. В частности, в электронной технике при использовании полупроводников важна не только степень химической чистоты, но и отсутствие собственных дефектов в кристаллической решетке. Эти дефекты, так же как и химические примеси, сильно влияют на свойства полупроводников. Следует отметить, что концентрации собственных дефектов («физическая» чистота) и примесей (химическая чистота) взаимосвязаны, поскольку структурное совершенство кристаллов во многом зависит от наличия примесей в кристаллической решетке, а предел химической чистоты кристалла часто определяется типом и количеством собственных дефектов, образующихся при выращивании.

Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Итак, получение чистых полупроводниковых материалов производится химическими и металлургическими методами. Химическая очистка, например, германия и кремния заключается в получении их летучих соединений (как правило, галогенидов, см. гл. 6), которые легко отделяются от примесей и их соединений, а затем в восстановлении предварительно очищенных летучих соединений до элементарных Ge и Si. Металлургические методы заключаются в многократной перекристаллизации слитка основного вещества путем последовательного расплавления его участков. В этом курсе мы не будем рассматривать химические методы очистки веществ, так как они специфичны для каждого вещества, а остановимся на металлургических (кристаллизационных) методах очистки, при которых вещество может очищаться в процессе его выращивания. Кристаллизационные методы очистки основаны на различии содержания примесей в жидкой и твердой фазах, находящихся в равновесии при данной температуре (см. рис. 5.1). Следствием этого свойства является оттеснение примеси к концу слитка или ее захват в начальных частях слитка в ходе кристаллизации, то есть очистка вещества от примеси в любом случае. В полупроводниковой технологии кристаллизация из жидкой фазы, как правило, применяется на последнем этапе технологического процесса очистки вещества. При этом наряду с высокой степенью очистки материала от примесей достигается и необходимое совершенство кристаллической структуры, то есть в конечном счете полупроводники получают в виде высокочистых монокристаллов. Ge и Si — это два важнейших полупроводниковых элемента. Их способность к взаимодействию друг с другом и с другими химическими элементами имеет большое значение для электронной промышленности, поэтому процессы очистки мы будем рассматривать на их примере. Для разработки методов кристаллизационной очистки вещества необходимо знание фазовой диаграммы состояния вещества с присутствующими в нем примесями. Ge и Si кристаллизуются в кубической структуре типа алмаза и могут образовывать неограниченные твердые растворы только с немногочисленными элементами, которые также имеют структуру типа алмаза и атомные радиусы не сильно отличающиеся от атомных радиусов Ge и Si. Как правило, растворимость большинства примесей в Ge и Si очень невелика (0.1 ат.%). Кроме того, как уже упоминалось, кристаллизационные методы применяются на конечной стадии процесса очистки, а содержание остаточных примесей в очищаемом веществе настолько мало, что их взаимное влияние или взаимодействие между собой в среде основного материала практически отсутствует. Все это позволя 5.1. Кристаллизационные методы очистки Рис. 5.1. Диаграмма состояния системы Ge–Sb.

ет при описании кристаллизационных методов очистки заменить одну сложную многокомпонентную систему совокупностью фазовых диаграмм бинарных систем: основной компонент — примесь. Для бинарных систем диаграммы плавления–затвердевания, как уже обсуждалось ранее, весьма разнообразны и сложны. На рис. 5.1 приведена типичная диаграмма полупроводниковой системы: диаграмма состояния системы Ge–Sb. Однако для небольших концентраций примеси в полупроводнике все сложные диаграммы можно свести к двум типам без потери общности рассуждений при описании процессов кристаллизационной очистки. Действительно, в области малых концентраций примеси, то есть в области, примыкающей к точке плавления чистого компонента, различия между разными типами фазовых диаграмм пропадают: линии ликвидуса L и солидуса S в этих областях можно аппроксимировать прямыми линиями, касательными к кривым L и S в точке плавления основного компонента (рис. 5.2). В результате имеем два типа диаграмм: 1) если прямые L и S направлены вверх, то примесь понижает температуру плавления (рис. 5.2,а);

2) если прямые направлены вниз, то примесь повышает температуру плавления (рис. 5.2,б). Для фиксированной температуры, при которой в системе сосуществуют жидкая и твердая фазы, концентрации примеси в кристалле и в жид Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.2. Аппроксимация участка фазовых диаграмм вблизи точки плавления основного компонента отрезками прямых, касательных к кривым солидуса S и ликвидуса L в точке плавления основного компонента TA: а — примесь, понижающая температуру плавления;

б — примесь, повышающая температуру плавления.

кости оказываются различными: концентрация примеси в твердой фазе CS определяется по абсциссе точки пересечения коноды с линией солидуса, а концентрация примеси в жидкой фазе CL — по абсциссе точки пересечения коноды с линией ликвидуса (рис. 5.2). В случае, когда примесь понижает температуру плавления, CS оказывается меньше CL (рис. 5.2,а), а в случае, когда примесь повышает температуру плавления, CS > CL (рис. 5.2,б). В процессе кристаллизации примесь будет либо оттесняться в расплав (в первом случае), либо захватываться кристаллом (во втором случае). Действительно, для любой температуры из интервала, соответствующего области сосуществования жидкой и твердой фаз, концентрации основного вещества и примеси в этих фазах различны. Тем не менее, в равновесных условиях кристаллизации после завершения процесса весь закристаллизовавшийся слиток должен иметь состав, равный составу расплава (см. гл. 4). Соответственно этому не должно возникать никаких закономерных неоднородностей состава в кристаллизующемся материале, то есть в результате перекристаллизации никакой очистки твердой фазы не происходит. Однако в реальных условиях выращивания кристаллов твердая фаза кристаллизуется неоднородной по своему составу. Это происходит из-за медленных диффузионных процессов выравнивания со 5.2. Коэффициент разделения примесей става в твердой фазе (предполагают, что равновесие в жидкой фазе и на границе раздела фаз успевает непрерывно устанавливаться, а диффузия в твердой фазе идет настолько медленно, что изменениями в составе твердой фазы можно пренебречь). Кроме того, при выращивании кристаллов создают такие градиенты температур, при которых нарастающие слои твердой фазы попадают в область с пониженной температурой, что также снижает скорость диффузионного выравнивания состава. Все эти процессы приводят к фиксации неоднородностей состава, возникающих в твердой фазе, и к очистке веществ при кристаллизации. Если затруднена диффузия в жидкой фазе, то на границе раздела фаз в ходе процесса будет увеличиваться избыток компонента, которым обеднена образующаяся твердая фаза, и недостаток компонента, которым твердая фаза обогащена. Кристаллизация твердой фазы при этом будет происходить не из основной массы жидкой фазы, а из прилегающего к фронту кристаллизации слоя, что приводит к снижению эффекта очистки. Таким образом, затрудненность диффузии компонентов в жидком состоянии снижает эффективность очистки при кристаллизации. Еще одним важнейшим фактором, влияющим на эффективность очистки, являются условия проведения кристаллизации, которые должны обеспечивать монокристалличность получаемого материала.

5.2. Коэффициент разделения примесей Для оценки эффективности очистки веществ от примесей кристаллизацией из расплава служит коэффициент разделения K, представляющий собой отношение концентрации растворенного вещества в твердой фазе к его концентрации в жидкой фазе: K = CS /CL. (5.1) Значение K может быть больше или меньше 1. Если примесь понижает температуру плавления вещества, то K < 1, что часто встречается на практике. В обратном случае, когда примесь повышает температуру плавления вещества, K > 1. Этот случай в технологии полупроводников встречается сравнительно редко. Значение K может изменяться в широких пределах от величины менее 106 до величины более 10. Величина K определяется типом фазовой диаграммы основного компонента и примеси и зависит от условий кристаллизации (скорости перемещения фронта кристаллизации, интенсивности перемешивания расплава и т. д.). Величина K играет большую роль в кристаллизационных способах очистки.

Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Различают равновесный и эффективный коэффициенты разделения.

5.2.1. Равновесный коэффициент разделения С помощью равновесного коэффициента разделения K0 характеризуют эффект разделения компонентов смеси в каждый момент равновесия между кристаллом и расплавом. Его называют равновесным именно потому, что он отражает состав фаз на диаграмме состояния, построенной в близких к равновесию условиях, то есть при достаточно малых скоростях кристаллизации. В этом случае концентрация примеси, растворенной в расплаве CL, одинакова во всем объеме расплава, а ее концентрация в закристаллизовавшейся части CL = K0CS. Как можно видеть из рис. 5.2, в пределах прямолинейности L и S линий K0 не зависит от концентрации и температуры, то есть является постоянной величиной для данной пары веществ (это следует из подобия прямоугольных треугольников, построенных на отрезках CS и CL при разных температурах кристаллизации). Однако при достаточно высоких концентрациях примеси, когда линии S и L нельзя аппроксимировать прямыми, K0 уже не будет постоянной величиной и будет зависеть от концентрации примеси. Точный расчет K0 на основе фазовых диаграмм часто затруднен, поскольку во многих случаях имеющиеся фазовые диаграммы недостаточно точны в области малых концентраций примеси. Фазовые диаграммы поэтому часто используются только для примерной оценки K 0 (K0 > 1 или K0 < 1), что позволяет принципиально оценить поведение примеси в условиях очистки вещества кристаллизационными методами. Наиболее распространенный метод определения коэффициента разделения основан на измерении концентрации свободных носителей заряда в чистом и легированном полупроводнике (предполагается, что примеси электрически активны). Схема определения непосредственно вытекает из самого смысла K0 = CS /CL, то есть сводится к определению концентрации примеси в твердой фазе, соответствующей ее заданной концентрации в жидкой фазе. Пусть навеска электрически активной примеси p i вводится в расплав предварительно очищенного слитка при положении X0 фронта кристаллизации1 (рис. 5.3;

кристаллизация полупроводникового материала проводится методом зонной плавки (см. ниже)). Если концентрация введенной примеси Ni = CS заметно превышает разность 1 Движущаяся граница между твердой и жидкой фазами называется фронтом кристаллизации.

5.2. Коэффициент разделения примесей Рис. 5.3. Изменение удельного сопротивления по длине слитка, в который в точке X0 добавлена примесь.

0 0 концентраций остаточных примесей |Nd Na | в чистом материале, то граница, отделяющая чистый и легированный материал, может быть надежно выявлена по изменению удельного сопротивления материала (рис. 5.3). Вырезав два образца из участков кристалла, прилегающих к границе легирования, и измерив в них коэффициент Холла, можно определить концентрации носителей заряда в нелегированном (n0 или p0 ) и легированном (n или p) образцах. Считая для простоты примеси однозарядными и полностью ионизованными при температуре измерений, можно определить концентрацию Ni введенной примеси из следующих соотношений: 1. Если нелегированный образец n-типа, то при введении донорной или акцепторной примесей имеем соответственно Nd = n n0 ;

Na = p + n 0. ем Nd = n + p 0 ;

Na = p p 0.

(5.2) 2. Если нелегированный образец p-типа, то для тех же примесей име(5.3) Определение CL сводится к расчету атомных долей примеси, введенной в объем VL расплава навеской pi примеси. Объем VL определяется из измеренного объема твердой легированной части кристалла с учетом теплового расширения и изменения плотности вещества при плавлении (например, для Ge объемный коэффициент теплового расширения равен 18 · 106, а уменьшение объема при плавлении составляет 5.5%;

для Si — 12 · 106 и 9% соответственно). Если Mi — атомный вес примесного элемента, выраженный в граммах, а NA — число Авогадро, то NApi /Mi — число примесных атомов в Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов заданной навеске. Тогда CL = (NA pi )/(MiVL ), K = CS /CL = (Ni MiVL )/(NA pi ). (5.4) Определенные таким способом коэффициенты разделения точны при следующих условиях: 1) CS = Ni, то есть все атомы примеси электрически активны (обычно соблюдается в пределах растворимости примесей);

2) K = K0, то есть не отличается от оцениваемых из равновесных диаграмм состояния сплавов и K не зависит от V — скорости движения фронта кристаллизации (обычно это имеет место при V < 1 мм/ч) и других условий кристаллизации. Рассмотрим значения K0 для различных примесей в Ge и Si. На рис. 5.4 эти значения сопоставлены с ковалентными радиусами примесных атомов. Видно, что в Ge лишь две примеси — Si и B — имеют K0 > 1;

Tпл. обоих элементов более высокие, чем у Ge. Оба элемента имеют ковалентные радиусы rk меньшие, чем у Ge, и это объясняет легкость их вхождения в решетку. У остальных примесей третьей, четвертой и пятой групп значения K0 резко падают с ростом rk. Общая черта подавляющего числа примесей этих групп — K0 < 1 и, как правило, в этом случае Tпл примесей меньше, чем Tпл германия. Для Si характерны те же закономерности, однако сами значения K 0 примесей, естественно, другие. Обращает внимание K0 1 у примеси бора, имеющее далеко идущие последствия в технологии очистки Si. 1 в Ge и Si имеют и примеси, Однако следует заметить, что K0 Tпл которых выше, чем у основного вещества. Примером может служить Au (Tпл = 1063 С) в Ge. Этот случай реализуется, как правило, когда диаграмма состояния системы полупроводник–примесь относится к диаграммам состояния с ограниченной растворимостью компонентов друг в друге. Рассмотрим диаграмму состояния системы Ge–Au, показанную на рис. 5.5. Из рисунка следует, что с ростом содержания Au в интервале 0–73% Tпл сплава понижается до 365 С, то есть становится меньше, чем TплGe, и лишь затем снова повышается. Линиями солидуса на диаграмме состояния вблизи Ge будут эвтектическая горизонталь (365 С) и линия вблизи чистого германия, которая не изображена на рис. 5.5 из-за малой растворимости Au в твердом Ge (в линейном масштабе она вырождается в вертикальную линию). Известно, что максимальная растворимость Au в твердом Ge не превышает 1.5·1016 см3, то есть составляет 4·105 ат.% при температуре T = 921 С. Если сопоставить это значение с соответствующим значением концентрации Au в Ge на линии ликвидуса, то K 0 получится тот же, что показан на рис. 5.4, то есть 10 5.

