WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 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 5 ] --

область расплава, обогащенная примесью при K < 1. Так как примесь с K < 1 уменьшает температуру плавления Tпл системы кристалл–примесь, то с приближением к поверхности растущего кристалла температура плавления будет уменьшаться. (рис. 6.12). На рисунке 6.12 пунктирными линиями AB и A B показаны два возможных случая распределения температуры вблизи фронта кристаллизации при выращивании кристалла. При большом градиенте температуры (прямая AB) концентрационного переохлаждения перед фронтом кристаллизации нет (температура в нем выше температуры ликвидуса). При небольшом градиенте температуры (прямая A B) перед фронтом кристаллизации появляется слой расплава DB, обогащенный примесью и находящийся в переохлажденном состоянии, то есть температура в нем ниже температуры ликвидуса. Повышение переохлаждения перед фронтом роста приводит к возрастанию скорости роста кристалла. Поэтому любой случайно образовавшийся на фронте кристаллизации выступ, попадая в область концентрационного переохлаждения, будет быстро расти до тех пор, пока не достигнет точки, где температура расплава будет равна Tпл. Выступ, разрастаясь, будет оттеснять примесь в стороны, в результате чего на фронте кристаллизации может образоваться ячейка со скоплением примеси на ее границе. Совокупность таких ячеек образует ячеистый фронт кристаллизации. При очень высоких переохлаждениях ячеистый рост сменяется дендритным. Сравнительно невысокие концентрационные переохлаждения могут приводить к образованию в кристалле беспорядочно распределенных примесных включений второй фазы (рис. 6.13). Избежать концентрационного переохлаждения можно путем создания в процессе выращивания кристалла больших градиентов температуры у фронта кристаллизации, а также путем интенсивного перемешивания расплава для разрушения диффузионного слоя перед фронтом кристал 250 лизации.

Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Раздел 2. Выращивание кристаллов из газообразной фазы Широко распространено мнение, что выращивание монокристаллов из газообразной фазы не имеет большого практического значения ввиду малых скоростей роста, присущих этому методу. Действительно, скорость роста монокристаллов из газообразной фазы обычно равна сотым долям мм/ч, что на несколько порядков ниже, чем при вытягивании кристаллов из расплава. Рост из газообразной фазы применяется в основном для выращивания тонких эпитаксиальных пленок, используемых в технологии полупроводниковых приборов, и для получения небольших монокристаллов тугоплавких материалов, а также полупроводниковых соединений, которые плавятся с разложением. Кроме того, поскольку высокопроизводительные методы выращивания монокристаллов из расплавов не всегда обеспечивают высокую однородность их свойств, то для получения особо качественных небольших кристаллов полупроводников используются методы выращивания из газообразной фазы. Эти методы, естественно, не устраняют все причины, приводящие к дефектности кристаллов. Процессы выращивания монокристаллов из газообразной фазы тоже весьма чувствительны к колебаниям внешних условий и составу питающей фазы. Однако влияние этих колебаний значительно сглажено благодаря малым скоростям роста, что способствуют приближению к более равновесным условиям роста. Сам процесс роста кристаллов из газообразной фазы состоит из тех же этапов, что и процесс кристаллизации из жидкой фазы: 1) подвод кристаллизующегося компонента к поверхности роста (процессы массопереноса);

2) поверхностная диффузия (миграция по поверхности роста и встраивание атомов в кристалл);

3) диффузия в объеме кристалла (миграция в кристалле);

4) отвод теплоты кристаллизации от поверхности роста (процессы теплопереноса). Различие процессов конденсации из газообразной фазы и кристаллизации из жидкой фазы заключается в том, что при росте из газообразной фазы, как правило, не реализуется сплошность контакта этой фазы с фронтом кристаллизации. С технологической точки зрения методы выращивания кристаллов из газообразной фазы делятся на три большие группы, отличающиеся способом доставки атомов от источника к растущему кристаллу: 1) метод сублимации-конденсации;

2) метод химических реакций разложения–восстановления;

6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов 3) метод химического транспорта. Рассмотрим сначала особенности первой группы методов. В современной технологии полупроводников широкое распространение получили технологические процессы получения монокристаллов из паровой фазы в системах с пониженным давлением (в вакууме). К преимуществам выращивания кристаллов в вакууме относятся чистота условий получения материалов и изученность закономерностей массопереноса в вакууме, последнее позволяет научно обосновать и автоматизировать технологические процессы. Массоперенос в вакууме включает следующие три основные стадии: 1) переход вещества из конденсированной (твердой) фазы в газообразную;

2) перенос вещества в пространстве от источника до подложки при пониженном давлении газа;

3) конденсация паров вещества на подложке. Первая стадия — перевод вещества из конденсированной фазы в газообразную в основном осуществляется методами термического испарения или ионно-плазменного распыления. Сущность процесса термического испарения заключается в нагреве вещества (методами резистивного, электронно-лучевого, высокочастотного, светового и др.) до температуры, когда энергия поверхностных атомов вещества становится выше их энергии связи с соседними атомами, в результате чего они приобретают способность к переходу в паровую фазу. Ионное распыление (часто называемое катодным распылением) производят путем импульсной передачи энергии от ионов плазмы атомам вещества с последующим радиационным разрушением материала. Ион плазмы при соударении с атомами вещества передает им часть своей энергии. Если переданная энергия превышает пороговую энергию смещения атомов, то последние покидают свои места. При достаточном запасе энергии эти первичные смещенные атомы смещают другие атомы и т. д., в результате чего вдоль пути иона образуются каскады смещенных атомов. Часть из этих атомов достигает поверхности облучаемого кристалла и покидает ее. В зависимости от соотношения между длиной свободного пробега атома или молекулы в паре l и расстоянием от источника паров до подложки L различают два основных режима второй стадии массопереноса вещества в вакууме. При l L пар от поверхности испаряемого вещества движется в виде сплошного потока, и массоперенос в этом случае описывается уравнениями газодинамики [37]. Перенос вещества происходит путем молекуляр Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников ной диффузии2 или конвекции и молекулярной диффузии одновременно.3 В неподвижной среде вещество перемещается, строго говоря, лишь посредством одной молекулярной диффузии. В движущейся среде перенос вещества осуществляется как молекулярной диффузией, так и самой средой в направлении ее движения (ламинарный поток) или ее частицами в разных направлениях (турбулентный поток). В турбулентном потоке конвективный перенос вещества, осуществляемый под действием турбулентных пульсаций (нерегулярных пульсаций скорости), часто называют турбулентной диффузией. При l L движение пара от поверхности испарения происходит в виде молекулярных пучков, в пределах которых атомы или молекулы распространяются по прямолинейным траекториям. Основные закономерности для этого режима массопереноса при термическом испарении были установлены Герцем, Кнудсеном и Ленгмюром. Плотность потока испаряющихся частиц (скорость испарения) в режиме молекулярных пучков описывается уравнением Герца-Кнудсена: j0 = (aи P)/(2RT /M)1/2, (6.9) где j0 — плотность потока испаряющихся частиц, P — равновесное давление пара испаряемого вещества при температуре T его поверхности, M — молекулярная масса вещества, R — универсальная газовая постоянная, aи — коэффициент испарения, учитывающий факторы, препятствующие уходу атомов или молекул с поверхности конденсированной фазы в паровую. Если поверхность испарения и паровая фаза находятся в состоянии, близком к термодинамическому равновесию, то распределение по энергиям молекул, падающих на поверхность или покидающих ее, описывается распределением Максвелла. Из него непосредственно вытекает закон косинуса для пространственного распределения молекул, испускаемых нагретой поверхностью: j(r, ) = j0 dsи cos /L2, 2 Молекулярной (6.10) диффузией называется перенос вещества, обусловленный беспорядочным движением самих молекул в неподвижном веществе. В однофазной системе при постоянной температуре и при отсутствии внешних сил диффузия выравнивает концентрацию каждого компонента фазы во всей системе. Если на систему действуют внешние силы или поддерживается градиент температуры, то в результате диффузии устанавливаются градиенты концентрации отдельных компонентов (электродиффузия, термодиффузия;

см. 8). 3 Суммарный перенос вещества молекулярной диффузией и движущимся потоком вещества называется конвективной диффузией или конвективным переносом. Очевидно, что скорость молекулярной диффузии существенно ниже скорости конвективного переноса вещества.

6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов Рис. 6.14. Схема пространственного распределения молекул, испускаемых нагретой поверхностью, в зависимости от взаимного положения элементов поверхности испарения dsи и подложки dsп.

где j(r, ) — плотность потока испаряемых молекул на расстоянии L от источника под углом к нормали элемента поверхности испарения ds и (см. рис. 6.14).4 Количество вещества, которое осаждается на противолежащей источнику паров растущей поверхности кристалла (подложке), также зависит от положения этой поверхности относительно испаряемой. Как видно из рисунка 6.14, количество вещества, испаряемого в пределах пространственного угла d, осаждается на площади, которая возрастает с увеличением как расстояния до испаряемой поверхности L, так и угла падения 1. Площадь элемента подложки dsп для данных d, L и 1 такова: dsп = L2 d/ cos 1. (6.11) Таким образом, поток осаждающегося вещества на единицу площади поверхности растущего кристалла (скорость осаждения) будет: I = ac I0 cos cos 1 /L2, (6.12) где I0 — поток испаряемых молекул, 1 — угол падения вещества на поверхность растущего кристалла, а ac — коэффициент конденсации. Коэффициент конденсации ac изменяется от 1 до 1010 для разных веществ и условий. Было выяснено, что коэффициент конденсации зависит в первую очередь от механизма роста и чистоты растущей поверхности. Для количественной характеристики эффективности ионного испарения используется коэффициент распыления R, равный числу атомов 4 В соответствии с законом косинуса испарение вещества происходит неравномерно во всех направлениях. Оно идет преимущественно в направлениях, близких к нормали к испаряемой поверхности.

Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников материала, выбитых одним падающим ионом [37], R = K M1 M2 E, l(E)(M1 + M2 ) (6.13) где K — коэффициент, учитывающий агрегатное состояние мишени;

M1 — масса бомбардирующего иона;

M2 — масса выбитого атома мишени;

l(E) — средняя длина свободного пробега иона в материале мишени;

E — энергия иона. Значение R в сильной степени зависит от энергии иона, природы распыляемого материала, массы распыляющихся ионов, кристаллографической ориентации поверхности мишени и угла падения ионов. С практической точки зрения можно считать, что угловое распределение атомов, выбиваемых из поликристаллической мишени, близко к закону косинуса, а выбиваемых из монокристаллов, характеризуется наличием в кристалле наиболее предпочтительных направлений испускания атомов. Анизотропный характер эмиссии атомов из монокристаллической мишени при ионном испарении приводит к получению неоднородных по толщине пленок, а поэтому на практике применяется редко. Рост кристалла из паровой фазы, в основном, происходит по слоистому или слоисто-спиральному механизмам с соответствующими зависимостями скорости роста V кристаллизующейся поверхности от пересыщения (см. гл. 4). Для выращивания кристаллов из паровой фазы, так же как и для процесса выращивания из жидкой фазы, можно ввести понятие о лимитирующей стадии процесса. При выращивании из паровой фазы принято выделять диффузионную и кинетическую области роста. Если лимитирующей стадией процесса является подвод кристаллизуемого материала к поверхности роста (осуществляемый посредством молекулярной или конвективной диффузии, а в вакууме — посредством молекулярного потока), то о таком процессе роста говорят как о идущем в «диффузионной области». Если же лимитирующей стадией являются процессы миграции и встраивания в решетку атомов на растущей поверхности, то процесс роста идет в «кинетической области». Если скорости подвода кристаллизуемого материала и миграционных процессов соизмеримы, то говорят, что процесс протекает в «переходной области». В случае выращивания кристаллов методами химических реакций и химического транспорта химические процессы, связанные с изменением химического состава и свойств исходного вещества, являются важнейшей стадией технологии получения полупроводниковых материалов наряду с тепло- и массопередачей. Скорость протекания химических про 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов цессов определяется законами химической кинетики. В большинстве случаев при анализе химико-технологических процессов выделяют отдельные, наиболее важные стороны процесса и рассматривают их взаимное влияние. В первую очередь выделяют основную химическую реакцию, определяющую выход целевого продукта, и устанавливают особенности ее протекания.

Кратко рассмотрим основные закономерности протекания химических реакций с точки зрения химической технологии. Химические реакции классифицируют по ряду признаков. Реакции подразделяются на простые и сложные. Для описания простых реакций достаточно одного уравнения. К сложным относятся реакции, состоящие из двух и более взаимосвязанных между собой (параллельных или последовательных) простых реакций. Для описания сложных реакций необходимо несколько уравнений. Разделяют необратимые и обратимые химические реакции. Необратимые реакции протекают лишь в одном направлении. Большинство реакций при соответствующих условиях обратимы, то есть могут протекать в прямом и обратном направлении. На производстве обычно стремятся создать такие условия, чтобы основные химические реакции протекали необратимо. Различают гомогенные реакции, когда реагирующие вещества находятся в одной какой-либо фазе, и гетерогенные реакции, когда реагирующие вещества находятся в разных фазах. Большинство химико-технологических процессов при получении полупроводниковых материалов протекает с участием гетерогенных химических реакций. Разработка технологического процесса получения целевого продукта требует установления всей совокупности протекающих химических реакций в процессе переработки исходного сырья. Далее определяется вероятность протекания основной реакции, обеспечивающей получение заданного продукта, и рассчитывается максимальный выход целевого продукта (см. ниже) в технологическом процессе. Вероятность протекания той или иной обратимой реакции определяется по изменению полной энергии Гиббса G, которое рассчитывается с помощью стандартных таблиц или определяется на основе экспериментальных данных. Если G > 0, то наиболее вероятно протекание реакции слева направо;

если G < 0, то наиболее вероятно протекание реакции справа налево;

если G = 0, то существует состояние равновесия. На основании данных о равновесии основной реакции можно получить представление о максимальном выходе целевого продукта. В состоянии равновесия, к которому стремятся все химические реакции, скорости прямой и обратной реакции становятся одинаковыми, а соотношение концентраций компонентов в рассматриваемой системе (исходные реагенты и продукты реакции) остается неизменным. Концентрации реагирующих компонентов в состоянии равновесия связаны между собой определенным соотношением (константой равновесия K), которое является выражением закона действующих масс. Величина K дает количественную оценку равновесия. Если ее численное значение велико, то равновесие реакции сдвинуто в сторону образования продуктов реакции, если мало, то в смеси преобладают исходные вещества. Знание констант равновесия для химических реакций позволяет рассчитать такие важнейшие характеристики химической технологии, как равновесную степень превращения реагента и равновесный выход продукта. Степень превращения — это отношение количества израсходованного основного реагента к общему его количеству в начале процесса. Выход продукта — это отношение количества полученного целевого продукта к его количеству, которое должно быть получено согласно химическому уравнению. Основными параметрами, влияющими на равновесие химических реакций, являются температура, давление и концентрация реагирующих веществ. Эти параметра на практике обычно используются для сдвига равновесия в желаемую сторону, то есть для регулирова Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников ния равновесной степени превращения в соответствии с законом действующих масс. Так, при повышении температуры равновесие смещается в сторону получения целевых продуктов, если химическая реакция протекает с поглощением тепла, а для реакции, протекающей с выделением тепла, повышение температуры смещает равновесие в сторону исходных веществ. При повышении давления равновесие смещается в сторону получения целевых продуктов, если реакция идет с уменьшением числа молекул в газовой фазе. Если же реакция идет с увеличением числа молекул в газовой фазе, то увеличение давления смещает равновесие в сторону исходных продуктов. При повышении концентрации исходных реагентов равновесие реакции смешается в сторону образования целевого продукта. Рассмотренные основные закономерности равновесия химических реакций позволяют определить лишь максимально возможный (теоретический) выход целевого продукта. Однако в технологических процессах, ограниченных временем, теоретический выход, как правило, не достигается вследствие уменьшения с течением времени суммарной скорости прямой и обратной реакций. В необратимых процессах скорость реакции стремиться к нулю из-за уменьшения концентрации одного из исходных реагентов. В обратимых процессах уменьшение скорости химической реакции до нуля происходит по мере достижения системой равновесия, когда скорости прямой и обратной реакций становятся равными. Кроме того, рассмотренные термодинамические соображения, приводящие к увеличению выхода продуктов реакции, часто находятся в противоречии с кинетикой процесса. Например, с точки зрения термодинамики экзотермический процесс желательно вести при низкой температуре, так как равновесная степень превращения увеличивается при понижении температуры. Однако скорость реакции при уменьшении температуры, наоборот, снижается. Таким образом, для установления оптимальных технологических условий проведения процесса необходимо одновременно учитывать как термодинамические, так и кинетические факторы. Скорость химической реакции зависит от многих факторов, основными из которых являются температура, концентрация компонентов, давление и катализаторы. Cильное влияние на скорость реакции оказывает температура. Однако влияние температуры оказывается неодинаковым для различных типов реакций. Скорость простой необратимой и обратимой эндотермических реакций с увеличением температуры в первом приближении экспоненциально возрастает, а обратимой экзотермической реакции сначала увеличивается, достигает максимума, а затем уменьшается. При увеличении концентрации исходных реагентов скорость химической реакции обычно возрастает. Давление также оказывает большое влияние на скорость химических процессов. Особенно сильно это влияние проявляется в тех случаях, когда процессы протекают в газовой фазе или при взаимодействии газов с жидкими или твердыми веществами. Это объясняется тем, что повышение давления равносильно увеличению концентрации реагирующих веществ. Механизм влияния катализаторов на скорость химической реакции связан со снижением энергии активации процесса. Скорость реакции в присутствии катализатора иногда увеличивается в миллионы раз.

В общем случае скорость роста кристалла из газовой фазы меньше или сравнима со скоростью гетерогенной химической реакции, так как взаимодействию реагентов, находящихся в разных фазах, предшествует их доставка к поверхности раздела фаз и массообмен между фазами. В реальных условиях протекания большинства гетерогенных химико-технологических процессов (процесс роста кристалла из газовой фазы) наряду с химической реакцией необходимо учитывать сопутствующие физические процессы, связанные с макросостоянием системы и накладывающиеся на нее. Гетерогенный химико-технологический процесс представ 6.4. Метод сублимации–конденсации ляет собой совокупность физических (тепло- и массопередача) и химических процессов. Для количественной характеристики такого сложного процесса роста допустимо разделение его на отдельные стадии и анализ каждой из них. Принято выделять по меньшей мере три одновременно протекающих стадии: 1) перенос реагирующих веществ к поверхности раздела фаз — зоне реакции;

2) химическое взаимодействие в зоне реакции;

3) отвод продуктов реакции из зоны реакции. Характер процесса роста может значительно усложняться условиями теплопередачи в зоне реакции (особенно при высоких скоростях выращивания кристаллов, когда скорость процесса главным образом зависит от скорости отвода скрытой теплоты кристаллизации). Общая скорость процесса будет определяться скоростью самой медленной (лимитирующей) стадии. Если самым медленным звеном процесса в методах химических реакций и химического транспорта является подвод реагирующих веществ к зоне реакции или отвод от нее продуктов реакции, то кинетика суммарного процесса будет лимитироваться диффузионным массопереносом (процесс роста идет в диффузионной области). Если самой медленной стадией процесса является химическое взаимодействие, то скорость всего процесса будет определяться скоростью химических реакций, и тогда считается, что процесс протекает в кинетической области. При соизмеримых скоростях отдельных стадий считается, что процесс протекает в переходной области. Лимитирующая стадия гетерогенного химико-технологического процесса определяется опытным путем при изучении влияния различных факторов технологического режима на общую скорость процесса. Как правило, скорость роста кристалла, выращиваемого из газовой фазы методами химических реакций или химического транспорта, определяется скоростью протекания химических реакций. Остановимся на методах выращивания кристаллов из газообразной фазы более подробно.

6.4. Метод сублимации–конденсации Метод сублимации–конденсации можно применять для выращивания конгруэнтно испаряющихся полупроводниковых соединений и твердых растворов на их основе, компоненты которых обладают достаточно высокими давлениями паров (1 мм рт. ст.), а также в случаях, когда кристаллы материалов сложно вырастить другими методами. Выращивание кристаллов этим методом проводят в замкнутых или проточных систе Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.15. Схемы выращивания кристаллов методом сублимации–конденсации и распределение температуры в реакционной камере: а — замкнутая система;

б — проточная система.

мах, в вертикальной или горизонтальной модификации, с затравкой или без затравки. Схемы различных модификаций этого метода показаны на рис. 6.15. Сущность метода сублимации–конденсации заключается в возгонке (или испарении) исходного вещества и последующей конденсации паров на растущей поверхности. Метод характеризуется тем, что состав растущего кристалла практически идентичен составу источника, а паровая фаза состоит только из атомов или молекул, образующих источник и кристалл. В зависимости от паровой среды массоперенос в замкнутых системах осуществляется либо молекулярными пучками (в вакууме), либо молекулярной или конвективной диффузией. Лимитирующей стадией роста обычно является массоперенос: подвод кристаллизующегося материала к поверхности роста. Рост кристалла происходит в диффузионной области. Замкнутая система реализуется в вакуумированной и запаянной кварцевой ампуле. Для выращивания монокристаллов таким способом необходимо следовать следующим правилам. 1. Использовать докритические пересыщения с целью обеспечения селективного зарождения на небольшом числе активных мест на стенках ампулы. Для локализации зарождения и образования единственного зародыша целесообразно вести кристаллизацию в сужающемся конце специально обработанной кварцевой ампулы, также можно использовать создание относительно холодного пятна на стенке ампулы или проводить рост на затравке. 2. Скорость протягивания ампулы должна быть согласована с линейной скоростью роста в направлении оси ампулы. Благодаря выполнению этого условия фронт критического пересыщения будет совпадать с фронтом кристаллизации, поэтому зарождение будет происходить на растущей поверхности кристалла, а не на стенках ампулы.