5.2. Коэффициент разделения примесей Рис. 5.4. Зависимости коэффициентов разделения примесей в точке плавления Si (сверху) и Ge (снизу) от тетраэдрических радиусов примесных атомов [32].

Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.5. Диаграмма состояния системы Ge–Au.

Таким образом, следует еще раз подчеркнуть, что равновесный коэффициент разделения K0 определяется видом фазовой диаграммы, а в конечном счете — свойствами взаимодействующих атомов. Обращает на себя внимание тот факт, что для всех переходных металлов (Fe, Co, Mn, Ni) в Ge и Si характерны очень малые K0 105 –106, точность определения которых, естественно, не может быть высокой. Все эти примеси, включая Au и Ag, относятся к разряду «глубоких» и даже в малых концентрациях оказывают сильное влияние на времена жизни неравновесных носителей заряда. Отделим эту группу примесей от группы «мелких» водородоподобных примесей. В дальнейшем будем особо рассматривать условия их вхождения в решетку, их диффузию и растворимость. Для полупроводниковых соединений характерен тот же интервал значений K0, что и для Ge и Si, но большее количество примесей имеет K0 > 1 и корреляция коэффициентов разделения с ковалентными радиусами примесей более слабая. Очистка полупроводниковых соединений сопряжена с большими трудностями, чем очистка элементарных полупроводников. Поэтому обычно очистку соединений начинают с очистки входящих в соединение компонентов, а затем производят синтез предварительно очищенных компонентов. Суммарное содержание остаточных примесей в исходных материалах обычно составляет величину 104 –105 %. Часто синтез совмещают с последующей дополнительной очисткой соединения путем направленной или зонной кристаллизации расплава (см. ниже). Однако, как правило, даже в чистом с химической точки зрения соединении остаются собственные дефекты, возникающие из-за отклонения состава от стехиометрического (неточности в соотношении числа атомов компонентов в соединении относительно формульного состава). К таким соединениям относятся, например, соединения 5.2. Коэффициент разделения примесей Рис. 5.6. Схематическое изображение распределения примесей на границе раздела твердой и жидкой фаз при различных условиях кристаллизации: а — в равновесных условиях;

б — в неравновесных условиях.

AII ВVI, AIV BVI. В этом случае на первый план выходят не методы очистки соединения, а методы, позволяющие приблизить состав кристалла к стехиометрическому (например, отжиг при фиксированном парциальном давлении более летучего компонента, см. гл. 4). Синтез разлагающихся соединений проводят либо в запаянных кварцевых ампулах при контролируемом давлении паров летучего компонента в рабочем объеме, либо под слоем жидкого флюса (например, особо чистый обезвоженный борный ангидрид). Синтез соединений, имеющих большое давление паров летучего компонента над расплавом, осуществляется в камерах высокого давления.

5.2.2. Эффективный коэффициент разделения примесей До сих пор мы рассматривали равновесные коэффициенты разделения, рассчитываемые из фазовых диаграмм или получаемые методом, основанным на измерении концентрации свободных носителей в легированных полупроводниках. И в том, и в другом методах коэффициент разделения определялся в условиях, близких к равновесным. Эти условия, как правило, выполняются при достаточно малых скоростях кристаллизации расплава. В этом случае концентрация примеси CL, растворенной в расплаве, одинакова во всем его объеме (рис. 5.6,а), а ее концентрация в закристаллизовавшейся части CS = K0CL.

Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов В реальных условиях фронт кристаллизации движется со скоростью большей, чем скорость диффузии примесей в расплаве. Пусть для определенности K0 < 1. Тогда по мере роста кристалла со скоростью V за счет того, что твердая фаза содержит меньше примеси, чем исходный расплав, из которого она образуется, концентрация примеси в расплаве у границы раздела возрастает. Накопление избытка примеси, выделяющейся у движущегося фронта кристаллизации, приводит к образованию перед ним диффузионного слоя, из которого примесь путем диффузии переходит в объем расплава (рис. 5.6,б). Если же равновесный коэффициент разделения примеси K0 > 1, то вблизи поверхности роста ощущается недостаток примеси. В стационарном режиме роста кристалла должен существовать поток примесного компонента от границы роста в глубь расплава, если К0 < 1, или к ней, если К0 > 1. В этих условиях содержание примеси в закристаллизовавшейся части кристалла CS определяется концентрацией примеси в расплаве у фронта кристаллизации CL(0). Так как CL(0), как правило, неизвестна, то в этих неравновесных условиях связь между концентрациями примеси в твердой CS и жидкой CL фазах определяется с помощью эффективного коэффициента разделения K: K = CS /CL, (5.5) где CL — средняя концентрация примеси в расплаве. Найдем связь между эффективным K и равновесным K0 коэффициентами разделения примеси. Для этого необходимо найти зависимость, описывающую распределение концентрации примеси в расплаве перед движущемся фронтом кристаллизации. Математически распределение примеси в системе кристалл–расплав описывается дифференциальным уравнением массообмена в движущейся среде: dC/d = w · grad C + D2 C, (5.6) где w — скорость движения расплава, D — коэффициент диффузии, — время. Без ущерба для общности решение поставленной задачи можно получить, решив это уравнение для одного направления, перпендикулярного границе раздела кристалл–расплав. Пусть начало координат совпадает с границей раздела кристалл–расплав, а положительное направление соответствует движению в глубь расплава. В этом случае уравнение примет вид: (5.7) dC/d = wx dC(x)/dx + Dd2C(x)/dx2. Пусть D = const в диффузионном слое, а режим роста кристалла установившийся, то есть dC/d = 0. Тогда уравнение (5.7) примет вид: Dd2C/dx2 wx dC/dx = 0. (5.8) 5.2. Коэффициент разделения примесей Пусть в пределах слоя скорость движения расплава wx равна скорости роста кристалла V, то есть wx = V ;

концентрация примеси в твердой фазе равна CS, а в глубине жидкой фазы (при x > ) CL — средней концентрации примеси в расплаве;

CL(0) — концентрация примеси в расплаве на границе раздела фаз при x = 0. Граничные условия определяют из равенства потоков примеси, подводимого к границе раздела фаз за счет оттеснения ее из твердой фазы и отводимого от нее вследствие диффузии. Таким образом, V [CL(0) CS ] + DdC/dx = 0 C = CL при x = 0, при x =. (5.9) Решение уравнения (5.8) с граничными условиями (5.9) при x = 0 имеет вид: V CL(0) CS = exp. (5.10) CL CS D Вводя равновесный K0 = CS /CL(0) и эффективный K = CS /CL коэффициенты разделения и обозначая V /D =, получим уравнение, связывающее их между собой: K(V ) = K0. K0 + (1 K0 ) exp() (5.11) Как видно, значение K зависит от скорости выращивания кристалла V, а также от значения и коэффициента диффузии примеси в расплаве D. Величина D для большинства систем полупроводник–примесь (в расплаве) лежит в диапазоне 105 –104 см2 /с, а значение может меняться от 1 до 103 см в зависимости от условий выращивания;

V обычно выбирают 1–3 мм/ч. — безразмерная величина, называемая приведенной скоростью кристаллизации. На рис. 5.7 представлен график зависимости K от для разных K0. Видно, что увеличение приведенной скорости кристаллизации смещает K в сторону 1 независимо от значения равновесного коэффициента разделения K0. И, наоборот, уменьшение приближает K к K0. Ясно, что для повышения эффективности процесса очистки необходимо предельно приблизить значение K к K0, что может быть достигнуто уменьшением скорости кристаллизации. Того же эффекта можно достичь, проводя очистку кристаллизацией в условиях интенсивного перемешивания жидкой фазы. В этом случае отвод примеси от фронта кристаллизации (при K0 < 1) в основном осуществляется не за счет диффузии в жидкой фазе, а за счет конвекции, что существенно уменьшает Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.7. Зависимости эффективного коэффициента разделения примесей K от приведенной скорости роста = V /D [37].

содержание примеси у фронта кристаллизации по сравнению с ее содержанием, получаемым без перемешивания, и уменьшает K, приближая его к K0.

5.3. Методы и принципиальные возможности очистки кристаллизацией Рассмотрим сущность основных методов очистки кристаллизацией. Для того, чтобы обеспечить получение материала с предельной степенью чистоты кристаллизационными методами необходимо, чтобы кристаллизация начиналась в заданном месте и происходила в определенном направлении, то есть необходимо создать четкую границу между твердой и жидкой фазами и обеспечить ее медленное и равномерное движение вдоль очищаемого слитка. Эти условия достигаются заданием градиента температуры, обеспечивающего направленный отвод тепла и направленное продвижение фронта кристаллизации. При этом, в зависимости от значений K, примесь будет или «захватываться» твердой фазой (K > 1), освобождая от нее расплав, или оттесняться от границы раздела в расплав (K < 1). В первом случае части слитка, затвердевающие позже, будут чище предыдущих;

во втором случае наиболее чистой оказывается начальная часть слитка. При рассмотрении процессов очистки кристаллов, выращиваемых из расплава, все многообразие методов выращивания кристаллов направленной кристаллизацией можно свести к двум идеализированным схемам: нормальной направленной кристаллизации и зонной плавке. В частности, первой схемой описывается процесс очистки кристаллов, выращиваемых широко используемым в промыш 5.3. Методы кристаллизационной очистки Рис. 5.8. Схема выращивания кристалла методом нормальной направленной кристаллизации.

Рис. 5.9. Схема выращивания кристалла методом вытягивания из расплава.

ленной практике методом вытягивания кристаллов из расплава. В методе нормальной направленной кристаллизации вещество расплавляют в тигле заданной формы, который затем медленно охлаждают с одного конца, осуществляя отсюда направленную кристаллизацию (рис. 5.8). В методе вытягивания кристаллов из расплава в расплав опускают затравку в виде небольшого монокристалла, которую затем непрерывно перемещают вверх. Затравка увлекает за собой жидкий столбик, который, попадая в зону более низкой температуры, непрерывно кристаллизуется. Схема этого метода показана на рис. 5.9 (более подробно см. гл. 6). При зонной плавке в слитке вещества расплавляют только небольшую зону, которую перемещают вдоль образца. По мере ее направленного продвижения впереди зоны происходит плавление вещества, а позади — его кристаллизация (рис. 5.10). Степень чистоты вещества и распределение примеси вдоль кристалла в каждой из идеализированных схем различаются и являются характеристиками схемы. В настоящее время зонная плавка стала одним из наиболее распространенных кристаллизационных методов, применяемых для глубокой очистки многих материалов. Используя основные законы фазовых превращений в многокомпонент Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.10. Схема выращивания кристалла методом зонной плавки.

ных системах, выведем аналитические выражения для распределения концентрации остаточной примеси в твердой фазе в методах нормальной направленной кристаллизации и зонной плавки. Рассмотрим наиболее распространенный случай — бинарную систему (полупроводник — примесь) при небольшой концентрации примеси. Достаточно четкое и надежное математическое описание распределения примеси при направленной кристаллизации бинарной системы может быть получено только в некотором приближении. Пусть: 1. Процессами диффузионного перераспределения компонентов в твердой фазе можно пренебречь, то есть коэффициент диффузии компонентов в твердой фазе (5.12) DS = 0. 2. Перераспределение компонентов и соответственно выравнивание состава в жидкой фазе происходит мгновенно, то есть коэффициент диффузии в жидкой фазе (5.13) DL =. Это условие обычно называют условием полного перемешивания жидкой фазы. 3. Значение эффективного коэффициента разделения постоянно, то есть K = const. (5.14) Это допущение справедливо в области малых концентраций примеси, когда K не зависит от концентрации примеси. Кроме того, так как K зависит и от скорости роста кристалла (уравнение (5.11)), то условие K = const также подразумевает постоянство скорости роста кристалла на протяжении всего процесса: V = const. (5.15) 4. При плавлении и затвердевании объем кристаллизуемого материала не изменяется, то есть плотности жидкой и твердой фаз равны: L = S =. (5.16) 5.3. Методы кристаллизационной очистки 5. В системе нет летучих и диссоциирующих компонентов. Рассмотрим в рамках сделанных предположений распределение примеси в кристалле, выращиваемом разными методами.

5.3.1. Распределение примесей при нормальной направленной кристаллизации Этой схемой описывается распределение примесей в кристаллах, выращенных методом нормальной направленной кристаллизации и методом вытягивания из расплава. Пусть в некоторый момент времени объем расплава составляет VL (рис. 5.8), а CL и CS — концентрации примесного компонента в расплаве и кристалле соответственно. Для определенности пусть K < 1. Так как слиток вначале расплавлен весь, то его состав вследствие перемешивания усредняется и равен исходной концентрации примеси в жидкой фазе C 0. Пусть при понижении температуры закристаллизовался объем расплава, равный dVL. Тогда количество примесного компонента, перешедшего из расплава в кристалл, составит CS dVL. В жидкой фазе при этом останется избыточное по отношению к начальному количество примесного компонента (CL CS )dVL. Оно приведет к изменению концентрации примеси в расплаве: CL(VL ) CS (VL ) dCL(VL ) = dVL. (5.17) VL Опуская аргумент у функций CS и CL и учитывая, что K = CS /CL, получаем CL KCL (1 K)CL dCL = dVL = dVL. (5.18) VL VL Знак минус перед дробью означает, что при уменьшении объема расплава концентрация примесного элемента в нем увеличивается. Интегрирование проводится при начальных условиях: CS |VL =V0 = KCL|VL =V0 = KC0, (5.19) где V0 — общий объем материала. Разделим в выражении (5.18) переменные и проинтегрируем его:

VL V0 dVL VL = 1 1K CS /K C dCL CL, (5.20) CS = KC0 (VL /V0 )(K1).

Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.11. Распределение относительной концентрации примеси с различными значениями K по длине кристаллов, выращенных нормальной направленной кристаллизацией (L — длина слитка) [37].

Переходя теперь от доли расплава VL /V0, остающейся жидкой в момент кристаллизации слоя состава CS (VL ), к доле вещества g, закристаллизовавшейся к этому моменту, g = 1 VL /V0, получим CS (g)/C0 = K(1 g)(K1). (5.22) Эта зависимость для различных K представлена на рис. 5.11. Видно, что специфика очистки с помощью метода нормальной направленной кристаллизации заключается в перемещении примеси в тот или другой конец слитка. Максимальная степень очистки имеет место в начале (K < 1) или конце (K > 1) слитка. Заметим, что при K < 1 CS (g)/C0 по мере приближения g к 1 неограниченно возрастает, то есть как бы ни была мала концентрация примеси в расплаве C0 в начале, концентрация ее в конечных частях кристалла согласно (5.22) должна быть безгранично большой, что противоречит физическому смыслу. Это противоречие является следствием нарушения допущения, что K = const, в конечных частях кристалла и поэтому выражение (5.22) не справедливо для этих частей кристалла. Недостаток этого метода — его принципиальная однократность. Чтобы очистить материал более чем в K раз, необходимо удалить загрязнен(5.21) 5.3. Методы кристаллизационной очистки ную часть слитка и только тогда повторить цикл снова. Но любые манипуляции с материалом являются источниками его поверхностного загрязнения. Для повышения эффективности очистки необходимо проведение многократной направленной кристаллизации без какого-либо взаимодействия материала с внешней средой. Эта цель достигается с помощью метода зонной плавки.

5.3.2. Распределение примесей при зонной плавке При зонной плавке в начале слитка из очищаемого материала с помощью специального нагревателя (например, катушки высокочастотного нагрева) создается узкая расплавленная зона, которая затем движется вдоль слитка. Схема расположения зоны в произвольной части слитка показана на рис. 5.10. Расплавленная зона заключена между двумя твердыми частями кристалла: уже затвердевшей и еще не расплавленной. Проходя по слитку, она «вбирает» в себя примесь (при K < 1), перенося ее к концу. Принципиальным отличием зонной плавки от нормальной направленной кристаллизации является то, что доведенная до конца слитка зона может быть «перекинута» в его начало, где при повторном ее проходе она контактирует с уже предварительно очищенными участками, извлекая из них оставшиеся примеси и продолжая таким образом очистку материала. Пусть при количественном рассмотрении распределения примеси в твердой фазе в случае зонной плавки остаются в силе все допущения, в которых получена формула (5.22), и пусть длина зоны l в течение всего времени проведения процесса остается постоянной: l = const. Следует отметить, что поскольку при зонной плавке весь образец сразу не плавят, то его состав не усредняется. Поэтому распределение примеси в кристалле после зонной плавки в отличие от нормальной направленной кристаллизации должно зависеть от вида исходного распределения примеси в заготовке. Рассмотрим распределение примеси в кристалле после первого прохода зоны через слиток с длиной L, постоянной площадью сечения S и первоначальным равномерным распределением примеси C0 по нему. Пусть зона находится на расстоянии x от начала слитка (рис. 5.10). Положение зоны будем определять по границе ее затвердевания. Концентрация примеси в расплавленной зоне — CL(x). Рассмотрим баланс примеси в зоне в процессе ее движения. Если зона сдвинется на расстояние dx, то из расплава у фронта кристаллизации в кристалл перейдет количество примеси, равное dML = KCL(x)S dx. (5.23) Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.12. Распределение относительной концентрации примеси с различными значениями K по длине кристаллов, выращенных зонной плавкой, после первого прохода зоны [37].

У другого края зоны, где произошло расплавление слоя исходного слитка, в зону поступит количество примеси, равное dML = C0 S dx. (5.24) Тогда изменение концентрации примеси в расплавленной зоне при ее перемещении на dx будет dCL(x) = C0 KCL(x) dML dML = dx. lS l l (5.25) Концентрация примеси в начальном положении зоны CL(0) = 1 l C0 (x) dx = C0.

(5.26) Интегрирование выражения (5.25) с учетом начальных условий (5.26) дает: (5.27) CS (x) = C0 [1 (1 K) exp(Kx/l)]. Эта зависимость в приведенных координатах для различных K представлена на рис. 5.12 (в приведенных координатах2 вид кривой относительной концентрации CS (x)/C0 не зависит от длины зоны). Как видно 2 В приведенных координатах расстояние от начала образца измеряется в единицах длины расплавленной зоны x/l.

5.3. Методы кристаллизационной очистки из рис. 5.11 и 5.12, при x = 0 отношение CS (0)/C0 при зонной плавке будет принимать то же значение, что и при нормальной направленной кристаллизации при VL = 0. Однако с ростом x, из-за малого объема зоны, нарастание CS (x) идет более быстро. При x l/K CS (x) = C0, то есть очистка прекращается. Это связано с накоплением примеси в зоне до концентрации CL(x) = C0 /K. Ясно, что при K < 1 накопление примеси в зоне будет происходить тем быстрее, чем меньше l. Поэтому длина зоны не должна быть слишком малой. Например, пусть l = 0.1L, тогда при K < 1 условие «насыщения» зоны примесью не выполняется в пределах всего слитка, и слиток будет эффективно очищаться до x < 0.9L, то есть пока правый конец зоны не дойдет до конца слитка. После этого распределение (5.27) перестает действовать, поскольку длина зоны начинает уменьшаться, и дальнейшая кристаллизация расплава (на последнем участке 0.9L < x < L) происходит по схеме нормальной направленной кристаллизации. Распределение примеси в этом случае описывается зависимостью (5.22), где в качестве C0 (начальные условия) должна быть взята величина CS (L l), определяемая уравнением (5.27). При K = 10 и l = 0.1L условие «насыщения» зоны примесью выполняется практически с самого начала ее движения, поэтому эффекта очистки нет вплоть до x < 0.9L, когда начинает действовать распределение (5.22). Зонная плавка неприменима для очистки от примесей с K > 1. Однако с учетом распределения примеси в пределах последней зоны (5.22), которая при последующих проходах зоны будет сдвигаться влево, эффект очистки возможен, но он описывается уравнением (5.22). Рассмотрим результаты последующих проходов зоны по образцу единичного сечения. При продвижении зоны на расстояние dx при n-ом проходе по образцу расплавляется часть слитка с концентрацией приме(n1) (x+l), созданной в данном сечении предыдущим проходом зоны, си CS (n) и затвердевает часть зоны с концентрацией примеси KC L (x). Таким образом, (n) C (n1)(x + l) KCL (x) (n) dx (5.28) dCL (x) = S l или, переходя к концентрации примеси в твердой фазе и опуская для простоты индекс S, получаем dC (n)(x) K (n) K + C (x) = C (n1)(x + l). (5.29) dx l l Это уравнение применимо для всего слитка, исключая последнюю часть (L nl) (область последней зоны с каждым проходом расширяется Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов на длину зоны). Рассмотрим решение этого уравнения для участка от начала слитка до (L nl). Это тот участок, на котором на распределении примеси не сказывается изменение характера распределения примеси в последней зоне Общее решение уравнения (5.29) имеет вид: C (n)(x) = K l x C (n1) (x + l) eKx/l dx + const eKx/l.

(5.30) Постоянная интегрирования определяется из условия:

(n) C (n)(0) = KCL (0) = K l l C (n1) (x) dx.

(5.31) Подстановка ее в предыдущее уравнение дает C (n) (x) = K Kx/l e l x l C (n1)(x + l) eKx/l dx + 0 C (n1)(x) dx.

(5.32) Это выражение определяет концентрацию примеси в любом сечении слитка после n-го прохода зоны. Как видно из (5.32), фактором, определяющим C (n) (x), является не только C (n1)(x), но и C (n1)(x + l), причем C (n1) (x + l) с каждым проходом все сильнее отличается от C (n1)(x) (см. рис. 5.13). С другой стороны, все меньшую роль играет уход примеси в твердую фазу. Поэтому с ростом n отношение C (n)(x)/C (n1) (x) стремиться в пределе к 1, что означает прекращение очистки. Таким образом, в результате многократных проходов зоны по образцу распределение примеси в нем асимптотически стремится к некоторому предельному распределению, которое не может быть изменено последующим проходом зон. Для полубесконечного образца предельное распределение примеси в нем может быть найдено следующим образом. Пусть конечное распределение примеси в образце будет Ck (x). Тогда концентрация примеси в расплавленной зоне с учетом того, что при ее перемещении вдоль образца распределение примеси по длине образца не меняется, будет CL = 1 l x+l Ck (x) dx.

x (5.33) Так как концентрация примеси в твердой фазе в точке x равна KC L, то Ck (x) = K l x+l Ck (x) dx.

x (5.34) 5.3. Методы кристаллизационной очистки Решение этого уравнения будет: Ck (x) = A exp(Bx), где A = C0 BL/(eBL 1), а B является решением трансцендентного уравнения K(eBl 1) = Bl.

(5.35) (5.36) (5.37) Например, пусть l = 0.1, K = 0.1. Тогда B = 36, а Ck (0)/C0 = 1014. При l = 0.1 и K = 0.01 B = 64, а Ck (0)/C0 = 1026. Как видно, принципиальные возможности зонной плавки в очистке весьма велики. Однако формула (5.35) получена без учета эффекта «последней» зоны. Учет этого эффекта накладывает ограничения на длину зоны «сверху», так как он наступает тем раньше, чем больше l. При многократных проходах зоны, как уже отмечалось, последняя зона будет сдвигаться к началу слитка. Результирующие поправки к C n (x) с учетом этого эффекта рассчитаны в [38], а само предельное распределение примеси показано на рис. 5.13 вместе с распределениями примеси по длине образца после каждого из девяти предыдущих проходов зоны. Видно, что конечное отношение Cn=10 (0)/C0 на несколько порядков превышает рассчитанное без учета эффекта последней зоны. Таким образом, существуют два ограничения на величину размеров зоны l — сверху и снизу, — поэтому выбор l должен быть оптимальным. Как правило, выбирают l 0.1L.

5.3.3. Модификация метода очистки зонной плавкой. Контроль чистоты материала и оценка содержания в нем примесей На степень очистки материала методом зонной плавки влияют такие параметры, как ее скорость, чистота контейнера, в котором она производится, и температура плавления очищаемого материала. В реальных условиях фронт кристаллизации может двигаться со скоростью большей, чем скорость диффузии примеси в расплаве. В этих неравновесных условиях связь между концентрациями в твердой и жидкой фазах описывается с помощью эффективного коэффициента разделения K. Для повышения эффективности процесса очистки необходимо предельно приблизить значение K к K0. Это может быть достигнуто за Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.13. Распределение примеси с K = 0.1 при l = 0.1 после n проходов зоны (n = 10) с учетом эффекта последней зоны [38].