6.5. Метод химических реакций 3. Для обеспечения конвективного переноса следует пользоваться ампулами большого диаметра, выполненными в виде комбинации цилиндра и конуса. Таким способом, как правило, растят совершенные кристаллы соединений AIV BVI (PbTe, PbS и др.), AII BVI (CdS, CdSe и др.) и твердые растворы на их основе. При выращивании кристаллов из газообразной фазы в проточных системах методом сублимации-конденсации пары исходного вещества вводятся в зону кристаллизации потоком инертного газа (водород, аргон и др.).

6.5. Метод химических реакций (диссоциации или восстановления газообразных химических соединений) Метод диссоциации или восстановления газообразных химических соединений оказывается весьма эффективными для выращивания из газообразной фазы монокристаллических слитков тугоплавких соединений, компоненты которых при приемлемых технологических температурах обладают незначительными давлениями паров. В этом методе для получения монокристаллов из газовой фазы используются химические реакции. Источник состоит из газообразных молекул сложного состава, содержащих атомы кристаллизующегося вещества. Кристалл заданного состава образуется в результате химической реакции, протекающей на поверхности затравки или подложки (или вблизи нее) и приводящей к выделению атомов кристаллизующегося вещества. Суть метода заключается в следующем. Источником материала для роста кристалла служат предварительно очищенные легколетучие химические соединения, которые подаются в реакционную камеру. Эти соединения подвергаются термической диссоциации или восстановлению соответствующим газообразным восстановителем на поверхности роста, что приводит к выделению на ней атомов кристаллизующегося вещества. Примером такого процесса может служить восстановление кремния из четыреххлористого кремния SiCl4 + 2H2 Si + 4HCl или получение кремния при термической диссоциации SiH4 SiH4 Si + 2H2. (6.15) (6.14) Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.16. Схема выращивания кристаллов методом химических реакций в проточной системе.

Процессы кристаллизации на растущей поверхности происходят в этом случае в две последовательные стадии: 1) выделение вещества на поверхности роста в результате химической реакции восстановления (разложения);

2) встраивание атомов в решетку кристалла. Поскольку при реакции восстановления (разложения) выделяются, кроме основного, газообразные продукты, то для достижения стационарного, равномерного процесса их необходимо непрерывно удалять, для чего наиболее подходят проточные системы (рис. 6.16). Поверхность раздела фаз (поверхность растущего кристалла или поверхность подложки, на которой растет монокристаллическая пленка) играет роль катализатора реакции. Каталитическая активность поверхности зависит от природы вещества и его агрегатного состояния, а также определяется морфологией этой поверхности, присутствием на ней активных мест для зарождения центров новой фазы. Обычное понятие пересыщения, которое определяет термодинамическую скорость роста кристалла, для метода химических реакций оказывается неприменимым. Основным параметром, характеризующим скорость роста, является изменение полной энергии G, равное сумме изменений, соответствующих химическому процессу и встраиванию в решетку выделившихся на поверхности атомов. Первое слагаемое этой суммы зависит от значений констант равновесия основных химических реакций, а второе — от условий закрепления атомов в решетке (механизмов роста). Как показывает опыт, в большинстве случаев лимитирующей стадией роста кристалла методом химических реакций оказываются поверхностные химические реакции. Крайне важным вопросом технологии выращивания кристаллов при помощи метода химических реакций диссоциации или восстановления является выбор, синтез и подача смеси реагентов. Смесь должна быть такова, чтобы во время химических реакций при температуре роста все продукты реакции (за исключением компонентов кристалла) были газообразными и не встраивались в решетку кристалла. Смесь должна 6.6. Метод химического транспорта (реакций переноса) обладать высокой летучестью при довольно низких температурах. Реакция синтеза реагентов должна обеспечивать получение продукта высокой чистоты. Выход химической реакции должен быть регулируемым в достаточно широком интервале температур путем изменения состава газовой смеси реагентов. Крайне желательны подробные сведения о механизме и кинетике химических процессов, происходящих у поверхности роста. Таким образом, количество кристаллизующегося вещества определяется выходом реакции восстановления (разложения) газообразного соединения при данных условиях (температуре, давлении, концентрации компонентов) и скоростью подачи газовой смеси. Определение оптимальных условий для выращивания монокристаллов с заданными свойствами методом химических реакций требует в каждом отдельном случае тщательных исследований. Общие же правила таковы: необходима тщательная подготовка подложки, на которой предполагается выращивать кристалл;

температура на поверхности подложки, состав и скорость протока газовой смеси должны быть неизменными в течение всего процесса.

6.6. Метод химического транспорта (реакций переноса) В основе получения монокристаллов из газовой фазы методом химического транспорта лежат химические реакции также, как и в основе метода диссоциации и восстановления газообразных соединений. Рост кристалла происходит в результате реакций разложения газообразных молекул. Примером использования этого метода может служить получение монокристаллического германия: GeI4 Ge + 2I2. (6.16) Сущность метода реакций переноса заключается в следующем (рис. 6.17). При взаимодействии газообразного реагента X (I2 в нашем примере) с твердым, нелетучим веществом A (источник Ge) при определенных значениях температуры и давлениях паров X могут образовываться разные по составу летучие соединения. При неизменных условиях между ними устанавливается некоторое состояние равновесия. Если изменить температуру системы, то состояние равновесия нарушится и состав компонентов смеси изменится. Выбирая условия, при которых в области источника идет преимущественно реакция образования летучего соединения XA (GeI4 ), а в области кристаллизации — его разложение с выделением компонента A (Ge), можно обеспечить условия, при которых Глава 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Рис. 6.17. Схема выращивания кристаллов с использованием газотранспортных реакций в открытой (а) и закрытой (б) системах: 1 — реактор;

2 — лодочка с летучим компонентом;

3 — лодочка с нелетучим компонентом;

4 — подложка с кристаллом 5;

6 — кварцевая ампула;

7 — исходное соединение.

будет происходить перенос A (Ge) от источника к растущей поверхности и рост монокристалла вещества A (Ge). Для того чтобы осуществить перекристаллизацию вещества A, его помещают в один конец откачанной кварцевой ампулы, в которую вводится определенное количество газообразного реагента X, после чего ампула запаивается. Затем ампула помещается в двухзонную печь таким образом, что источник находится при температуре T1, а зона кристаллизации, расположенная на другом конце ампулы, находится при температуре T2. Температуры T1 и T2 подбираются так, чтобы при T1 в результате химических реакций реагента X с материалом источника образовывалось летучее соединение, которое, попадая в зону с температурой T2, разла 6.6. Метод химического транспорта (реакций переноса) галось, образуя вещество A и газообразный реагент X. Реагент X, диффундируя по ампуле, снова попадает в зону источника, снова образует летучее соединение, молекулы которого, попадая в зону кристаллизации, распадаются, и т. д. Таким образом, небольшое количество реагента X может обеспечить перенос и перекристаллизацию произвольно большого количества вещества A. Необходимыми условиями для осуществления переноса являются обратимость химической реакции и наличие градиента концентрации, которое является следствием наличия перепада температур или давлений. Процесс переноса вещества состоит из трех этапов: 1) химической реакции газообразного переносчика с веществом источника;

2) перемещения газообразного соединения от источника к зоне роста;

3) химической реакции, в результате которой выделяется кристаллизуемое вещество. Выбор химических реакций переноса осуществляется на основе следующих общих правил: 1. Перенос вещества посредством обратимой реакции может происходить лишь в том случае, если переносимый компонент конденсированной фазы присутствует только в одной части уравнения. 2. Реакции, которые при равновесных условиях сильно смещены в одну или другую сторону, не приводят к заметному переносу вещества. 3. Эффективность и направление переноса определяются суммарным изменением полной энергии G = H TS. 4. Выход реакции тем больше, чем больше суммарное изменение свободной энергии. Скорость роста монокристаллов в этом методе определяется либо диффузионными и конвективными процессами при малых давлениях в системе — тогда скорость роста невелика;

либо скоростями реакций, протекающих в зоне источника и в зоне кристаллизации при высоких давлениях — при этом наблюдается резкое повышение скорости роста за счет интенсификации конвекционных потоков. Таким способом могут выращиваться монокристаллы Ge, GaAs;

этот метод является весьма удобным способом получения тугоплавких полупроводников: халькогенидов переходных и редкоземельных элементов (например MnTe, GdS, EuS), сложных полумагнитных полупроводников (HgCr2 Te4 ).

Глава Легирование полупроводниковых материалов Для изготовления многих полупроводниковых приборов необходим легированный материал. Возможны следующие способы легирования: 1) легирование уже выращенных кристаллов;

2) легирование кристаллов в процессе выращивания из жидкой фазы;

3) легирование кристаллов в процессе выращивания из газовой фазы. 1. Легирование уже выращенных кристаллов. Оно осуществляется методом диффузии примеси из внешней газовой, жидкой или твердой фаз, методом радиационного легирования и методом ионной имплантации. Метод диффузии в технологии производства объемных легированных материалов не получил распространения из-за малых скоростей диффузии в кристаллах. Тем не менее сами процессы диффузии играют большую роль в технологии получения и обработки полупроводниковых материалов и создании приборов на их основе. Рассмотрению этих процессов посвящена гл. 8. Суть же радиационного (или трансмутационного) метода легирования выращенных кристаллов сводится к следующему. При облучении кристаллов полупроводников и диэлектриков ядерными частицами (нейтронами, протонами, -квантами и др.) в результате протекания ядерных реакций может происходить превращение части атомов основного вещества в атомы других химических элементов, которые отсутствовали ранее в веществе. Например, при облучении Si медленными нейтронами образуется нестабильный изотоп 31 Si, который, распадаясь с периодом полураспада 2.6 часа, превращается в стабильный изотоп 31 P. Эти явления находят все более широкое применение для однородного легирова 265 ния выращенных кристаллов. Неоднородность удельного сопротивления при радиационном легировании не превышает 1% на глубине 50 мм. Это значительно превосходит степень однородности легирования кристаллов другими методами. В настоящее время наибольшее практическое применение при радиационном легировании получило использование тепловых нейтронов. Ионной имплантацией называют процесс внедрения в кристалл ионизированных атомов с энергией, достаточной для проникновения в его приповерхностные области. В настоящее время в электронной промышленности ионная имплантация наиболее широко применяется для ионного легирования кремния при изготовлении полупроводниковых приборов. Энергия легирующих ионов (бора, фосфора или мышьяка) обычно составляет 3–500 кэВ, что достаточно для их имплантации в приповерхностную область кремниевой подложки на глубину 10–1000 нм. Глубина залегания имплантированной примеси, которая пропорциональна энергии ионов, может быть выбрана исходя из требований конкретного применения имплантированной структуры. Основным преимуществом технологии ионной имплантации является возможность точного управления количеством внедренных атомов примеси. Нужную концентрацию легирующей примеси (в кремнии в диапазоне 1014 –1021 см3 ) получают после отжига мишени. Кроме того, можно легко управлять профилем распределения внедренных ионов по глубине подложки. Процесс ионной имплантации, проводимый в вакууме, относится к категории «чистых и сухих» процессов. Одним из недостатков ионной имплантации и метода радиационного легирования является одновременное с легированием образование в облучаемых кристаллах радиационных нарушений кристаллической решетки, что существенно изменяет электрофизические свойства материала. Поэтому необходимой стадией процесса при получении ионно-легированных и радиационно-легированных кристаллов является термообработка (отжиг) материала после облучения. Отжиг ионно-имплантированных слоев проводится для активирования имплантированных атомов, уменьшения дефектов кристаллической структуры, образующихся при ионной имплантации и радиационном легировании, и в конечном счете, для создания области с заданным законом распределения легирующей примеси и определенной геометрией.1 Другими недостатками данного метода легирования являются стоимость облучения и необходимость соблюдения 1 Нагрев при термической обработке можно осуществлять кроме обычных методов и методами поверхностного воздействия с помощью лазерного, фотонного, электронного и других видов лучевого воздействия.

Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов мер радиационной безопасности. Тем не менее ионная имплантация и радиационное легирование кристаллов сейчас — важные и быстро развивающиеся области технологии полупроводников. Так как ионная имплантация обеспечивает более точный контроль общей дозы легирующей примеси в диапазоне 1011 –1016 см2, там, где это возможно, ею заменяют процессы диффузионного легирования. Очень интенсивно ионная имплантация используется для формирования сверхбольших интегральных схем. Метод радиационного легирования используется для получения кремния, необходимого для производства силовых приборов, где в качестве главного требования выступает высокая однородность распределения примесей в кристалле. Метод радиационного легирования также находит все большее применение и для легирования других полупроводниковых материалов. Так, им осуществляют легирование Ge галлием и мышьяком, InSb оловом, GaAs германием и селеном и т. д. В данном курсе мы не будем касаться физических процессов, лежащих в основе ионной имплантации и метода радиационного легирования, и вопросов, связанных с применением этих методов для легирования полупроводников и создания полупроводниковых приборов. Эти вопросы подробно изложены в специальной литературе, например [28, 39].

7.1. Легирование объемных кристаллов в процессе выращивания из жидкой фазы (общие принципы) Рассмотрим особенности легирования кристаллов в процессе их выращивания из жидкой фазы. Широко применяемым методом получения легированных монокристаллов полупроводников является выращивание их из расплава, к которому добавлена нужная примесь. Общие принципы такого легирования заключаются в следующем. Навеска примеси pi, подлежащая введению в расплав или жидкую зону для получения в твердом кристалле концентрации Ni, рассчитывается по формуле, определяющей коэффициент разделения примеси (см. гл. 5). K0 = CS /CL = Ni MiVL /NA pi, pi = Ni MiVL /K0 NA, (7.1) где Mi — атомный вес примесного элемента, NA — число Авогадро, VL — объем расплава. При выборе примесей для легирования необходимо учитывать величину коэффициента разделения и ее изменение при изменении условий 7.1. Легирование объемных кристаллов из жидкой фазы выращивания. Эти факторы являются чрезвычайно важными для получения монокристаллов с равномерным распределением примесей из-за принципиальной однократности процесса легирования и невозможности исправления ошибок в дозировании примеси. Пусть, для определенности, K0 < 1. Тогда если скорость роста кристалла V больше, чем скорость выравнивания состава в жидкой фазе, то из-за оттеснения примеси из твердой фазы в жидкую и замедленности диффузионных процессов установления равновесия в жидкой фазе концентрация примеси в расплаве у границы раздела будет возрастать. Накопление избытка примеси приведет к образованию перед движущимся фронтом кристаллизации диффузионного слоя, из которого примесь путем диффузии переходит в объем расплава. Если K0 > 1, то вблизи поверхности роста ощущается недостаток примеси. Таким образом, от равновесного коэффициента разделения K0 мы переходим к эффективному K и учитываем влияние условий выращивания на процессы легирования: K(f, D, ) = K0 /[K0 + (1 K0 ) exp(V /D)], (7.2) где D — коэффициент диффузии примеси в расплаве (см. гл. 5). В некоторых случаях, если характер перемешивания расплава задан, определение значения возможно аналитически. Так, если при получении легированных кристаллов методом Чохральского перемешивание расплава осуществляется вращением кристалла и тигля вокруг своих осей во встречных направлениях с угловыми скоростями к и т, то значение при невысоких скоростях роста V может быть определено по формуле (7.3) = AD1/3 1/6 (к + т )1/2, где A — постоянная, принимающая значение от 1.3 до 1.6, а — кинематическая вязкость расплава [37]. Зависимость K от V показана на рис. 7.1 для двух скоростей вращения и трех значений равновесного коэффициента разделения K 0. Видно, что только при скоростях V < 4 · 103 см/с можно говорить о совпадении K и K0. Из рисунка также видно, сколь важно вращение расплава и (или) кристалла для выравнивания концентрации примеси в расплаве. Особенно это важно в условиях зонной плавки: без перемешивания расплава может достигать размеров зоны. При = 1 см K и K 0 становятся сопоставимы по величине только при V < 104 см/с. Именно поэтому скорости выращивания кристаллов в методе зонной плавки значительно меньше, чем при вытягивании кристалла из расплава. При выборе примеси чрезвычайно важным является учет ее чистоты, так как попадание в растущий кристалл вместе с легирующей приме Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов Рис. 7.1. Зависимость K от скорости кристаллизации V при разных скоростях вращения расплава и кристалла.

сью неконтролируемых сопутствующих примесей даже в очень малых количествах может приводить к существенному ухудшению параметров выращиваемых кристаллов (например, существенно снижать время жизни неосновных носителей заряда). Поэтому перед легированием оценивают требуемую чистоту легирующего элемента с учетом особенностей используемого метода легирования и допустимого содержания в легируемом кристалле посторонних примесей.

7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла Вопрос об однородности распределения примесей по длине и поперечному сечению выращиваемого монокристалла уже обсуждался в гл. 5 и гл. 6. Из рассмотренного материала можно сделать вывод, что существует несколько факторов, вызывающих появление неоднородностей состава в растущем кристалле. Неоднородности по причинам их возникновения можно разделить на две группы: сегрегационные и технологические. Сегрегационные (или как их часто называют фундаментальные) связаны с закономерными изменениями состава растущего кристалла, обусловленными основными законами фазовых превращений в многокомпонентных системах (см. гл. 5). Эти закономерные неоднородности охватывают весь объем выращенного кристалла. Технологические неоднородности имеют незакономерный характер. Они связаны с нарушениями стабильности условий роста кристаллов и охватывают небольшие объемы кристалла (см. гл. 6). Ясно, что техно 7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла логические неоднородности могут быть устранены усовершенствованиями технологической аппаратуры для выращивания монокристаллов полупроводников и подбором оптимальных условий роста. Подобные способы уже рассматривались в предыдущей главе. В тоже время сегрегационные неоднородности таким путем устранены быть не могут. Для борьбы с ними необходимо разрабатывать специальные методы. Методы выравнивания сегрегационных неоднородностей состава кристалла делятся на две группы: пассивные и активные методы. В первом случае монокристаллы с заданной однородностью распределения примеси получают без внесения каких-либо изменений в кристаллизационный процесс, то есть используются части кристалла с приблизительно равномерным распределением примеси. Под активными методами подразумеваются такие, которые позволяют активно влиять на ход процесса легирования во время роста, то есть по существу, позволяют программировать процесс изменения состава. Эффективность метода выравнивания состава оценивают величиной, называемой выходом процесса или выходом годного материала. Выходом принято называть отношение части количества вещества с необходимыми для дальнейшего использования свойствами к общему его количеству, подвергнутому технологической обработке. В литературе также часто используется такое понятие, как теоретический выход годного материала. Имея аналитическое выражение для распределения состава в кристалле, выращиваемом каким-либо методом, можно рассчитать значение теоретического выхода для этого процесса. Поскольку теоретический расчет учитывает только сегрегационные неоднородности состава, то значение теоретического выхода будет характеризовать максимальный предел, выше которого нельзя увеличить реальный выход годного материала.

7.2.1. Пассивные методы выравнивания состава Однородные кристаллы полупроводников проще всего получить, используя без всяких изменений обычные кристаллизационные процессы: нормальную направленную кристаллизацию и зонную плавку. В этом случае используют приблизительно однородно легированную часть кристалла. Анализ кривых распределения примесей (см. гл. 5) в этих процессах показывает, что наиболее равномерно легированная часть кристалла примыкает к одному из его концов, поэтому целесообразно для дальнейшей работы использовать именно эти части. При выращивании легированных кристаллов методом нормальной на Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов правленной кристаллизации состав исходного расплава обычно задают так, чтобы требуемая концентрация примеси оказалась в начале слитка. Оценка значения расчетного выхода с приемлемым (±10%) разбросом состава по длине слитка при выращивании легированных кристаллов методом нормальной направленной кристаллизации показала низкую эффективность этого метода для получения однородного материала (при K = 0.1 теоретический выход равен 10.5%). Однако, благодаря своей простоте этот метод иногда применяется для получения легированных монокристаллов методом Чохральского. Рассмотрим теперь возможности использования приблизительно равномерно легированной части кристаллов, выращиваемых методом зонной плавки. Теоретический выход процесса в этом случае, как показывают оценки, зависит от распределения примеси в исходном материале. Наиболее распространенным в данной технологии является в среднем равномерное исходное распределение примеси. Анализ теоретического выхода процесса зонной плавки при этих условиях показал [37], что выход тем больше, чем коэффициент распределения ближе к 1;

он возрастает с увеличением приведенной длины кристалла A = L/l, где L — длина кристалла, l — длина зоны, и в пределе стремиться к (A 1)/A. Выход в этом случае может быть сделан достаточно близким к 100% для однократного прохода расплавленной зоны через равномерный в среднем по составу образец. Таким образом, метод зонной плавки может удовлетворить большинству практических требований при получении однородных кристаллов, если только приведенная длина слитка достаточно велика. Эффективным способом повышения теоретического выхода при выращивании кристаллов методом зонной плавки является выравнивание существенно неоднородного распределения примесей в начальной части слитка. Для этого в начальной части кристалла длиной в одну зону создается средняя концентрация примеси в K раз меньшая, чем в остальной части кристалла. Такой метод создания исходного распределения примеси получил название целевой загрузки. Для примесей с K < 1 и с равномерным в среднем начальным распределением по объему кристалла необходимое распределение проще всего создается легированием зоны в начальной части образца. После расплавления зоны в нее вводится примесь в таком количестве, что при движении зоны вдоль образца она с самого начала имеет постоянный состав: в нее через границу плавления входит ровно столько примеси, сколько уходит через границу кристаллизации. Вследствие этого состав выращиваемого кристалла постоянен по всей длине за исключением его конца, где процесс идет по закону 7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла нормальной направленной кристаллизации. Также на практике часто используется метод прохождения легирующей зоны через чистый исходный образец для получения равномерно легированных кристаллов. Суть метода сводится к следующему. В расплавленную в начале чистого кристалла зону вводят легирующую примесь. Для примеси с K 1 при кристаллизации расплава из зоны уходит настолько мало примеси, что состав жидкой фазы практически не меняется и, таким образом, получается однородно легированный материал. Поэтому этот метод наиболее эффективен для примесей с K 1.