счет уменьшения скорости кристаллизации (уменьшения скорости движения зоны). Как правило, для того чтобы в зоне действительно успевало установиться равновесное распределение оттесненной примеси, берут скорость движения зоны, равную 1–3 мм/ч. Если учитывать, что для получения предельной очистки необходимо 10 проходов зоны (см. рис. 5.13), то результирующее время очистки оказывается довольно большим. В процессе всего этого времени расплав контактирует с горячим контейнером и окружающими элементами разогретой установки. Если контейнер недостаточно чист, то он сам служит непрерывным источником примесей, и, таким образом, именно эти примеси, а не примеси в исходном материале, лимитируют степень очистки. В промышленных условиях, где длина очищаемых слитков может превышать 0.5 м, для сокращения времени очистки зонную плавку проводят в многосекционном виде, то есть по длине слитка располагают несколько расплавленных зон одновременно. Однако и в этом случае время контакта очищаемого материала со стенками контейнера достаточно большое. Поэтому проблема контейнера ставит в некоторых случаях непреодолимые трудности перед «глубокой» очисткой материала. Характерным примером может служить кремний, который в расплавленном состоянии активно реагирует с графитом и кварцем, широко использующимися в качестве материалов для контейнеров. Графит хорошо смачивается расплавленным кремнием, поэтому отделить после плавки материал от контейнера оказывается невозможно. Взаимодействие расплавленного кремния с кварцем приводит к загрязнению расплава при 5.3. Методы кристаллизационной очистки месями, имеющимися в кварце, в первую очередь кислородом, а также к растрескиванию слитка и кварцевой лодочки при остывании их после прохода зоны. Концентрация кислорода в таком «очищенном» кремнии превышает 1018 см3. Для устранения этих явлений был разработан специальный вид зонной плавки — вертикальная бестигельная зонная плавка, — при которой расплавленная зона контактирует только с газовой фазой. Вертикальная бестигельная зонная плавка обеспечивает возможность металлургической очистки кремния и получения его с широким диапазоном сопротивлений и малым содержанием кислорода. Схема такой установки приведена на рис. 6.4,б. Важнейшим отличительным признаком монокристаллов кремния, полученных бестигельной зонной плавкой в вакууме, является малое содержание в них кислорода (1016 см3 ). Это связано с тем, что кислород быстро испаряется из расплавленного Si, поэтому для получения кристаллов с малым содержанием кислорода обычно достаточно одного прохода зоны в вакууме независимо от его содержания в исходном Si. При плавке в газовой атмосфере, меняя состав газовой фазы, можно получить Si с заданным содержанием кислорода. Поэтому именно бестигельный метод используется для получения особо чистого, «бескислородного» кремния, необходимого для изготовления работающих при комнатной температуре фотоприемников для ближней ИК- и видимой области спектра. Если кремний удается очистить до остаточной концентрации носителей заряда n(p) = |Nd Na | < 1012 см3, где Nd и Na — концентрации доноров и акцепторов в кремнии соответственно ( > 10 3 Ом · см), и он характеризуется достаточно высокими временами жизни неравновесных носителей заряда n(p) > 100 мкс, то такой материал имеет марку «детекторный», и из него изготавливают чувствительные фотоприемники, работающие без специального охлаждения. Однако их стабильная по времени работа (фоточувствительность) зависит от такого параметра материала, как степень компенсации примесей Nd /Na. Чем больше Nd /Na отличается от 1, тем стабильнее фоточувствительность. Поэтому целью очистки является не только повышение, но и получение слабо компенсированного материала. Для того, чтобы получить слабо компенсированный материал, годный для изготовления фотодетекторов, надо определить необходимое для этой цели число проходов зоны по кремнию. При этом для оценки степени чистоты материала нужно, во-первых, найти зависимость удельного сопротивления от числа проходов зоны в Si и, во-вторых, определить степень компенсации примесей в уже очищенном материале. Обычно Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.14. Зависимость отношения удельного сопротивления к собственному i от числа проходов зоны n в кремнии (сплошная линия) и в германии (пунктирная линия).

при очистке кремния методом вертикальной бестигельной зонной плавки пользуются предварительно очищенным от бора кремнием (например, химическими методами). Это связано с тем, что коэффициент разделения бора в кремнии близок к 1, и избавиться от него металлургическими методами чрезвычайно сложно. Однако было обнаружено, что при промежуточном контроле за степенью очистки материала, требующем нанесения и затем снятия контактов (после каждого прохода зоны), в кристалл при последующем зонном проходе вносится бор в концентрации 2.5 · 1012 см3. Возникает проблема с определением зависимости (n). Для того, чтобы избежать загрязнения кремния бором, но иметь возможность определения после каждого прохода зоны, необходимо вести зонную плавку, непрерывно смещая при каждом последующем проходе 1 вдоль начальное положение зоны на контролируемое расстояние xn слитка. Тогда на соответствующих участках после окончания полного цикла очистки можно будет измерить удельное сопротивление, не боясь внести бор в объем материала. Зависимость удельного сопротивления кремния от числа проходов зоны n показана на рис. 5.14. Для сравнения приведена и соответствующая зависимость для германия. Анализ содержания остаточных примесей в предельно очищенном Si показывает, что основной акцепторной примесью является бор, а неосновной (донорной) — фосфор. При этом в процессе очистки N a остается примерно неизменным при всех n (так как KB 1), а Nd уменьшается с ростом n. Таким образом (в отличие от Ge), кристалл с удельным сопротивлением, близким к удельному сопротивлению собственного кремния i, отвечает не наиболее чистому, а компенсированному материалу. Наиболее чистым по суммарной концентрации примесей (N d + Na ) является материал p-типа после 7 проходов, хотя |N d Na | в нем на 5.3. Методы кристаллизационной очистки порядок выше, чем в том же материале после 4–5 проходов. После 7–10 проходов зоны Si очищается от всех примесей кроме бора, который определяет величину конечного сопротивления Si при полной очистке или степень компенсации при легировании примесями n-типа. Для увеличения чистоты Si по бору или получения некомпенсированного Si дырочного типа с высоким сопротивлением применяется специальный метод зонной плавки: так называемая плавка в атмосфере влажного водорода. В основу этого метода положено удаление бора из расплава за счет реакции с газовой фазой. Используются обычные установки зонной плавки, но в них над расплавом пропускается водород, насыщенный парами воды. Степень очистки растет с уменьшением скорости перемещения зоны и с увеличением числа проходов зоны. Наряду с летучими соединениями бора происходит улетучивание и части кремния, который осаждается в виде окислов вместе с окислами бора на стенках установки. Наиболее эффективным методом контроля количественного содержания донорных и акцепторных примесей, степени их компенсации и общего качества материала является исследование температурных зависимостей концентрации основных носителей заряда (постоянной Холла RH (T)) и удельного сопротивления (T) в широкой области температур, включая область частичной и полной ионизации примесей. Параллельные измерения и RH обеспечивают возможность определения температурной зависимости холловской подвижности носителей заряда µx = RH /, которая характеризует степень компенсации и однородность материала. Рассмотрим возможности этого метода контроля чистоты материала на примере кремния (для определенности пусть у нас будет Si p-типа). Как известно [6], температурная зависимость концентрации носителей заряда в области полной ионизации примесей определяется соотношением p(n) = |Nd Na |. В области низких температур, когда справедливо неравенство p(T) Nd, Na, |Nd Na |, зависимость p(T) определяется уравнением: Eav (Na Nd )Nv exp p(T) =, (5.38) gNd kT где g — фактор вырождения, Nv — эффективная плотность состояний в валентной зоне, Eav — энергия ионизации доминирующей (в нашем случае акцепторной: бор) примеси. Соответствующие кривые p(T) после 5 и 7 проходов зоны показаны на рис. 5.15,а;

температурный ход подвижности — на рис. 5.15,б. Значительно более короткие кривые p(T) и µx (T) после 5 прохода не случайны, так как они относятся к сильно компенсированному материалу, измерения параметров которого, из-за сильной Глава 5. Получение чистых полупроводниковых материалов Рис. 5.15. Температурные зависимости концентраций (а) и подвижностей (б) дырок после пяти и семи проходов зоны.

неоднородности и быстрого спада µx с понижением температуры, практически невозможны. Наличие экспоненты на кривой p(1/T ) с определенной энергией ионизации (для бора в кремнии Eav 0.05 эВ) позволяет определить величину (Na Nd )/Nd, в то время как величина (Na Nd ) легко находится из высокотемпературного плато p(T). Все вместе это позволяет определить концентрации «основной» и компенсирующей примесей раздельно. Кривая 7 на рис. 5.15 соответствует (Na Nd ) 5 · 1011 см3, и расчет дает, что Nd /Na = 0.2. В сочетании с величиной максимальной подвижности дырок µ = 105 см2 /В · с, этот результат очистки кремния можно считать хорошим.

Глава Выращивание объемных полупроводниковых монокристаллов Раздел 1. Получение кристаллов из жидкой фазы Все технологические методы выращивания монокристаллов из жидкой фазы можно разделить на две группы: выращивание из собственных расплавов и выращивание из растворов. Расплав — это жидкая фаза, состав которой соответствует составу кристаллизующегося нелегированного вещества или соединения. Раствор — это жидкая фаза, состав которой отличается от состава выращиваемого нелегированного вещества или соединения. Процесс кристаллизации из жидкой фазы состоит из следующих этапов: 1) подвода кристаллизующегося компонента к поверхности роста (фронту кристаллизации);

2) поверхностной диффузии (миграции по поверхности роста и встраивания атомов в кристалл);

3) диффузии в объеме кристалла (миграции в кристалле);

4) отвода скрытой теплоты кристаллизации от поверхности роста. Одним из основных параметров, характеризующих процесс кристаллизации, является скорость роста кристаллов. Она зависит от способа и скорости подвода питающего компонента к поверхности роста, механизма роста кристаллической грани и интенсивности отвода тепла от фронта кристаллизации. При росте кристалла из газообразной фазы считают, что питание ступеней (изломов) в основном осуществляется по Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников средством поверхностной диффузии атомов из адсорбированного слоя на растущей кристаллической грани. Потоком вещества из газообразной фазы непосредственно к ступеням полностью пренебрегают (см. гл. 4). Существенной особенностью роста из жидкой фазы по сравнению с ростом из газообразной фазы является то, что подвод питающего материала к растущей грани кристалла обеспечивается в основном объемной диффузией из жидкой фазы, так как даже в условиях интенсивного перемешивания расплава (раствора) у поверхности растущей грани кристалла всегда имеется тонкий слой неподвижной жидкости — диффузионный слой. Скорость роста кристалла в таких условиях будет тем меньше, чем больше толщина диффузионного слоя. Однако не следует полностью пренебрегать и питанием ступеней (изломов) посредством поверхностной диффузии адсорбированных частиц на растущей грани. Механизм роста кристаллической грани определяется главным образом ее строением, как и в случае роста кристаллов из газообразной фазы (см. гл. 4). Атомно-шероховатые (несингулярные) поверхности растут по нормальному механизму. В этом случае плотность центров роста сопоставима с плотностью поверхностных атомов и, как показывают расчеты для случая роста кристаллов из расплава, скорость роста поверхности пропорциональна переохлаждению на фронте кристаллизации (V T). Атомно-гладкие (сингулярные и вицинальные) поверхности растут по слоистому механизму при двухмерном зарождении ступеней роста (V T exp(1/T)) и по слоисто-спиральному механизму с участием винтовых дислокаций (V (T )2 ).1 Анализ процессов роста кристаллов из раствора показывает, что в этом случае, так же как и в случае роста кристаллов из газообразной фазы (см. ниже), при малых пересыщениях зависимость скорости роста поверхности по слоисто-спиральному механизму от пересыщения близка к параболической, а при больших пересыщениях становится линейной. Величина переохлаждения расплава или пересыщения раствора определяет образующуюся макроформу кристалла. При минимальном переохлаждении (пересыщении) образуются неограненные монокристаллы (наиболее равновесная форма роста), при больших переохлаждениях (пересыщениях) — ограненные монокристаллы, при еще больших переохлаждениях (пересыщениях) — дендриты (наименее равновесная форма роста). Внешняя форма неограненных монокристаллов определяется симметрией теплового поля, в котором происходит рост кристалла (см. ни1 Приведенные зависимости скорости роста кристаллов из расплава от переохлаждения для конкретного механизма роста кристаллических граней могут быть получены на основании законов диффузии [17].

6.1. Выращивание кристаллов из расплава же). Образующиеся центры кристаллизации разрастаются благодаря подводу кристаллизующегося вещества из жидкой фазы к фронту кристаллизации (процесс массопереноса). При этом выделяющаяся при кристаллизации теплота должна отводиться от поверхности раздела фаз, чтобы соблюдались температурные условия кристаллизации. Если внешний теплоотвод отсутствует, то теплота кристаллизации повышает температуру системы, и рост твердой фазы при достижении температуры плавления Tпл прекращается. Для непрерывного роста твердой фазы необходимо наличие и постоянство температурного градиента, а скорость роста при этом будет определяться интенсивностью отвода тепла. Таким образом, процессы тепло- и массопереноса наряду с кинетическими явлениями на поверхности роста играют определяющую роль в кинетике кристаллизации. Они могут быть описаны совокупностью дифференциальных уравнений тепло- и массопереноса. Строгое аналитическое решение такой системы уравнений в большинстве случаев крайне затруднено. Поэтому решение конкретной задачи часто проводят приближенно с привлечением представления о лимитирующей стадии процесса. Лимитирующей стадией процесса кристаллизации называется наиболее медленный ее этап, который и будет определять скорость роста монокристалла. Процессы переноса играют важную, а зачастую и определяющую роль в формировании кристалла, в образовании дефектов в кристалле, в процессах легирования и т. д. Более детально процессы переноса будут рассмотрены ниже при анализе процессов выращивания из жидкой и газообразной фаз.

6.1. Выращивание кристаллов из расплава Выращивание кристаллов из расплава в настоящее время является наиболее распространенным промышленным процессом, так как по сравнению с другими методами методы выращивания из расплава обладают наивысшей производительностью. Это обусловлено тем, что в расплавах диффузионные процессы в жидкой фазе (диффузия к фронту кристаллизации компонентов кристаллизующейся фазы) не являются лимитирующей стадией процесса. С помощью этих методов можно получать достаточно чистые кристаллы Ge и Si с высокими скоростями роста (до 10 мм/ч), более чем в сто раз превышающими скорости роста кристаллов при выращивании другими методами. Применительно к многокомпонентным полупроводникам рост из расплава является сравнительно простым Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников процессом, если эти материалы плавятся конгруэнтно или если они имеют невысокие давления паров компонентов при температуре плавления. В противном случае методика выращивания и аппаратура процесса значительно усложняются. Однако методы выращивания кристаллов из расплава обладают и определенными недостатками. Выращивание кристаллов из расплавов требует использования высоких температур роста, что в ряде случаев может создавать проблемы при контроле температурных градиентов, необходимых для выращивания кристаллов высокого структурного совершенства. Высокие температуры требуют также более высоких энергетических затрат при росте и способствуют загрязнению расплава, если он находится в тигле. В основе всех методов выращивания монокристаллов из расплава лежит направленная кристаллизация расплава, при которой зарождение и рост кристалла при наличии переохлаждения T в расплаве осуществляются на одной фазовой границе, а теплота от фронта кристаллизации отводится преимущественно в одном направлении. Это позволяет кристаллизовать расплав в виде одного монокристалла. Методы направленной кристаллизации подразделяются на три группы: методы нормальной направленной кристаллизации;

методы вытягивания из расплава;

методы зонной плавки.

6.1.1. Методы нормальной направленной кристаллизации В методах нормальной направленной кристаллизации заготовка расплавляется целиком, а затем расплав кристаллизуется с одного конца. Общим для этих методов является рост кристалла в контакте со стенками тигля, содержащего расплав. Создание переохлаждения на фронте кристаллизации осуществляют путем перемещения тигля с расплавом относительно нагревателя, создающего тепловое поле с градиентом температуры, или путем перемещения нагревателя относительно тигля. Кристаллизация также возможна и при охлаждении неподвижного тигля с расплавом в тепловом поле с температурным градиентом (получаемым путем неравномерной намотки печи) при программном снижении питающей печь мощности. В зависимости от расположения тигля с материалом различают горизонтальный и вертикальный методы нормальной направленной кристаллизации. Вертикальный метод получил название метода Бриджмена (рис. 6.1,а). Оборудование, необходимое для проведения процесса нормальной направленной кристаллизации, включает (рис. 6.1):

6.1. Выращивание кристаллов из расплава Рис. 6.1. Схема выращивания кристаллов методом нормальной направленной кристаллизации расплавов: а — вертикальная модификация (метод Бриджмена);

б — горизонтальная модификация.

1) тигель заданной формы, изготовленный из материала, химически стойкого по отношению к расплаву и газообразной среде, в котором проводится процесс кристаллизации;

2) печь, обеспечивающую создание заданного теплового поля;

3) систему регулирования температуры печи и механического перемещения контейнера или нагревателя. Суть метода нормальной направленной кристаллизации заключается в следующем. Предварительно тщательно очищенный исходный материал загружают в тигель и расплавляют;

процесс проводят в вакууме или в нейтральной атмосфере в герметичной камере. Затем начинается охлаждение расплава, причем наиболее интенсивному охлаждению подвергается оттянутый заостренный участок тигля: здесь зарождаются центры кристаллизации (рис. 6.1). Заостренный конец используется с целью увеличения вероятности образования только одного центра кристаллизации, поскольку объем расплава, находящегося в заостренной части тигля, невелик. Кроме того, в случае образования нескольких центров кристаллизации один из них, имеющий наиболее благоприятную ориентацию для роста, подавляет рост остальных зародышей. С течением времени по мере перемещения тигля с расплавом относительно нагревателя или перемещения нагревателя относительно тигля фронт кристаллизации перемещается в сторону расплава и постепенно весь расплав в тигле закристаллизовывается. Слиток будет монокристаллическим, если будет расти только один зародыш. Следует заметить, что, если используются методы нормальной направленной кристаллизации для выращивания кристаллов, то процессы зарождения и роста не контролируются с достаточной степенью точно Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников сти. Эти процессы зависят от формы фронта кристаллизации, от материала и качества изготовления тигля и всевозможных изменений условий роста. Особо следует остановиться на сильной зависимости совершенства выращиваемого кристалла от материала тигля. Для получения чистых кристаллов с минимальным количеством собственных дефектов необходимо выполнение следующих жестких требований, предъявляемых к свойствам материала тигля. Расплав и материал тигля не должны вступать в химическую реакцию. Расплав не должен смачивать стенки тигля, а после кристаллизации сцепляться с ним. Теплопроводность и тепловое расширение обоих материалов должны быть близки. Тигель должен обладать достаточной термической и механической прочностью. В качестве материала для изготовления тиглей наиболее часто применяют стекло, плавленный кварц, высокочистый графит, оксид алюминия (алунд), платину, нитрид алюминия и др. Применение затравок при выращивании кристаллов методами нормальной направленной кристаллизации затруднительно, особенно в случае вертикального расположения тигля. Это связано с недостаточно высокой точностью измерения теплового поля печи (малые температурные градиенты) и часто с невозможностью визуального наблюдения за фронтом кристаллизации и затравкой из-за непрозрачности материала тигля и стенок рабочей камеры. В результате этого в начальный период процесса может происходить либо полное расплавление затравки, либо неполное расплавление исходного материала. Процессы кристаллизации при горизонтальном расположении тигля отличаются от кристаллизации при вертикальном расположении тем, что, во-первых, механическое воздействие тигля на кристалл значительно меньше, и, во-вторых, тем, что фронт кристаллизации может быть доступен наблюдению, что позволяет использовать затравки. Однако управление формой фронта кристаллизации, особенно по вертикали, при горизонтальном расположении тигля значительно труднее, чем в случае вертикального расположения, ввиду асимметрии теплоотвода. Выращивание кристаллов проводят в печах при различных градиентах температуры. При механическом перемещении тигля относительно нагревателя или наоборот желательно создание двух изотермических областей с перепадом температуры между ними: одна область с температурой выше, а другая ниже Tпл (рис. 6.1). Практически ступенчатое распределение температуры достигается при использовании двухзонных печей с раздельным регулированием температуры и хорошей теплоизоляцией между зонами. Такое распределение температуры в печи позволяет одновременно с ростом проводить отжиг выращиваемого кристалла.

6.1. Выращивание кристаллов из расплава Рис. 6.2. Схема установки для выращивания кристаллов по методу Чохральского. 1 — затравочный шток, устройство подъема и вращения;

2 — верхний кожух;

3 — изолирующий клапан;

4 — газовый вход;

5 — держатель затравки и затравка;

6 — камера высокотемпературной зоны;

7 — расплав;

8 — тигель;

9 — выхлоп;

10 — вакуумный насос;

11 — устройство вращения и подъема тигля;

12 — система контроля и источник энергии;

13 — датчик температуры;

14 — пьедестал;

15 — нагреватель;

16 — изоляция;

17 — труба для продувки;

18 — смотровое окно;

19 — датчик для контроля диаметра растущего слитка.

Метод нормальной направленной кристаллизации имеет важное значение для получения крупных монокристаллов с достаточно высокой скоростью выращивания (1–10 мм/ч). Таким способом растят химические соединения, например PbTe, GaAs. Однако в случае GaAs из-за высокой летучести As приходится проводить выращивание в специальных условиях: при избыточном давлении паров мышьяка. Основным недостатком метода является трудность получения кристаллов достаточно высокого структурного совершенства.

6.1.2. Методы вытягивания кристаллов из расплава Данная группа методов в настоящее время является наиболее распространенной при промышленном производстве больших монокристаллов полупроводников с контролируемыми и воспроизводимыми свойствами. Принцип метода вытягивания кристаллов из расплава впервые был предложен Чохральским в 1916 г. Сейчас существует значительное количество различных его модификаций. Суть метода заключается в следующем. Исходный материал (в виде порошка или кусков поликристаллов), прошедший стадию тщательной очистки, загружают в тигель и нагревают до расплавления. Процесс проводят в вакууме или в атмосфере Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников инертного газа. Затравочный кристалл размером в несколько миллиметров, установленный в охлаждаемый кристаллодержатель и ориентированный в нужном кристаллографическом направлении, погружают в расплав. После частичного подплавления затравки и достижения определенного температурного режима начинается вытягивание таким образом, чтобы кристаллизация расплава происходила от затравочного кристалла. Диаметр растущего кристалла регулируется подбором скорости вытягивания и нагревом расплава. Установка для выращивания кристаллов методом Чохральского включает четыре основных узла (рис. 6.2): 1) печь, в которую входят тигель, механизм вращения, нагреватель, источник питания и камера;

2) механизм вытягивания кристалла, содержащий стержень с затравкой, механизм вращения затравки и устройство для зажима затравки;

3) устройство для управления составом атмосферы, состоящее из газовых источников, расходомеров, системы продувки и вакуумной системы;

4) блок управления, в который входят микропроцессор, датчики и устройства вывода. Рассмотрим более подробно основные стадии технологического процесса выращивания монокристалла методом Чохральского. Непосредственно перед началом выращивания кристалла проводят выдержку расплава при температуре, заметно превышающей температуру плавления. Такая выдержка необходима для очистки расплава от летучих примесей, которые, испаряясь из расплава, осаждаются на холодных частях камеры. На поверхности расплава не должно быть пленок или посторонних частиц, так как они могут приводить к образованию поликристаллов вместо требуемых монокристаллов. После очистки расплава его температура понижается до температуры, немного превышающей температуру плавления материала. Кроме того, система используемых нагревателя, экранов, подставки для тигля должна обеспечивать такое распределение температуры в расплаве, чтобы кристаллизация началась в точке погружения затравки. Этому случаю соответствует понижение температуры расплава от стенок и дна тигля к центральной части расплава. Температура в центральной части расплава должна немного превышать температуру плавления материала. Температура же стенок тигля в течение всего процесса должна быть выше Tпл (во избежание паразитной кристаллизации на стенках тигля). Затем производят прогрев затравки путем выдержки ее над расплавом при температуре возможно более близкой к температуре кристаллизации. Это необходимо для предотвращения термоудара в момент контакта более холодной затравки с поверхностью расплава, так как термоудар при 6.1. Выращивание кристаллов из расплава водит к существенному увеличению плотности дислокаций в затравке, которые прорастают в выращиваемый кристалл, ухудшая его структурное совершенство. Качеству затравки уделяют особое внимание, поскольку ее структурное совершенство во многом определяет совершенство выращиваемого кристалла. Затравки вырезают из монокристаллов, кристаллографически ориентированных относительно направления вытягивания определенным образом, с минимальной плотностью дислокаций. Поверхностные нарушения удаляют химическим травлением и полировкой. Сечение затравки (имеющее форму квадрата или треугольника) делают минимально возможным для того, чтобы число дислокаций, наследуемых выращиваемым монокристаллом и возникающих вследствие термоудара, было минимально. Однако сечение затравки не должно быть слишком малым, иначе произойдет разрыв между затравкой и выращиваемым монокристаллом при вытягивании. Затравка должна быть ориентирована таким образом, чтобы облегчить движение и выход на поверхность кристалла дислокаций, проросших из затравки, и обеспечить максимальную симметризацию формы растущего кристалла. Например, кристаллы со структурой типа алмаза на практике часто выращивают вдоль направления <111>, перпендикулярного плоскости с теми же индексами, так как плоскости {111} являются плоскостями скольжения, в которых легко перемещаются дислокации, образованные различными источниками. Стремление к выращиванию симметричных монокристаллов (цилиндры с постоянным по длине диаметром) имеет глубокую основу. Однородность формы означает однородность и симметрию теплового режима роста монокристаллов, постоянство скорости кристаллизации и, в конечном счете, однородность электрофизических параметров по длине и поперечному сечению кристалла (см. ниже). Как правило, для максимальной симметризации теплового режима системы тигель и растущий кристалл вращаются в противоположных направлениях, при этом обеспечиваются и наилучшие условия перемешивания расплава. После прогрева затравки ее конец погружают в перегретый расплав и частично подплавляют с целью удаления поверхностных дефектов и загрязнений. При этом граница раздела расплав–затравка оказывается расположенной над поверхностью расплава. Высота расположения границы раздела зависит от степени перегрева расплава и условий теплоотвода от затравки. В первом приближении можно считать фронт кристаллизации при вытягивании плоским, как показано на рис. 6.3. Тогда высоту цилиндрического столба расплава можно оценить, приравнивая вес столба жидкости, Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.3. Положение границы раздела кристалл–расплав при выращивании кристаллов методом Чохральского.