7.2.2. Активные методы выравнивания состава кристаллов Эти методы служат для повышения выхода материала с равномерным распределением примеси. Их отличительной особенностью является то, что в течение всего кристаллизационного процесса в него вводятся определенные изменения. Активные методы выравнивания состава подразделяются на две основные группы. Первая — включает методы, в которых с целью поддержания концентрации примеси в расплаве в течение всего процесса выращивания монокристалла постоянно проводят подпитку расплава либо нелегированной твердой, жидкой или паровой фазой (если K < 1), либо фазой, содержащей легирующую примесь (если K > 1). В этих методах в процессе кристаллизации должны соблюдаться следующие условия: CL = const, K = const, V = const, CS = KCL = const. Система процесса выращивания однородного кристалла в наиболее общем виде включает в себя следующие элементы: растущий кристалл, расплав и поступающую в него подпитывающую массу. Вторая — методы, в которых изменяются сами условия роста монокристаллов. Процессы выращивания однородных кристаллов этими методами протекают при следующих условиях: CL = const;

K = const;

н к f = const;

CS = KнCL = KкCL = const, где н — начало, а к — конец. При этом программа изменения кристаллизационного процесса обеспечивает постоянство скорости захвата примеси в течение всего процесса выращивания монокристалла. Помимо этих двух групп методов возможны и их комбинации. Рассмотрим сначала первую группу методов более подробно. Первая группа методов выравнивания состава кристаллов Механическая подпитка расплава твердой фазой Возможны два способа:

Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов Рис. 7.2. Схема метода механической подпитки расплава твердой фазой: 1 — питающий кристалл;

2 — нагреватель для подогрева питающего кристалла;

3 — тигель;

4 — выращиваемый кристалл;

5 — расплав;

6 — основной нагреватель.

1. Идея первого способа состоит в опускании в расплав подпитывающего стержня (рис. 7.2). Процессом подпитки можно управлять, меняя площадь поперечного сечения подпитывающего стержня, его состав и механическую скорость его подачи. При необходимости в расплав может одновременно вводиться несколько стержней. Для того, чтобы получить математическое выражение, описывающее процесс выравнивания состава в данном методе, необходимо составить уравнение баланса примеси в расплаве и приравнять изменение концентрации примеси нулю. Из этого уравнения для любого варианта механической подпитки расплава опускающимся стержнем легко найти условия, обеспечивающие получение однородного кристалла. Так, для наиболее интересного с практической точки зрения режима получение легированных кристаллов решение уравнения сводится к отысканию либо нужной концентрации подпитывающего стержня при заданных остальных параметрах, либо к отысканию его площади поперечного сечения. В частности, если сечения вытягиваемого кристалла и стержня подпитки равны, и равны их плотности, то состав подпитывающего стержня должен быть равен составу растущего кристалла. Этот способ выравнивания состава позволяет получать однородные монокристаллы с высоким выходом и большим диапазоном уровней легирования. Он используется и для выращивания монокристаллов твердых растворов (см. гл. 6), например, в таких системах как Ge–Si, Bi–Sb, InAs–GaAs и т. д. 2. Второй способ подпитки — метод расплавленного слоя (рис. 7.3). В этом случае слиток подпитывающего материала помещают в нижней части кристалла, выращивание которого ведут с вершины подпитывающего слитка, подплавляемого специальным нагревателем. Рост кристалла в этом случае сопровождается синхронным перемещением подпитывающего слитка вверх.

7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла Рис. 7.3. Схема метода подпитки расплава твердой фазой (метод расплавленного слоя): 1 — питающий кристалл;

2 — нагреватель;

3 — выращиваемый кристалл, 4 — расплав.

Анализ условий выращивания однородного по составу кристалла и выхода годного материала в методе расплавленного слоя проводится аналогично предыдущему случаю. Однако этот метод имеет определенные преимущества: а) возникающие в расплаве концентрационные и тепловые потоки симметричны;

б) процесс выращивания проводится в бестигельных условиях. Эти преимущества послужили стимулом для развития этого метода и изготовления легированных бездислокационных кристаллов полупроводников. Механическая подпитка расплава жидкой фазой Механическую подпитку кристаллизуемого расплава жидкой фазой чаще всего осуществляют при выращивании кристаллов методом Чохральского. Наибольшее распространение получили две модификации этого метода: первый — вытягивание монокристалла из расплава в плавающем тигле или в тигле, механически перемещающемся относительно внешнего контейнера, с которым они связаны капиллярным каналом (рис. 7.4);

второй метод — вытягивание кристалла из тигля, разделенного перегородкой, через которую рабочая и подпитывающая части тигля соединены капиллярным каналом (рис. 7.5). В обеих модификациях в рабочем режиме в соединительном канале идет непрерывный поток расплава по направлению к рабочему объему. При этом перенос примесного компонента в канале состоит из двух частей: потока, вызванного потоком жидкости, и потока, обусловленного молекулярной диффузией. Для управления процессом выравнивания состава вытягиваемого кристалла необходимо, чтобы перенос примеси в канале осуществлялся только механическим перетоком расплава, а выравнивающее действие молекулярной диффузии было подавлено. Это условие легче всего выполняется при использовании длинных и узких соединительных каналов-капилляров. В процессах с плавающим или механически перемещаемым рабо Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов Рис. 7.4. Основные варианты капиллярной подпитки: а — плавающий тигель;

б — механически опускаемый тигель (1 — расплав;

2 — кристалл;

3 — внутренний тигель;

4 — капилляр трубка;

5 — внешний тигель;

6 — держатель внутреннего тигля;

7 — двигатель;

8 — держатель кристалла).

Рис. 7.5. Схема капиллярного двойного тигля: 1 — капиллярный канал;

2 — расплав;

3 — кристалл.

7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла чим тиглем наибольшее распространение получили режимы выращивания, при которых обеспечивается постоянство рабочего объема расплава. Поэтому распределение примесного состава в кристалле, выращиваемом этим методом, аналогично распределению состава в кристалле, получаемом с помощью метода зонной плавки. Однако рассмотренный метод получения однородно легированных кристаллов имеет ряд важных преимуществ по сравнению с методом зонной плавки: 1) отсутствие необходимости приготовления исходных образцов нужного состава;

2) возможность непосредственного наблюдения за процессом вытягивания;

3) постоянство рабочего расплава (в случае с плавающим тиглем) или возможность его варьирования в широких пределах в случае с механическим перемещением тигля. Процесс выращивания легированных кристаллов из капиллярного двойного тигля является своеобразной комбинацией процессов зонной плавки и нормальной направленной кристаллизации. Для обеспечения постоянства состава кристаллов, выращиваемых этим методом, достаточно, чтобы на протяжении всего процесса роста при изменении высоты расплава отношение площади рабочей части тигля ко всей его площади сохранялось постоянным. Это требование легко реализовать, например, в тигле внутри которого коаксиально устанавливается цилиндрическая перегородка с капиллярным каналом (рис. 7.5). Данный метод успешно применяется для легирования кристаллов примесями с K > 1 и K < 1. Однако анализ теоретического выхода годного материала показал, что для примесей с K 1 применение капиллярных тиглей с целью получения однородно легированных кристаллов нецелесообразно. Механическая подпитка расплава газовой фазой Механическую подпитку кристаллизуемого расплава газовой фазой осуществляют как при выращивании кристаллов методом Чохральского, так и при выращивании методом зонной плавки. Подпитка может проводиться как нелетучей, так и летучей примесью. В случае нелетучей примеси обычно эта примесь подводится к расплаву в виде летучего химического соединения. Последнее, взаимодействуя с расплавом, разлагается, вводимая примесь выделяется и легирует расплав. Такой процесс выделения примеси в результате химических реакций используется лишь для примесей с K > 1. При легировании кристаллов летучими примесями, обладающими при температуре расплава высоким давлением пара, необходимо учитывать взаимодействие расплава с паровой фазой. Процесс подпитки кристаллизуемого расплава паровой фазой может осуществляться как путем поглощении примеси (K > 1) из газовой фазы, так и путем ее испарении Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов Рис. 7.6. Схема подпитки кристалла с помощью испарения летучей примеси с K < 1 из расплава: 1 — тигель;

2 — выращиваемый кристалл;

3 — расплав;

4 — нагреватель.

(K < 1) из расплава. Переход летучего компонента через поверхность раздела расплав–газ будет отсутствовать только в том случае, когда концентрация растворенной в расплаве летучей примеси находится в равновесии с ее концентрацией в газовой фазе. Изменение состава расплава за счет сегрегации вызывает обмен летучим компонентом между расплавом и газом. Процесс межфазного обмена, который в конце концов приводит концентрации примеси в расплаве и газе к равновесным значениям, прекратится только тогда, когда прекратится изменение состава расплава. Если в системе имеется летучий компонент, то при наличии свободных поверхностей расплава обязательно происходит обмен летучим компонентом между расплавом и газом и равновесная подпитка расплава этим компонентом. При работе с летучими компонентами использование равновесной газовой подпитки можно вести по двум схемам. В первой из них стенки установки для выращивания кристалла специально не подогреваются, и их температура, как правило, близка к комнатной. В стационарных условиях вся примесь должна испариться из расплава и осесть на холодных стенках системы. При выращивании же легированных кристаллов все происходит по-другому. Равновесное испарение примеси компенсируется механической подачей в расплав летучего компонента. Например, простейший вариант такого процесса реализуется при равенстве оттесняемого на фронте кристаллизации в расплав в единицу времени количества примеси и количества примеси, испаряющейся за это же время со свободной поверхности расплава (рис. 7.6). Необходимая для этого процесса скорость роста кристалла находится из уравнения баланса примеси в расплаве. По второй схеме выращивание кристаллов ведут в установке со специально подогреваемыми стенками рабочей камеры. В этом случае си 7.2. Методы выравнивания состава вдоль кристалла Рис. 7.7. Схема механической подпитки расплава паровой фазой: 1 — выращиваемый кристалл;

2 — расплав;

3 — основной нагреватель;

4 — сосуд с летучей примесью;

5 — вспомогательный нагреватель, регулирующий давление пара, скорость его подачи к поверхности расплава;

6 — конденсат летучей примеси;

7 — термопара.