висящего на затравке, силам поверхностного натяжения, действующим по окружности фронта кристаллизации, и записать r 2 hl g = 2r, h = 2/rl g, (6.1) (6.2) где — коэффициент поверхностного натяжения расплава, l — плотность расплава, g — ускорение силы тяжести, r — радиус столба расплава, h — высота столба расплава. При сильном перегреве расплава возможен разрыв столба при вытягивании;

при слишком низкой температуре расплава вокруг затравки образуется область переохлаждения, вследствие чего даже при отсутствии перемещения происходит заметное наращивание кристалла на затравку. Поэтому вытягивание кристалла необходимо начинать при промежуточной между двумя этими случаями температуре, то есть когда затравка сцеплена с расплавом, но роста кристалла еще не происходит. При вытягивании кристаллизация происходит у границы раздела. На начальной стадии вытягивания после оплавления затравки производят формирование так называемой шейки монокристалла. При этом, как правило, диаметр шейки не превышает линейного размера поперечного сечения затравки, а длина составляет несколько ее диаметров. Формирование шейки производят понижая температуру расплава с большой линейной скоростью, что соответствует появлению больших осевых градиентов температуры. Это приводит к пересыщению вакансиями области монокристалла вблизи фронта кристаллизации, что при соответствующей кристаллографической ориентации затравки облегчает движение и выход на поверхность кристалла дислокаций, проросших из затравки. После операции формирования шейки посредством варьирования температурных условий роста кристалла осуществляется разращивание монокристалла от размеров шейки до номинального диаметра слитка, то 6.1. Выращивание кристаллов из расплава есть «выход на диаметр». Угол разращивания делается достаточно малым для предотвращения возникновения термических напряжений и соответственно увеличения плотности дислокаций. После выхода на диаметр температурные условия выращивания кристалла стабилизируют с целью получения монокристаллического слитка высокого структурного совершенства. Ведущая роль на данном этапе принадлежит тепловым условиям процесса, так как они определяют градиенты температуры в кристалле и расплаве, от которых, в свою очередь, зависят форма фронта кристаллизации, скорость роста кристалла, диаметр, структурное совершенство и, в конечном счете, электрофизические параметры выращиваемого кристалла. Рассмотрим процесс теплопередачи на фронте кристаллизации. Если температура расплава равна T, а температура кристаллизации — T0, то теплоподвод от расплава к фронту кристаллизации через столбик жидкости, пренебрегая его теплоизлучением, характеризуется величиной Q1 = l (T T0 )r 2 /h, (6.3) где l — теплопроводность расплава. При скорости вытягивания f на фронте кристаллизации будет выделяться количество тепла, равное Q2 = r 2 Ls f, (6.4) где L — скрытая теплота кристаллизации;

s — плотность кристаллизуемого материала. Теплоотвод через твердый образец равен Q3 = r 2 s dTs /dx, (6.5) где s — теплопроводность твердого вещества вблизи температуры плавления;

dTs /dx — температурный градиент в кристалле. В этом соотношении неявно учтен и теплоотвод посредством излучения, так как последний учитывается в результирующем градиенте температуры вдоль растущего кристалла [22]. Условие теплового баланса на границе раздела будет выполнено, если тепловой поток Q3, отводимый от фронта кристаллизации растущего кристалла, равен сумме теплового потока Q1, поступающего к фронту кристаллизации из расплава, и количества теплоты Q2, выделяющегося на фронте кристаллизации вследствие самой кристаллизации: Q1 + Q2 = Q3. Подстановка соответствующих значений Q и h приводит к выражению: l (T T0 )/h + Ls f = s dTs /dx, (6.6) 230 откуда Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников r= (s dTs /dx Ls f)2, l gl (T T0 ) (6.7) Из этого выражения видно, что при заданном градиенте температур вдоль растущего кристалла и постоянной скорости вытягивания диаметр выращиваемого кристалла обратно пропорционален перегреву расплава. Максимально возможная скорость вытягивания кристалла достигается тогда, когда поток тепла от расплава к границе раздела фаз полностью прекращен, то есть Q1 = 0. Это условие реализуется при сведении к минимуму градиента температуры в расплаве, то есть при T T0 = 0. В этом случае от фронта кристаллизации отводится только скрытая теплота кристаллизации, а максимально допустимая скорость вытягивания кристалла определяется выражением fmax = (s gradTs )/(Ls ) (6.8) и может достигать десятков мм/мин. Хотя в это выражение радиус кристалла явно не входит, можно показать, что он косвенно влияет на максимальную скорость вытягивания кристалла через результирующий градиент температур посредством учета теплоизлучения с поверхности растущего кристалла [38]. Существенное влияние на процессы теплопередачи оказывает характер атмосферы в ростовой камере. При выращивании кристаллов в вакууме теплопередача осуществляется только путем излучения. В газообразной же среде основную роль в процессе теплопередачи играют конвекционные процессы. В этом случае интенсивность теплопередачи возрастает с увеличением давления газа и его теплоемкости. Любые изменения теплового баланса на границе раздела кристалл–расплав нарушают установившиеся условия роста и приводят к изменениям диаметра выращиваемого слитка, что, как правило, сопровождается возникновением различных структурных дефектов в кристалле. Обязательным условием для выращивания совершенных монокристаллов является высокая стабильность скорости вытягивания, скоростей вращения растущего кристалла и тигля с расплавом, постоянство мощности, подводимой к источнику нагрева тигля. Для стабилизации условий роста современные установки для выращивания кристаллов оснащены автоматизированными системами поддержания температуры нагревателя, непрерывного контроля диаметра выращиваемого слитка, подъема и вращения тигля и кристалла. Наиболее перспективными управляющими системами являются цифровые микропроцессорные системы. Они поз 6.1. Выращивание кристаллов из расплава воляют уменьшить непосредственное участие оператора в процессе выращивания и дают возможность организовать программное управление многими этапами технологического процесса. Процесс выращивания кристалла завершается отрывом его от расплава. Перед отрывом диаметр кристалла плавно уменьшают, создавая обратный конус, чтобы ослабить тепловой удар, приводящий к размножению дислокаций в конечной части слитка. Затем производят достаточно медленное охлаждение выращенного кристалла для предотвращения образования в материале термических напряжений и дислокаций. Для этого после отрыва монокристалл поднимают на небольшое расстояние над расплавом и производят медленное снижение температуры нагревателя. Основными преимуществами методов вытягивания кристаллов из расплава по сравнению с методами нормальной направленной кристаллизации являются следующие. 1. Кристалл растет в свободном пространстве, не испытывая никаких механических воздействий со стороны тигля;

при этом размеры растущего кристалла можно достаточно произвольно изменять в пределах, допускаемых конструкцией установки. 2. Имеется возможность визуального наблюдения за процессом роста вытягиваемого кристалла. Это позволяет сопоставлять свойства получаемых кристаллов с условиями их выращивания и производить оптимизацию технологического процесса. 3. Имеется возможность использования затравки минимального размера. Масштабы применения метода вытягивания кристаллов из расплава можно проиллюстрировать на примере кремния. В настоящее время приборы на основе кремния составляют 98% всех производимых в мире полупроводниковых приборов, а основную массу монокристаллического кремния (мировой выпуск которого превышает 2 тыс. тонн в год) выращивают методом вытягивания из расплава. Непрерывно совершенствуется технологическая аппаратура, используемая при производстве Si. В результате выращенные кристаллы достигают в диаметре 150 мм и по длине 1 м. Кристаллы указанных размеров выращиваются практически бездислокационными. Этот же метод применяют и для выращивания большинства полупроводниковых соединений, имеющих не слишком высокие давления паров своих компонентов. Например, таким способом выращивают кристаллы InSb.

Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.4. Схема выращивания монокристаллов методом зонной плавки: а — горизонтальная зонная плавка;

б — вертикальная бестигельная зонная плавка (1 — затравка;

2 — выращиваемый кристалл;

3 — расплавленная зона;

4 — исходный материал;

5 — стенки герметичной камеры;

6 — индуктор;

7 — кристаллодержатель;

8 — тигель).

6.1.3. Выращивание кристаллов методами зонной плавки Зонная плавка может производиться в тигле и без тигля. В «тигельном» варианте, так же как и в случае нормальной направленной кристаллизации, предварительно очищенный материал загружается в тигель, в одном конце которого располагается монокристаллическая затравка. Тигель помещается в кварцевую трубку, которая, как правило, заполняется инертным газом. Узкая жидкая зона создается с помощью специального нагревателя, который, перемещаясь вдоль кварцевой трубки, обеспечивает передвижение зоны расплава вдоль обрабатываемого слитка и, следовательно, рост кристалла (рис. 6.4,а). С точки зрения процесса кристаллизации метод «тигельной» зонной плавки мало чем отличается от метода нормальной направленной кристаллизации со всеми его недостатками (наличие стенок тигля и свободной поверхности, что не позволяет обеспечить полную симметризацию теплового режима). Однако есть и преимущества. Преимуществом метода «тигельной» зонной плавки по сравнению с методом нормальной направленной кристаллизации является то, что время, в течение которого расплав находится в контакте с материалом тигля, в этом случае меньше, а поэтому и загрязнение материала менее значительно. Кроме того, используя метод зонной плавки, можно регулировать ширину расплавленной зоны, создавать вдоль слитка несколько отдельных расплавленных зон, а также применять монокристаллическую затравку.

6.1. Выращивание кристаллов из расплава Схема установки бестигельной вертикальной зонной плавки приведена на рис. 6.4,б. В зажимах (цангах) укрепляется заготовка — цилиндрический или плоский (вначале) стержень перекристаллизуемого материала — и монокристаллическая затравка. Расплавление зоны, как и в горизонтальной плавке, осуществляется с помощью нагревателя. В зависимости от значения удельного электрического сопротивления исходного материала формирование расплавленной зоны осуществляется либо с помощью высокочастотного нагрева (индукционный нагрев), либо с помощью электронно-лучевого нагрева, либо сфокусированным излучением источника света. Такие способы нагрева не вносят загрязнений в обрабатываемый материал. Индукционный нагрев более предпочтителен, поскольку он обеспечивает эффективное перемешивание расплава и, следовательно, выравнивание его состава. Он наиболее часто используется при зонной плавке Si и некоторых других полупроводниковых материалов. Электронно-лучевой нагрев используется для тугоплавких неразлагающихся материалов, а радиационный — для обработки непроводящих и диссоциирующих материалов в атмосфере паров и газов. Специальные механизмы обеспечивают вращение верхней и нижней частей стержня относительно друг друга (с целью перемешивания расплава и симметризации теплового режима). Движение зоны вдоль образца осуществляется либо его перемещением относительно источника нагрева, либо перемещением нагревателя относительно образца. Расплав в пределах зоны удерживается силами поверхностного натяжения. К числу важных преимуществ кристаллизации методом вертикальной зонной плавки относится возможность выращивания кристаллов без использования тиглей. В этом случае не происходит загрязнения расплава за счет растворения в нем материала тигля, а в выращиваемом кристалле не возникают дефекты вследствие различия коэффициентов линейного расширения кристалла и материала тигля. Метод вертикальной зонной плавки широко применяется при выращивании особо чистых монокристаллов полупроводников, а также материалов с высокой температурой плавления, обладающих в расплавленном состоянии высокой реакционной способностью, а также однородно легированных полупроводниковых материалов. Принципы получения бездислокационных монокристаллов на затравке при зонной плавке такие же, как и при вытягивании монокристаллов из расплава, но при этом площадь сечения кристалла обычно имеет размеры, близкие к диаметру затравки. Существенно повысить диаметр кристалла, выращиваемого бестигельной зонной плавкой, позволяет модификация этого метода, а именно:

Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.5. Этапы процесса выращивания кристалла бестигельной зонной плавкой, когда диаметр индуктора меньше диаметра проплавляемого стержня (V1 и V2 — скорости движения стержня и затравки соответственно): а — создание капли расплава;

б — смачивание затравки;

в — выход на диаметр;

г — выращивание кристалла постоянного диаметра.

использование индуктора (нагревателя), диаметр которого меньше диаметра проплавляемого стержня (рис. 6.5). Суть метода заключается в следующем. Заготовку 4, которая подвергается переплавке, закрепляют в верхнем держателе. Соосно с верхним держателем снизу располагают монокристаллическую затравку 1. На нижнем конце заготовки с помощью индуктора 2 создается капля расплава 3, которая удерживается на ней за счет сил поверхностного натяжения. К образовавшейся капле подводят затравку до соприкосновения с расплавом и полного ее смачивания. Далее индуктор перемещается относительно заготовки вверх, в результате чего заготовка над индуктором расплавляется, а под индуктором расплав кристаллизуется на затравку, образуя монокристалл. Верхний и нижний держатели вращаются в противоположных направлениях, что способствует перемешиванию расплава, симметризации теплового поля и выращиванию кристалла цилиндрической формы. Применение этого метода в технологии Si позволило увеличить диаметр выращиваемых монокристаллов до 100 мм. Существуют и другие разновидности метода зонной плавки: выращивание монокристаллов с пьедестала, метод Вернейля. Основными недостатками бестигельной зонной плавки являются трудность управления величинами температурных градиентов вблизи фронта кристаллизации и трудность управления распределением температур вдоль слитка, что ведет к достаточно высокой концентрации собственных дефектов в выращиваемых кристаллах.