стема представляет собой замкнутый, предварительно вакуумированный объем с определенным температурным полем (рис. 7.7). В зоне пониженных температур помещают избыточное количество летучего компонента (источник). Температуру основной части системы, в которой происходит рост легированного кристалла, выбирают промежуточной между температурой источника и температурой расплава. Процесс кристаллизации ведут так, чтобы изменение состава расплава, вызванное сегрегационными явлениями, компенсировалось поглощением примеси из газовой фазы расплавом (должно установиться равновесное распределение примеси в системе расплав–подпитывающая газовая фаза). Для получения однородного по составу кристалла необходимо, чтобы равновесие в системе устанавливалось со скоростью большей, чем скорость сегрегационных изменений состава жидкой фазы. Это возможно только при очень малых скоростях роста кристалла, значительно меньших, чем обычно используют на практике. Поэтому этот метод при выращивании однородных объемных кристаллов применяют сравнительно редко (обычно для выращивания концентрированных твердых растворов тугоплавких материалов и диссоциирующих соединений). Вторая группа методов выравнивания состава кристаллов (изменение условий выращивания) Выравнивание состава выращиваемого кристалла с помощью программного изменения условий роста можно построить исходя из двух принципов. Процессы, основанные на первом принципе, сводятся к программному изменению скорости вытягивания и вращения кристалла. Эта методика получила достаточно широкое распространение и имеет много модификаций. Суть методов, основанных на этом принципе, сводится к следующе Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов му. Если легирование кристалла проводится нелетучей примесью с K < 1, то по мере вытягивания монокристалла концентрация примеси в расплаве непрерывно увеличивается и для получения равномерно легированного кристалла режим выращивания должен быть построен так, чтобы по мере роста кристалла коэффициент разделения примеси непрерывно уменьшался. Управлять изменением K от Kmax до Kmin можно изменением скорости выращивания кристалла V, частоты его вращения, а также выбором кристаллографической ориентации затравки и, соответственно, направлением выращивания. Согласно второму принципу параметры системы меняются так, что состав расплава в течение процесса выращивания кристалла остается постоянным. Этого можно добиться в случае, когда подпитка не производится и легирование кристалла осуществляется нелетучей примесью, изменением объема расплава в ходе процесса, то есть либо изменением длины расплавленной зоны, либо применяя слитки переменного сечения. Однако вследствие сложности практического осуществления эти методы выравнивания состава на практике не применяются. В заключении следует отметить, что с точки зрения получения высоко совершенных кристаллов, подпиточные методы вследствие стационарности условий роста кристаллов обладают существенными преимуществами перед методами программного изменения условий роста, при использовании которых, в принципе, трудно ожидать получения совершенных кристаллов. Это, в свою очередь, и обусловливает более широкое применение подпиточных методов для получения однородных кристаллов.

7.3. Растворимость примесей Для ряда практических применений (создание туннельных диодов, светодиодов и других полупроводниковых приборов) необходимо получать сильно легированные полупроводники. Поэтому представляется важным знание предельной растворимости CSmax примесей в материале (в твердой фазе). Под этим термином подразумевается концентрация примеси в насыщенном твердом растворе, образованном основным веществом и данной примесью. Если концентрация примеси в полупроводнике меньше CSmax, то примесь распределяется в кристаллической решетке моноатомно;

если превышает CSmax, то, как показывают исследования, в выращиваемом кристалле появляются структурные нарушения, например, макроскопические частицы инородной фазы, что сопровождается резким ростом, в первую очередь, плотности дислокаций. При легировании кристаллов большими концентрациями примесей важно иметь «запас» в рас 7.3. Растворимость примесей Рис. 7.8. Зависимость Ci и CS от CL.

творимости, чтобы обезопасить кристалл от появления подобных структурных нарушений. Кроме того, когда речь идет о сильном легировании полупроводников электрически активной примесью (легирующие примеси), то надо иметь в виду, что, например, в элементарных полупроводниках довольно часто наблюдается несоответствие между концентрациями носителей заряда и электрически активной примеси n(p) < CSmax. Поэтому было введено также понятие предельной растворимости электрически активной примеси. Предельной растворимостью электрически активной примеси C im называют максимальную концентрацию электрически активной примеси в твердой фазе, которую можно создать введением данной примеси. Экспериментально Cim можно определить измеряя зависимость концентрации электрически активной примеси в твердой фазе Ci от концентрации примеси в расплаве CL. Если Ci измерить с помощью эффекта Холла (см.гл. 5), то есть электрическим методом, а полную концентрацию примеси в твердой фазе CS измерить каким-либо другим методом, например, радиоактивным или масс-спектроскопическим, то общий вид зависимостей Ci и CS от CL может быть представлен графиком, изображенным на рис. 7.8. В области достаточно малых CL значения CS и Ci совпадают;

однако, начиная с некоторых CL, кривая Ci (CL) обнаруживает тенденцию к насыщению, в то время как CS (CL) продолжает расти. Значение Cim и есть предельная растворимость электрически активной примеси. При CS < Cim примесь распределяется в решетке моноатомно, создавая в запрещенной зоне локальные энергетические уровни. При CS > Cim распределение примеси по кристаллу перестает быть однородным. Причем в начале наблюдается небольшое расхождение в значениях C i и CS, но вскоре Ci достигает своего максимального значения Cim, а CS продолжает расти с ростом CL. Этот эффект связан с тем, что при больших концентрациях примеси примесные атомы, по-видимому, могут образовывать Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов ассоциации (комплексы, кластеры), состоящие из нескольких атомов, а в пределе даже частицы инородной фазы. Атомы, образующие ассоциацию, ионизируются лишь частично (отсюда наблюдаемое небольшое расхождение в значениях Ci и CS в начале). Возможны и другие причины. В частности, при значительных концентрациях донорной добавки в полупроводнике могут возникать компенсирующие дефекты акцепторного типа (в силу условия электронейтральности кристалла). Таким образом, в сильно легированном полупроводнике электрически активная примесь может существовать в нескольких формах: одиночные примесные атомы (ионы);

ассоциации примесных атомов различного типа;

ассоциации, состоящие из примесных атомов и собственных дефектов. При одновременном введении в полупроводник двух электроактивных добавок они при определенных условиях взаимно влияют на свою предельную растворимость в полупроводнике. Возможны различные случаи взаимодействия примесей при совместном легировании. 1. Взаимодействие примесей, связанное с электронно-дырочным равновесием. В качестве примера рассмотрим полупроводник, который легируется донорной примесью в присутствии акцепторной. Если в результате электронно-дырочного взаимодействия при таком легировании возникают недиссоциированные или слабодиссоциированные электронно-дырочные пары, то растворимость донора в присутствии акцептора растет. Действительно, [Cd ] [Ca ] e+h + [Cd ] + e (1), [Ca ] + h (2), (eh) (3).

(7.4) Из закона действующих масс следует, что дырки h, образованные вследствие реакции (7.4.2), могут взаимодействовать с электронами e (согласно реакции (7.4.3)), и это изменит равновесие реакции (7.4.1) в сторону + больших значений [Cd ], а следовательно, и [Cd ]. Этот процесс эффективен при низких температурах. Очевидно, что введение в кристалл двух добавок одного знака приводит к взаимному понижению растворимости. Рассмотрение процесса легирования полупроводника акцепторной примесью в присутствии донорной приводит к результатам, аналогичным полученным для случая легирования полупроводника донорной примесью в присутствии акцепторной.

7.3. Растворимость примесей 2. Взаимодействие между примесными ионами, приводящее к образованию нейтральных пар, устойчивых при низких температурах. Обычно такое взаимодействие реализуется, если один из ионов подвижен. Подвижными ионами в полупроводнике могут являться, например, ионы примесей внедрения с малыми ионными радиусами;

таким образом, нейтральные пары могут образовываться при взаимодействии иона примеси внедрения с ионом примеси замещения. Реакция взаимодействия может быть записана следующим образом: [A ] + [D+ ] [A D+ ], (7.5) где A — ион акцептора;

D+ — ион донора;

[A D+ ] — нейтральная ионная пара. Уравнения равновесия реакции (7.5) [Cd ] [Ca ] e+h + [Cd ] + e (1), [Ca ] + h (2), (eh) (3), P (4), (7.6) + [Cd ] + [Ca ] где P — концентрация нейтральных пар. Образование нейтральных пар приводит к смещению равновесий (7.6) вправо, а следовательно, к взаимному увеличению растворимости донора и акцептора. 3. Взаимодействие между примесными ионами, приводящее к образованию комплексов, устойчивых в широком интервале температур. Устойчивыми могут являться комплексы, имеющие структуру, подобную структуре матрицы. Такие комплексы возникают при взаимодействии примесей, образующих двойную фазу, подобную по структуре матрице. В тройной системе элементарный полупроводник — первая примесь — вторая примесь эта фаза находится в равновесии с элементарным полупроводником. Протяженность области твердых растворов на основе элементарного полупроводника, как правило, наибольшая в направлении изоструктурной фазы. Присутствие дефектов в кристалле обычно повышает предельную растворимость примеси в нем. Так, если растворимость выбранной примеси увеличивается вблизи дислокаций, то в кристалле, содержащем дислокации, равновесная растворимость примеси также будет больше: Cд = C0 exp(Wд /kT ), (7.7) Глава 7. Легирование полупроводниковых материалов где Cд — равновесная концентрация примеси вблизи дислокации, C0 — равновесная концентрация примеси вдали от дислокации, а Wд — энергия взаимодействия примесного атома с дислокацией. С предельной растворимостью электрически активной примеси в кристаллах тесно связан и ее коэффициент разделения K0. Анализ корреляции между предельной растворимостью и коэффициентом разделения K 0 электрически активной примеси в германии и кремнии показывает связь типа: (7.8) Xm Cim /N0 0.1K0, где Xm — относительная предельная растворимость электрически активной примеси в атомных долях, а N0 — концентрация атомов основного вещества. Таким образом, предельные растворимости электрически активных примесей и их коэффициенты разделения связаны прямо пропорциональной зависимостью и отражают один и тот же процесс вхождения и устойчивость положения примесных атомов в узлах или междоузлиях кристаллической решетки основного вещества (см. гл. 8). Из соотношения (7.8) и значений K0, приведенных на рис. 5.4, можно определить значения Cim, учитывая, что N0 для германия и кремния равны соответственно 4.5 · 1022 см3 и 5 · 1022 см3. Широкий диапазон K0 и Cim для разных примесей указывает на одну весьма важную проблему легирования полупроводниковых материалов примесями с малой растворимостью и малыми K0 : высокое требование к чистоте самих примесей. Для примера сравним легирование германия галлием, содержащим примесь индия в количестве 104 атомных долей;

и легирование золотом, содержащим примесь галлия в том же количестве. В первом случае соотношение концентраций основной и неосновной примесей в легированном кристалле (с учетом соответствующих K 0 ) будет CGa /CIn = 106, то есть загрязнением галлия индием можно полно стью пренебречь. Во втором случае CAu /CGa = 1 и, таким образом, само понятие «основная примесь» теряет смысл. Особые требования к чистоте золота диктуются еще и тем, что галлий (сопутствующая примесь в золоте) относится к группе «мелких» примесей, поэтому многозарядная система глубоких уровней, создаваемых золотом, может быть полностью или частично искажена.