6.2. Выращивание монокристаллов из раствора 6.2. Выращивание монокристаллов из раствора В технологии полупроводников наряду с кристаллизацией веществ из собственных расплавов широко используются процессы, основанные на кристаллизации из растворов. Основным преимуществом этого метода выращивания кристаллов является то, что процесс проводят при значительно более низких температурах, чем кристаллизация из расплавов. Выращивание из растворов зачастую является единственным методом, позволяющим получать объемные полупроводниковые монокристаллы с очень высокими температурами плавления (Tпл > 2000 C, например, алмазы), кристаллы соединений, имеющие при температуре плавления высокое давление паров компонентов (GaP, GaAs, InP и др.), а также инконгруэнтно плавящиеся полупроводниковые соединения (GaTe3 и др.). Основой такой возможности являются особенности фазовых диаграмм системы растворяемое вещество–растворитель: зависимость температуры начала кристаллизации от процентного содержания компонентов в сплаве. Кристаллизация из раствора часто способствует получению более чистого и совершенного по структуре полупроводникового монокристалла. Это связано с тем, что в этом случае процесс кристаллизации проводится при низких температурах, что ведет к меньшему загрязнению выращиваемого кристалла. Кроме того, происходит дополнительная очистка кристалла от примесей, если коэффициент разделения примеси в нем K < 1. Например, соединение GaP в процессе кристаллизации из раствора может очищаться от таких примесей, как Ag, Cu, Fe, коэффициент разделения которых в GaP меньше 1. При кристаллизации из раствора растворитель должен удовлетворять следующим требованиям: существенно снижать температуру процесса выращивания кристалла;

иметь достаточно малое давление собственных паров;

не загрязнять выращиваемый кристалл, то есть иметь малый коэффициент разделения;

желательно, чтобы атомы растворителя в кристалле (растворяемое вещество) являлись нейтральной примесью. Подобрать растворитель, удовлетворяющий всем сформулированным требованиям, очень трудно. Различают следующие случаи: 1) растворителем служат вещества, не входящие в состав выращиваемого кристалла (например, H2 O для NaCl);

2) растворителем служит один из компонентов выращиваемого кристалла (Ga для GaP). В первом случае выращиваемые кристаллы содержат в качестве примесей все компоненты растворителя, включая остаточные примеси в нем, поэтому полученные кристаллы имеют невысокую степень чистоты. Во Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников втором случае, поскольку в растворе отсутствуют посторонние вещества, чистота выращиваемых кристаллов определяется только чистотой компонентов, входящих в состав раствора. Однако возможность применения метода выращивания кристаллов из растворов для второго случая определяется типом диаграммы состояния выращиваемого соединения, поэтому сам метод оказывается менее универсальным, чем рост из посторонних растворителей. При кристаллизации из раствора процесс роста кристалла складывается в общем случае из следующих стадий: 1) растворение исходных компонентов;

2) подвод питающих компонентов к поверхности роста за счет их диффузии через жидкую фазу к фронту кристаллизации;

3) осаждение на фронте кристаллизации и поверхностная диффузия;

4) диффузия в кристалле;

5) отвод теплоты кристаллизации от поверхности роста. Если при выращивании монокристаллов из расплава лимитирующей стадией является отвод теплоты кристаллизации, то при выращивании из раствора самый медленный этап, как правило, — диффузия растворенного вещества к фронту кристаллизации. Вследствие этого линейная скорость роста кристаллов из раствора (10 2 101 мм/ч) на 2–3 порядка меньше скорости роста из расплавов. Монокристаллы полупроводниковых соединений AB, изготовленные методом выращивания из раствора, обычно получают из раствора A 1x Bx с x, отличающимся от стехиометрического значения, характерного для соединения. В качестве примера рассмотрим кристаллизацию соединения GaP из раствора Ga1x Px. Диаграмма состояния системы Ga–P представлена на рис. 6.6. Температура плавления GaP — 1470 С;

Ga и P при одной и той же температуре имеют резко различающиеся давления паров. Все составы с x < 0.5 будут плавиться при температурах ниже, чем само соединение. Таким образом, Ga можно использовать как растворитель, а из раствора Ga1x Px при температурах, соответствующих заданным значениям x, выращивать соединение GaP. Действительно, охлаждая раствор по линии 1 на рис. 6.6, мы пересечем линию ликвидуса при температуре T1, то есть при T1 раствор окажется в пересыщенном состоянии и из него начнет выделяться твердая фаза. Первые кристаллики будут иметь состав, соответствующий пересечению коноды с линией солидуса, а состав жидкой фазы будет определяться по пересечению коноды с линией ликвидуса. При дальнейшем охлаждении (равновесном) составы жидкой и твердой фаз будут изменяться по линиям ликвидуса и солидуса соответственно. При этом жидкая фаза будет обогащаться Ga, а состав твердой фазы будет неизменным — GaP, так как линия солидуса вертикальная. Количество твердой и жидкой фазы при каждом значении 6.2. Выращивание монокристаллов из раствора Рис. 6.6. Диаграмма состояния системы Ga–P.

температуры определяется правилом рычага. Выращивание кристаллов из растворов можно производить как без специальных затравок, путем спонтанного образования и роста центров кристаллизации, так и контролируемым ростом на затравке. Практически выращивание крупных монокристаллов производят на затравках методами, аналогичными кристаллизации из собственных расплавов: методами нормальной направленной кристаллизации, методами вытягивания из раствора и методами зонной плавки. Однако технологическая аппаратура при выращивании кристаллов из растворов усложняется устройствами для обеспечения равномерной подачи исходных материалов в зону кристаллизации, то есть устройствами для обеспечения поддержания жидкой фазы в состоянии пересыщенного раствора. Методы выращивания полупроводников из растворов принято различать по способу создания пересыщенного раствора, из которого будет выращиваться кристалл: 1) испарение растворителя;

2) подпитка раствора кристаллизующимся веществом (путем создания перепада температур между источником кристаллизующегося вещества и затравкой);

3) направленная кристаллизация насыщенного раствора;

4) зонное плавление при наличии температурного градиента, приложенного ко всему образцу. Первые три группы методов являются изотермическими, то есть фронт кристаллизации в течение всего процесса роста кристалла находится при постоянной температуре. Кристаллизация в изотермических условиях позволяет обеспечить лучший контроль параметров выращиваемого кристалла, зависящих от температуры процесса. Наиболее широко используемым методом выращивания кристаллов из раствора в настоящее время является метод зонной плавки с градиентом температуры (более известный под названием «метод движущегося растворителя»), впервые предложенный в 1955 г. Пфанном. Сущность метода можно понять рассматривая диаграмму состояния системы Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.7. Схема выращивания кристалла методом движущегося растворителя: а — участок диаграммы состояния системы A (кристаллизуемый материал) — B (растворитель);

б — распределение температуры по длине образца (1 — затравка материала A;

2 — зона жидкого раствора A–B;

3 — исходный материал A).

A-B (рис. 6.7). Здесь A — растворяемое вещество, B — растворитель, Tmax — максимальная температура слитка, Tmin — минимальная температура слитка, T1 — минимальная температура зоны, T2 — максимальная температура зоны. Между затравкой и исходным материалом A помещают тонкий слой растворителя B, а вся система находится в таких условиях, что температура слоя B ниже температуры плавления вещества A, но выше температуры плавления вещества B. Находясь в соприкосновении с твердым веществом A, слой B после расплавления растворит в себе некоторое количество вещества A и займет больший объем. Растворение вещества A будет происходить до тех пор, пока границы зоны не достигнут температур T1 и T2, соответствующих состоянию равновесия системы A–B. Действительно, по мере того, как у обеих поверхностей раздела фаз будет происходить растворение вещества A, концентрация B в промежуточном слое будет убывать до тех пор, пока у менее горячей поверхности зоны с температурой T1 не достигнет концентрации ликвидуса C1. Тогда растворение вещества A здесь прекратится. У более горячей поверхности зоны растворение будет продолжаться до тех пор, пока при температуре T2 не будет достигнута концентрация ликвидуса C2. В расплавленной зоне создается градиент концентрации вещества A и происходит его диффузионный перенос от более нагретой к более холодной границе зоны. Таким образом, у «холодной» границы зоны образуется пересыщенный раствор и происходит кристаллизация вещества A, содержащего примесь B с концентрацией KC1, а у «горячей» границы зоны образуется ненасыщенный 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов раствор и происходит дальнейшее растворение вещества A. Непрерывно протекающие процессы растворения, диффузии и кристаллизации приводят к тому, что расплавленная зона под действием градиента температуры перемещается к более нагретому концу образца, то есть «ползет» вверх по линии ликвидуса. Перемещение расплавленной зоны в поле градиента температуры приводит к изменению в ней концентрации растворителя в соответствии с линией ликвидуса. Количество растворителя B уменьшается, кроме того, и за счет его растворения в твердой закристаллизовавшейся части A. От этих двух факторов и зависит длина зоны при перемещении ее вдоль слитка. Скорость перемещения расплавленной зоны тем выше, чем больше градиент температуры, коэффициент диффузии компонента A в растворителе B и чем меньше наклон линии ликвидуса. Изменение концентрации растворителя в расплавленной зоне по мере ее перемещения вдоль слитка приводит к изменению состава кристаллизуемого вещества. Выращивание более однородных по составу кристаллов возможно при уменьшении градиента температуры и выборе растворителя B, обладающего малой растворимостью в твердой фазе A. Метод движущегося растворителя успешно применяется при выращивании кристаллов InSb и Cd1x Hgx Te. Кроме того, методы выращивания кристаллов из растворов широко используются в технологии полупроводниковых приборов для получения эпитаксиальных слоев (см. гл. 9).

6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Важнейшей задачей технологии полупроводниковых материалов, как уже неоднократно отмечалось, является получение их в форме совершенных монокристаллов с определенной кристаллографической ориентацией и с минимальным или контролируемым и нужным образом распределенным количеством примесей. Поэтому так важно изучение влияния условий выращивания на дефектность получаемых монокристаллов. Во время роста кристаллов могут образовываться равновесные дефекты и неравновесные дефекты (см. гл. 3). Точечные дефекты (вакансии, междоузельные атомы, комплексы вакансий, антиструктурные дефекты) образуются в кристаллах в равновесных концентрациях в тех случаях, когда условия роста не сильно отличаются от равновесных. В то же время при выращивании кристаллов в неравновесных условиях кристалл может захватывать точечные дефекты в неравновесных концентрациях. Поэтому для получения при Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников комнатной температуре кристаллов с равновесной концентрацией точечных дефектов должны быть обеспечены условия аннигиляции неравновесных точечных дефектов при охлаждении кристаллов от температуры выращивания до комнатной. Наиболее распространенным точечным дефектом в кристаллах являются вакансии. Уменьшение концентрации вакансий происходит либо путем заполнения вакансий диффундирующими к ним междоузельными атомами, которые переходят при этом в состояния с минимальной энергией;

либо путем диффузии вакансий к поверхности кристалла и аннигиляции на ней;

либо путем диффузии вакансий к дислокациям и аннигиляции на них. В первом приближении время, необходимое для уменьшения концентрации неравновесных вакансий в кристалле, можно оценить из соотношения L2 /Dv, где L — длина пути вакансии до места аннигиляции, а Dv — коэффициент диффузии вакансий. Соответственно время охлаждения выращенного монокристалла от температуры роста до комнатной должно быть не менее для получения полупроводника с равновесной концентрацией вакансий. Помимо точечных дефектов, при кристаллизации могут возникать и такие неравновесные дефекты, как дислокации, малоугловые границы, двойники, включения второй фазы, поры и т. д. Энергия образования этих дефектов слишком велика, чтобы в кристаллах они могли образовываться в заметной равновесной концентрации (см. гл. 3). Рост в виде монокристалла с минимальным количеством неравновесных дефектов будет происходить в неравновесных условиях только при выполнении определенных требований. Основные из них: обеспечение преимущественного роста одного центра новой фазы и обеспечение отвода выделяющейся на фронте кристаллизации скрытой теплоты кристаллизации только через твердую фазу в направлении нормальном фронту кристаллизации. Рассмотрим более детально влияние условий роста кристаллов на их дефектность. При беззатравочном росте основным источником дислокаций может быть образование и рост нескольких центров новой фазы. Для уменьшения возможности их образования необходимо выполнение следующих условий. 1) Создавать выпуклый в расплав фронт кристаллизации с помощью дополнительных нагревателей (рис. 6.8). Это связано с тем, что на плоском или вогнутом в кристалл фронте кристаллизации случайные кристаллические зародыши будут расти совместно с основным, а на выпуклом в расплав фронте кристаллизации они будут оттесняться к периферии и вырождаться.

6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Рис. 6.8. Влияние формы фронта кристаллизации на структуру твердой фазы, образующейся при кристаллизации расплава без затравки: а — плоский;

б — вогнутый в кристалл фронт;

в — выпуклый в расплав фронт кристаллизации (1 — контейнер;

2 — твердая фаза;

3 — нагреватель;

4 — фронт кристаллизации;

5 — расплав;

6 — случайные кристаллические зародыши;

7 — дополнительный нагреватель;

8 — благоприятно ориентированный кристалл;

Q — тепло, выделяющееся на фронте кристаллизации).

2) Иметь в виду, что вероятность образования случайных зародышей зависит от градиента температуры в расплаве W exp(B/T) и уменьшается с уменьшением скорости кристаллизации, то есть, например, при слоисто-спиральном механизме роста растущей грани V (T)2 ), поэтому уменьшение скорости кристаллизации способствует уменьшению вероятности образования центров новой фазы. 3) Использовать тигли специальной формы, сделанные из несмачиваемого расплавом материала с коэффициентом термического расширения близким к коэффициенту термического расширения кристалла. Это позволит уменьшить вероятность образования случайных зародышей на стенках тигля. Поскольку при беззатравочном росте, даже при соблюдении всех перечисленных выше требований, обычно получаются крупноблочные поликристаллы, то в основном стараются выращивать монокристаллы с применением затравок. В этом последнем случае источниками дислокаций могут быть дислокации затравочного кристалла, термические напряжения в кристалле, примеси. Влияние качества затравки на структурное совершенство выращиваемого кристалла и требования, предъявляемые к затравке, рассматривались при описании метода Чохральского (см. выше). Было выяснено, что этой проблеме необходимо уделять большое внимание. Теперь рассмотрим вопрос о влиянии термических напряжений на появление дислокаций при росте кристалла. Известно, что термические напряжения могут вызвать пластическую деформацию в кристалле. Действительно, большие разности температур на малых расстояниях вызывают значительные механические напряжения благодаря различному Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.9. Изотермические поверхности в растущем кристалле при вогнутом в кристалл (а) и плоском (б) фронте кристаллизации.