Глава Диффузия примесей в кристаллах Процессы диффузии очень распространены и играют огромную роль во многих важнейших технологических процессах получения и обработки полупроводников, а также при фазовых и структурных превращениях. Диффузия примесей лежит в основе процесса гомогенизации свойств материала при термообработках, в ряде случаев лимитирует очистку, играет огромную роль при распаде пересыщенных твердых растворов, их упорядочении и разупорядочении. Процессы диффузии используются для получения p n-переходов, для формирования базовых и эмиттерных областей и резисторов в биполярной технологии изготовления полупроводниковых приборов, для создания областей истока и стока в МОП-технологии и т. д. Поэтому знание основных законов диффузии, диффузионных параметров примесей необходимо для выбора оптимальных режимов технологических операций, а также для понимания некоторых эффектов, проявляющихся в процессе изготовления полупроводниковых схем и приборов. Исторически изучение процессов диффузии велось в направлении создания на основе экспериментальных результатов моделей, которые давали бы возможность предсказывать протекание процесса диффузии путем теоретического анализа. Для технологов конечной целью исследования процесса диффузии являлась возможность расчетным путем определять электрические характеристики полупроводниковых приборов на основе технологических параметров процесса. Диффузионные модели развивались с позиции двух основных приближений: 1) теории сплошных сред с использованием основных уравнений диффузии и 2) атомистической тео Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах рии, которая принимает во внимание взаимодействие между точечными дефектами и примесными атомами. При низких значениях концентрации примеси измеренные диффузионные профили хорошо согласуются с решениями уравнения диффузии с постоянными значениями коэффициентов диффузии. В этих случаях конкретные пути перемещения атомов примеси, как правило, не известны. При высоких значениях концентрации примеси форма диффузионных профилей отклоняется от формы, предсказанной простой диффузионной теорией. Это отклонение обусловлено влиянием на процесс диффузии примесей факторов, не принятых во внимание в диффузионных уравнениях, и в первую очередь, концентрационной зависимостью коэффициентов диффузии, входящих в уравнение диффузии. Для объяснения экспериментальных результатов концентрационной зависимости коэффициентов диффузии и для анализа других аномальных результатов процесса диффузии были предложены различные атомные модели, основанные на взаимодействии дефектов с примесными атомами. Атомистическая теория диффузии находится сейчас еще в процессе активного развития, поэтому мы начнем с обсуждения диффузионных процессов в рамках первого приближения. Под диффузией понимают процесс установления внутри кристалла равновесного распределения концентраций, обусловленный тепловым движением атомов и реализуемый обычно их перемещением. Элементарный акт диффузии состоит в скачке атома на расстояние порядка межатомного, то есть переходе из одного равновесного положения в решетке в другое. Диффузию атомов основного вещества называют самодиффузией, а атомов примеси — гетеродиффузией. Движущей силой диффузии является градиент химического потенциала µ, наличие которого может быть вызвано различными причинами. Согласно термодинамике необратимых процессов для диффузии в одном направлении (простейший случай) количество вещества, продиффундировавшего в единицу времени через единицу площади, перпендикулярной направлению диффузии, то есть плотность диффузионного потока атомов M, пропорционально этому градиенту химического потенциала M = P µ, x (8.1) где P — коэффициент пропорциональности, определяющий скорость выравнивания химического потенциала. Знак минус в уравнении означает, что поток направлен в сторону, противоположную градиенту.

285 Наиболее распространена диффузия для случая, когда градиент химического потенциала вызван градиентом концентрации dC/dx какого-либо компонента в многокомпонентной системе. В случае dC/dx = 0 тепловое движение перестает быть хаотическим, оно становится направленным в сторону выравнивания концентрации. Уравнение (8.1) в этом случае примет вид C(x, t) (8.2) M = D x где C — концентрация диффундирующего вещества, которая в нашем случае зависит только от x и t;

x — ось координат, совпадающая с направлением потока диффундирующего вещества;

t — время диффузии;

D — коэффициент диффузии, который определяет скорость выравнивания концентрации диффундирующего вещества. Коэффициент диффузии имеет размерность L2 t1 и обычно выражается в см2 c1. Формула (8.2) представляет собой первый закон диффузии (первый закон Фика). Для практических расчетов часто удобнее иметь формулу, выражающую концентрацию диффундирующего вещества в разных точках образца в разные моменты времени (в зависимости от времени диффузионного отжига). Если взять две параллельные единичные площадки с координатами x и x + x, то внутрь объема, ограниченного указанными площадками, за время dt войдет диффундирующее вещество в количестве M 1, а выйдет из этого объема в количестве M2. В итоге внутри объема количество диффундирующего вещества изменится на M = M1 M2 = D dC dx D x+x dC dx dSdt = d D x dC dx dSdt. (8.3) Изменение концентрации диффундирующего компонента в единице объема запишется так: dC M =d D dSdx dx откуда скорость изменения концентрации: dC = dC d = dt dx D dC dx, dt, dx (8.4) (8.5) или в частных производных для случая, когда коэффициент диффузии D не зависит от концентрации (при низких концентрациях диффундирующего вещества), C 2C C = (8.6) D =D 2. t x x x Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Полученное выражение представляет собой второй закон диффузии (второй закон Фика). Оно описывает процесс изменения концентрации диффундирующего вещества в разных точках среды как функцию времени. Направленный поток атомов может возникнуть не только из-за наличия градиента концентрации, но он может возникнуть и в его отсутствии под воздействием направленных внешних сил. Такая диффузия называется вынужденной. Она может приводить не только к выравниванию, но и к увеличению градиента концентраций. Основными видами вынужденной диффузии являются следующие. Термодиффузия — диффузия в условиях наличия градиента температур dT/dx. Характерный пример — диффузия носителей тока от горячего спая к холодному в термоэлектрических преобразователях энергии. Электродиффузия — диффузия в условиях наличия градиента электрического потенциала d/dx. Характерные примеры электродиффузии — электролитические процессы. Восходящая диффузия — диффузия в условиях наличия градиента упругих напряжений dU/dx. Схематически это можно представить себе следующим образом. Пусть некоторый объем кристалла содержит атомы двух элементов A и B, имеющих существенно различные размеры: RA > RB. В равновесном состоянии распределение атомов A и B в разных макрообъемах будет однородным. Если теперь изогнуть кристалл и в изогнутом состоянии нагреть до такой температуры, при которой станет возможной интенсивная диффузия атомов, то под влиянием стремления системы к уменьшению упругих напряжений атомы A будут диффундировать в растянутую область кристалла, а атомы B — в сжатую. В результате возникнет градиент концентраций. Характерным примером такой диффузии является образование «примесных атмосфер» вокруг дислокаций.

8.1. Возможные механизмы диффузии в твердых телах Для совершения элементарного акта диффузии атом должен преодолеть энергетический барьер, величина которого определяется энергией активации диффузии Q. Последняя зависит от прочности связи атомов в кристаллической решетке вещества. В зависимости от конкретного механизма диффузии Q по порядку величины может составить от долей до нескольких эВ. Средняя тепловая энергия колеблющихся атомов kT в зависимости 8.1. Возможные механизмы диффузии в твердых телах от температуры составляет 0.025–0.2 эВ. Для того, чтобы диффузия стала возможной, нужна флуктуация энергии, превышающая Q. Вероятность элементарного акта диффузии, то есть частота перескоков, следовательно, зависит от вероятности таких флуктуаций. При обычных тепловых колебаниях относительно положения равновесия атом раз в секунду «сталкивается» с потенциальным барьером. Большую часть времени энергия атома мала для преодоления барьера, но иногда его энергия благодаря флуктуации может оказаться больше энергии активации (Eфл. > Q) и атом преодолевает барьер. Относительное время, в течение которого атом обладает такой энергией, пропорционально exp(Q/kT) согласно статистике Больцмана. Следует также учесть, что атом в кристаллической решетке может с равной вероятностью перейти в любое из Z равноценных мест в ближайшей координационной сфере (Z — множитель, зависящий от геометрии элементарной ячейки кристалла). С учетом этого общая частота прыжков f, совершаемых с исходной позиции, за счет флуктуаций энергии в расчете на один атом будет равна f = Z exp(Q/kT). (8.7) Каков же детальный механизм отдельных атомных прыжков? Единого универсального механизма диффузионных перемещений для всех материалов и условий нет. Эти механизмы зависят от природы химических связей, типа и компактности решетки, природы диффундирующей примеси, температуры диффузии и других факторов. В некоторых веществах диффузионные перемещения могут происходить по нескольким механизмам одновременно или с изменением условий диффузии может меняться и ее механизм. Наиболее вероятны следующие механизмы диффузии: междоузельный (перемещение атомов по междоузлиям), вакансионный (перемещение атомов по вакансиям), кольцевой или обменный (прямой обмен местами между атомами) и диссоциативный. Рассмотрим эти механизмы более подробно.

8.1.1. Междоузельный механизм Процесс диффузии атомов в твердых растворах внедрения является простейшим и наиболее наглядным примером этого механизма диффузии. Сам механизм сводится к последовательному переходу атомов из одного междоузлия в другое. В разбавленных твердых растворах можно считать перескоки атома из одного междоузлия в другое независимыми друг от друга. Скорость диффузии атомов небольшого размера по междоузлиям Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.1. Диффузия по междоузлиям: а — схема диффузии;

б — потенциальная энергия диффундирующего атома в зависимости от его положения в кристаллической решетке.

в твердом теле определяется энергией, необходимой для передвижения атомов внедрения по кристаллической решетке. Элементарный акт диффузии в этом случае показан на рис. 8.1,а. Поскольку в междоузлиях a и b атомы занимают положение равновесия, эти междоузлия соответствуют минимуму энергии системы. Из соображений симметрии следует, что максимум энергии достигается в точке c, посередине между положениями равновесия. Зависимость потенциальной энергии атома от его положения показана на рис. 8.1,б. Увеличение энергии диффундирующего атома Qi при его перемещении в среднее положение вызвано главным образом появлением упругих напряжений, возникающих при его «протискивании» в узком пространстве между атомами решетки, а также происходит за счет частичного разрыва связей. Для твердых тел величина Qi обычно составляет порядка 1 эВ. Поскольку средняя тепловая энергия атома при умеренных температурах не превышает 0.1 эВ, то для преодоления энергетического барьера Q i необходима большая флуктуация энергии. Общая частота прыжков, совершаемых с исходной позиции, согласно формуле (8.7) равна f = Z exp(Qi /kT ). (8.8) Как уже упоминалось, по междоузельному механизму диффундируют примеси внедрения. Например, по такому механизму происходит диффузия Li в Ge. В этом случае диффузия лимитируется только энергией активации миграции примеси Qi.