температурному сжатию отдельных участков кристалла. Если при этом напряжения превысят предел текучести кристалла, то возникнет его пластическая деформация с рождением большого числа дислокаций и других дефектов. Условия становятся особенно жесткими для материалов с низкой теплопроводностью, в которых большие перепады температур образуются особенно легко. При росте монокристаллов из жидкой фазы термические напряжения вызываются наличием осевых (продольных) и радиальных (поперечных) температурных градиентов в кристаллах при их выращивании. Величины осевых температурных градиентов зависят от интенсивности охлаждения выращиваемого кристалла (главным образом, от интенсивности теплоотвода вдоль оси роста). На величины радиальных температурных градиентов влияет степень асимметрии теплового поля, в котором выращивают монокристалл, и соотношение величин теплооттоков вдоль оси растущего кристалла и с поверхности. Градиенты температуры (в основном осевой), кроме того, зависят от скорости кристаллизации вследствие выделения скрытой теплоты кристаллизации. С увеличением скорости выращивания осевой градиент температуры уменьшается. Следует иметь в виду, что на процессы роста вытягиваемого из расплава кристалла значительное влияние оказывает также характер распределения температуры в расплаве. Большие градиенты температуры в расплаве приводят к конвективным потокам в нем, что, в свою очередь, приводит к хаотическим колебаниям температуры на фронте кристаллизации и скорости роста кристалла, а следовательно, к увеличению количества собственных дефектов в кристалле. Величины радиального и осевого градиентов температуры определяют форму фронта кристаллизации, который может быть выпуклым в жидкую фазу, плоским или вогнутым. Наиболее благоприятным для выращивания монокристаллов с низкой плотностью дефектов является плоский фронт кристаллизации. Поскольку на практике обеспечить его трудно, то выращивание проводят, как правило, при слегка выпуклом в жидкую фа 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов зу фронте кристаллизации. При наличии только продольных градиентов мы имеем плоскую форму фронта кристаллизации, лишь дополнительные поперечные разности температур вызывают его искривление. Например, рассмотрим рис. 6.9. Из него видно, что более холодная (из-за теплоизлучения с поверхности) поверхность кристалла при его выращивании действует подобно трубке, стремящейся сжать более теплую внутреннюю область. Плоской формы фронта кристаллизации можно достичь уменьшением потерь тепла с поверхности выращиваемого кристалла, направляя тепло однородным потоком вдоль его длины. Практически это осуществляется либо с помощью экранирования растущего кристалла, либо с помощью «посленагревателей» — печей, поддерживающих температуру растущего кристалла близкой к температуре плавления. Таким способом получаются кристаллы Ge и Si с плотностью дислокаций ND < 100 см2. При выращивании легированных монокристаллов к возникновению дислокаций могут приводить и примеси, неоднородно захватываемые растущим монокристаллом в концентрациях, близких к пределу растворимости или превышающих его (включения второй фазы). Однако примеси не всегда способствуют повышению плотности дислокаций во всем объеме растущего кристалла. При выращивании из расплава некоторых монокристаллов с алмазоподобной структурой, легированных простыми донорами, плотность дислокаций в них оказывается ниже по сравнению с нелегированными монокристаллами, выращенными в тех же условиях. Например, такая закономерность наблюдается в кристаллах Si, легированных раздельно фосфором, мышьяком, сурьмой;

в кристаллах InSb, легированных раздельно селеном, теллуром. Однако пока механизм влияния легирующих примесей на плотность дислокаций в этих монокристаллах не выяснен до конца. При значительных и заметно анизотропных термических напряжениях дислокации располагаются в плоскостях скольжения и группируются в малоугловые границы. Большое влияние на возникновение МУГ оказывает форма фронта кристаллизации, которая определяется осевыми и радиальными температурными градиентами при выращивании. При выпуклом в расплав фронте кристаллизации рост грани кристалла происходит чаще всего в результате разрастания одного двумерного зародыша, возникающего в наиболее холодной центральной части грани. При вогнутом в кристалл или плоском фронте кристаллизации рост грани может происходить от нескольких одновременно разрастающихся двумерных зародышей. Таким образом, источниками малоугловых границ являются все те же термические напряжения в кристалле и одновременный рост нескольких центров новой фазы. В монокристаллах со структурой типа Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников алмаза, выращенных в кристаллографических направлениях <111>, термические напряжения снимаются путем скольжения дислокаций вдоль плоскостей {111}. Поэтому в монокристаллах, выращенных в данном направлении, МУГ встречаются реже, чем в кристаллах, выращенных в других кристаллографических направлениях. Двойники и дефекты упаковки в монокристаллах также являются довольно распространенными дефектами структуры, возникающими при росте полупроводников. Основными причинами образования двойников в монокристаллах при их выращивании из жидкой фазы являются большие термические и механические напряжения на периферии фронта кристаллизации, а также включения второй фазы вблизи фронта кристаллизации. Двойники, причины появления которых перечислены выше, получили название двойников прорастания. Приведем примеры ситуаций, в которых появляются двойники прорастания. Значительные напряжения в выращиваемом кристалле, возникающие при кристаллизации полупроводников в тиглях методами Бриджмена и горизонтальной зонной плавки, особенно часто приводят к появлению двойников прорастания. Эти напряжения возникают в результате увеличения объема монокристалла при кристаллизации. Резкие изменения диаметра свободно растущего в методе Чохральского монокристалла также могут вызвать напряжения и появление двойников прорастания на конусной части кристалла. Попадание посторонних включений на поверхность растущего монокристалла в области фронта кристаллизации способствует появлению двойников. Наряду с двойниками прорастания в монокристаллах, особенно при их выращивании из растворов, могут образовываться двойники срастания. Причиной образования двойников срастания является отклонение направления роста монокристалла от некоторого определяемого кристаллической структурой полупроводника направления. Например, рост монокристаллов с алмазоподобной структурой происходит преимущественно в результате развития наиболее плотноупакованных атомами плоскостей {111}. Выращивание таких монокристаллов в направлениях, отличных от направления <111>, приводит к возникновению двойников срастания вследствие стремления одной из систем плоскостей {111} в растущем монокристалле стать в положение, определяемое основным градиентом температуры. Поэтому наиболее склонным к двойникованию направлением роста будет направление [100], в котором четыре плоскости (111) расположены под углом 36 16 к направлению роста кристалла. В этом случае плоскость двойникования оказывается параллельной одной из плоскостей {111}, а осью двойникования является одно из направлений <111>.

6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Очевидно, что для получения монокристаллов с минимальным количеством неравновесных собственных дефектов необходимо исключить при их выращивании и охлаждении причины, приводящие к возникновению этих дефектов. Методы борьбы с дислокациями, малоугловыми границами, двойниками и дефектами упаковки, как видно из предыдущих рассуждений, — это использование тиглей специальной формы, сделанных из подходящего материала;

создание слегка выпуклого в расплав фронта кристаллизации;

максимальная симметризация теплового поля, в котором проводится рост кристалла;

уменьшение градиентов температуры в растущем кристалле и уменьшение скорости кристаллизации;

уменьшение градиента температуры в расплаве;

использование совершенных затравочных кристаллов с минимально возможным сечением. Кроме того, для уменьшения вероятности возникновения МУГ и двойникования кристаллы необходимо выращивать в определенном кристаллографическом направлении. Помимо перечисленных собственных дефектов при выращивании полупроводниковых материалов могут возникать и неоднородности состава кристаллов, обусловленные технологическими причинами. Рассмотрим основные факторы, приводящие к таким неоднородностям. Одним из важнейших факторов, влияющих на локальную однородность состава кристалла, является неравномерное распределение потоков жидкости в расплаве, омывающем фронт кристаллизации. В результате этого толщина диффузионного слоя в расплаве у поверхности фронта кристаллизации в разных его точках различна, что приводит к неоднородному распределению примеси по сечению растущего кристалла, так как K = K0 /[K0 + (1 K0 ) exp(V /D)]. Эти процессы наиболее ярко проявляются в тех методах выращивания кристаллов, где объем расплава велик, например, в методе Чохральского. На практике для того, чтобы избежать подобного явления, как правило, производят одновременное вращение тигля и кристалла в противоположных направлениях (рис. 6.10). Вращение тигля необходимо для того, чтобы обеспечить осевую симметрию теплового поля в области расплава, так как практически трудно выставить на одну ось нагреватель, тигель и затравку кристалла. При одновременном вращении тигля и кристалла характер движения потоков в расплаве очень сложен и зависит от таких факторов, как направление вращения тигля и кристалла, число оборотов, конфигурация тигля, соотношение диаметров тигля и кристалла и т. д. Тем не менее, как показывает опыт, для повышения однородности кристалл необходимо вращать с максимально возможной скоростью (частотой), а тигель — с Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.10. Схема распределения гидродинамических потоков в расплаве и их влияние на форму диффузионного слоя (отмечено пунктиром) на фронте кристаллизации при выращивании кристаллов вытягиванием из расплава: а — в отсутствие вращения;

б — при вращении тигля;

в — при вращении кристалла.

минимальной. Помимо влияния на толщину диффузионного слоя тепловая конвекция в расплаве приводит к случайным колебаниям температуры расплава у фронта кристаллизации (об этом уже говорилось ранее), что ведет к хаотическим колебаниям скорости роста кристалла, и, следовательно, опять к неравномерному распределению примесей в растущем кристалле. Искривление фронта кристаллизации также оказывает значительное влияние на распределение примеси в кристалле. Изменение формы фронта кристаллизации может вызвать колебания скорости роста кристалла V, что приведет к возникновению в слитке примесных полос, воспроизводящих в каждый момент роста форму фронта кристаллизации. В этом случае распределение примесей в продольном сечении кристалла представляет собой полосы, воспроизводящие последовательные положения фронта кристаллизации, а в поперечном сечении монокристалла — полосы в виде колец, спиралей или фигур кольцеобразной формы. На поверхности растущего кристалла слоистая неоднородность проявляется в виде рельефных углублений (типа винтовой нарезки у кристаллов, выращенных методами Чохральского или вертикальной зонной плавки, или пилообразных выступов у кристаллов, полученных методами горизонтальной зонной плавки или Бриджмена). Например, в методе Чохральского нарушение симметрии теплового поля вокруг растущего кристалла приводит к наклону фронта кристаллизации относительно поверхности расплава (рис. 6.11). В этом случае различные участки фронта кристаллизации вращающегося кристалла периодически проходят через области расплава в тигле с более высокой и более низкой температурами. В первом случае скорость роста замедляется (иногда части кристалла даже частично сплавляются), а во втором — ускоряется, то есть кристалл имеет флук 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Рис. 6.11. Отклонение фронта кристаллизации от горизонтального положения, обусловленное осевой асимметрией теплового поля.

туации скорости роста с периодом, равным периоду вращения. Следовательно, и микрообъемы с одинаковым содержанием примеси в кристалле располагаются внутри него по винтовой поверхности с шагом V /, где V — скорость роста кристалла, — скорость вращения кристалла. Внешним проявлением такого характера роста кристалла будет возникновение на его поверхности винтовой нарезки. Рассмотренный пример приводит к слоистой неоднородности в распределении примеси, имеющей правильный характер. Другие технологические непериодические факторы могут искажать правильный характер этой периодичности. К ним относятся непериодические нарушения механических и температурных условий роста кристалла. Нарушения механических условий роста, приводящие к искривлению фронта кристаллизации, следующие: плохая центровка кристалла относительно тигля с расплавом, нестабильность скоростей перемещения кристалла и вращения его и тигля, вибрация кристалла или расплава и др. К нарушениям температурных условий роста кристалла относятся колебания температуры нагревателей, колебания тепловых потерь от расплава и кристалла и др. Уменьшить этот вид неоднородностей можно спрямляя фронт кристаллизации путем устранения механических нарушений условий роста и путем тщательного подбора тепловых условий роста монокристалла. При выращивании сильно легированных кристаллов к рассмотренным видам неоднородностей добавляется еще канальная неоднородность, связанная с кристаллографической ориентацией растущей поверхности, и неоднородность, связанная с концентрационным переохлаждением расплава. Канальная неоднородность возникает вследствие существования зависимости эффективного коэффициента разделения K от кристаллографической ориентации растущей поверхности. В ряде случаев отношение K в разных кристаллографических направлениях может достигать 10–15. Так, например, в Si и Ge для некоторых примесей наибольший коэффициент разделения наблюдается при росте кристалла в направлениях <111>.

Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.12. а — Распределение примеси перед фронтом растущего кристалла, б — схема возникновения перед ним переохлажденной области.

Поэтому при выращивании кристалла в данном направлении при выпуклом или вогнутом фронте кристаллизации по оси выращенного слитка образуется «канал», имеющий форму трубки, в которой концентрация примеси в несколько раз выше, чем в остальной части кристалла. В частности, при выпуклом в расплав фронте кристаллизации анизотропия коэффициента разделения K примеси в зависимости от ориентации влечет за собой появление такого эффекта, как эффект грани. Суть этого эффекта состоит в следующем. Рассмотрим монокристалл со структурой типа алмаза, растущий в направлении <111>. В центральной части фронта кристаллизации возникает хорошо развитая грань {111}, размеры которой зависят от величины теплового переохлаждения. Скорость роста этой грани, находящейся в более переохлажденной области, будет намного больше, чем других участков фронта кристаллизации, где переохлаждение существенно меньше. Различие условий роста на грани и вне ее способствует разному распределению примеси между жидкой и твердыми фазами в этих областях и образованию «канала» по оси растущего кристалла, в котором концентрация примеси оказывается выше, чем в других частях кристалла. Основные пути предотвращения канальной неоднородности — выращивание кристалла в кристаллографических направлениях, отличающихся от направлений, где коэффициент разделения максимален;

спрямление фронта кристаллизации растущего кристалла, небольшие скорости роста кристалла, хорошие условия перемешивания расплава. Образование примесных структур и включений второй фазы в растущем кристалле при концентрационном переохлаждении происходит следующим образом. Известно, что перед фронтом кристаллизации есть 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Рис. 6.13. Изменение морфологии поверхности кристалла, растущего в условиях концентрационного переохлаждения, в зависимости от градиента температуры у фронта кристаллизации.

Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |



© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.