8.1. Возможные механизмы диффузии в твердых телах Рис. 8.2. Диффузия за счет движения вакансий: а — схема диффузии;

б — зависимость потенциальной энергии диффундирующего атома от его положения в кристаллической решетке.

8.1.2. Вакансионный механизм При наличии вакансии в объеме или в поверхностном слое решетки какой-либо из соседних с ней атомов может скачком занять ее место. Это равносильно тому, что вакансия скачком переместится на место атома. Многократное повторение такого акта и будет представлять собой миграцию вакансий и соответственно диффузию атомов в обратном направлении. Однако даже при переходе атома из своего узла в соседнюю вакансию он должен преодолеть определенный энергетический барьер. Переход связан с необходимостью частичного разрыва связей с атомами, соседними в исходном состоянии, и с необходимостью упругого смещения атомов, соседних со стороны вакансии. На рис. 8.2 показано, как будет изменяться потенциальная энергия атома в решетке в зависимости от положения диффундирующего атома. Энергетический барьер Qa, который необходимо преодолеть атому для его перехода в соседнюю вакансию, представляет собой энергию активации миграции. Для большинства твердых тел Qa составляет величину порядка 1 эВ. Относительная доля времени, в течение которого атом обладает энергией, достаточной для преодоления барьера, пропорциональна exp(Qa /kT). Однако изначально предполагалось, что вакансия уже имеется в решетке. В общем же случае для диффузии по вакансионному механизму необходимо еще затратить энергию Qv на образование вакансии. Значение Qv, как правило, немного больше Qa. Таким образом, суммарная энергия активации диффузии по ваканси Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах онному механизму Q = Qa + Qv, а частота перескоков f = Z exp(Qa /kT ) exp(Qv /kT). (8.9) Вакансионный механизм является основным механизмом самодиффузии и диффузии примесей замещения. По такому механизму, например, происходит диффузия In в Ge и Si. Следует различать скорость самодиффузии по вакансиям и скорость диффузии самих вакансий. Действительно, по соседству с каждой диффундирующей вакансией всегда имеется атом, с которым она может поменяться местами, тогда как далеко не у каждого диффундирующего атома рядом имеется вакансия. Вероятность того, что вакансия окажется рядом с диффундирующим атомом, пропорциональна концентрации вакансий. Отсюда следует, что коэффициент самодиффузии Dсд и коэффициент диффузии вакансий Dv различны, но связаны между собой следующим соотношением: Dсд = DvCv /Ca, (8.10) где Cv — концентрация вакансий;

Ca — концентрация узлов, занятых атомами. Важнейшим следствием, вытекающим из приведенной зависимости, является высокая чувствительность скорости диффузии по вакансионному механизму к наличию собственных дефектов. Наличие дефектов облегчает установление равновесной концентрации вакансий, способствует ускорению диффузии и уменьшению ее энергии активации. По этой причине в поликристаллических образцах диффузия примесей происходит в основном по межкристаллитным границам.

8.1.3. Обменный механизм На рис. 8.3,а схематически показана диффузия по кольцевому механизму. В ходе такой диффузии в едином активационном процессе соседние атомы 1, 2, 3 и 4 обмениваются местами. Этот механизм энергетически наименее выгоден для плотноупакованных решеток. Среди случаев обменного механизма наименее вероятен парный обмен (рис. 8.3,б), так как в этом случае обменивающиеся местами атомы создают очень сильные локальные искажения в решетке в переходных состояниях (атомы, соседние с теми, которые обмениваются местами, должны раздвинуться на расстояния, равные двум атомным диаметрам). Расчеты показали, что потенциальный барьер при диффузии по кольцу из четырех атомов меньше, чем при парном обмене, так 8.1. Возможные механизмы диффузии в твердых телах Рис. 8.3. Диффузия по кольцевому механизму (а) и парно-обменному механизму (б).

как в первом случае отсутствует встречное движение атомов, вызывающее наибольшую локальную деформацию решетки. Это дало основание для предположения, что кольцевой механизм вполне вероятен для некомпактных решеток типа алмаза, особенно когда обменная диффузия нескольких атомов осуществляется не в едином активационном процессе, а последовательно, через образование промежуточных дефектов Френкеля. До сих пор мы обсуждали лишь природу элементарных атомных прыжков и не касались вопроса о перемещении атомов на большие расстояния. Эти перемещения — результат множества прыжков. Рассчитаем теперь смещение атома после того, как он совершил определенное число прыжков. Пусть все прыжки одинаковы по длине (равны межатомному расстоянию) и происходят в решетке с высокой степенью симметрии. Тем не менее предполагается, что движение атома в различных возможных кристаллографических направлениях равновероятно. Атомы могут перескакивать вперед, назад, вверх или вниз. Поэтому нельзя предсказать, какую результирующую траекторию совершит отдельный атом после определенного количества прыжков. С достаточной точностью можно определить только смещение, усредненное по многим диффундирующим атомам. Для простоты рассмотрим диффузию в одном направлении. Пусть длина каждого скачка равна. При этом среднеквадратичное расстояние x2 (среднее из значений x2 для множества атомов, каждый из которых совершил N прыжков), являющееся мерой общего расстояния, пройденного атомами от начала отсчета, не будет равно 0. Действительно, для каждого атома x2 = (1 + 2 +... + N )(1 + 2 +... + N ) = 2 2 2 1 + 2 +... + N + 21 2 +... + 2N1 N, (8.11) Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах где i — длина i-го прыжка. Если отдельные скачки не коррелированы, то < i j >= 0, и тогда x2 = N 2 и x2 = N 2. (8.12) Число скачков N = ft, где t — время, необходимое для свершения N атомных прыжков, откуда x2 = ft2. Учитывая (в рамках кинетической теории газов [40, 41]), что для трехмерной диффузии D = f 2 /6, а для одномерной диффузии D = f2 /2, получим соотношение x2 = L = 2Dt, (8.13) где L — диффузионная длина, t — время диффузии, D — коэффициент диффузии.

8.2. Основные параметры диффузии Чтобы установить зависимость коэффициента диффузии D от температуры, можно использовать уравнение (8.7) для частоты прыжков атома f = Z exp(Q/kT). Тогда с учетом того, что D = f 2 /6 выражение для коэффициента диффузии примет вид: D = (Z/6) 2 exp(Q/kT). (8.14) Обозначая 2 через D0 и принимая Z 6 (что справедливо для кубических кристаллов), получим формулу, описывающую температурную зависимость коэффициента диффузии, D = D0 exp(Q/kT), (8.15) где Q — энергия активации, а D0 — предэкспоненциальный множитель, часто называемый частотным фактором. Обсудим некоторые особенности этого уравнения. Во-первых, из него следует, что коэффициент диффузии D экспоненциально зависит от температуры, если преобладает один механизм диффузии. Многочисленными экспериментами установлено, что такая температурная зависимость имеет место для большинства твердых тел. Кроме того, из уравнения (8.15) следует, что энергию активации можно определить графически или аналитически по найденным из эксперимента значениям D для нескольких температур. Необходимым условием корректности использования формулы (8.15) является независимость значений D0 и Q 8.2. Основные параметры диффузии от температуры в исследуемом интервале температур. Если зависимость ln D = f(1/T ) оказывается линейной (рис. 8.4, кривая 1), то требуемое условие выполняется. Определив тангенс угла наклона прямой, можно найти энергию активации диффузионного процесса. Если точки ложатся на ломанную линию (рис. 8.4, кривая 2), то это означает, что по каким-либо причинам механизмы диффузии различны в разных температурных интервалах и для каждого из них должно быть найдено свое значение энергии активации. Точки могут ложиться и на кривую линию (рис. 8.4, кривая 3). Это, как правило, соответствует случаю наложения нескольких механизмов диффузии, роль каждого из которых существенно зависит от температуры. Такой случай требует специального анализа, а найденные для отдельных участков значения Q представляют собой эффективные энергии активации. Во-вторых, из уравнения (8.15) вытекает, что величина D0 связана с частотой атомных скачков (или с частотой колебаний решетки 1013 Гц) и величиной скачка атома примеси. Кроме того, из уравнения (8.15) следует, что в области температур, где диффузия идет с заметной скоростью, коэффициент D0 должен быть постоянным, не зависеть от температуры и по порядку величины составлять от 10 4 см2 /с до 103 см2 /с. В ряде случаев эксперимент дает близкие значения D0, но чаще они отличаются от расчетных на несколько порядков. Причины этого несоответствия до конца не ясны до сих пор, однако существует ряд предположений, с помощью которых делались попытки объяснить это расхождение [41]. Например, предполагалось, что на величине D0 может сказаться изменение механизма диффузии в том или ином температурном интервале и соответственно изменение величины Q, то есть появление температурной зависимости Q. Кроме того, существует предположение, что величина D0 может изменяться с изменением энергии образования вакансий. С повышением температуры уменьшается энергия образования вакансий за счет увеличения расстояния между атомами. В результате Q может убывать с ростом температуры в первом приближении по закону, близкому к линейному: Q = Q0 T, где Q0 — энергия активации, экстраполированная к нулю абсолютной температуры, а — численный коэффициент, связанный с ангармоничностью колебаний атомов твердого тела, которая в свою очередь зависит от их массы. Рядом авторов было показано, что элементарный акт диффузии изменяет термодинамический потенциал некоторой области кристаллической решетки. Поэтому диффузия сопровождается не только изменением энергии системы за счет преодоления энергетического барьера, но и изменением энтропии системы. Это также ведет к изменению предэкспоненциально Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.4. Различные случаи зависимости ln D = f(1/T).

го множителя в формуле (8.15). Следует отметить, что в предыдущих рассуждениях не учитывалось, что диффундирующий по вакансиям атом может возвращаться в только что покинутую вакансию. Учет этой вероятности приводит к необходимости введения в значение D0 корреляционного множителя.

8.3. Распределение диффундирующих атомов по глубине кристалла Рассмотрим два частных, но важных для технологии полупроводников и получения p n-переходов в полупроводниковых приборах случая решения уравнения одномерной диффузии (8.6).

8.3.1. Диффузия из бесконечно тонкого слоя (из ограниченного источника) Диффузия из бесконечно тонкого слоя соответствует ситуации, когда небольшое количество легирующего вещества осаждается на поверхности легируемого материала. В этом случае все диффундирующие в течение некоторого времени t с поверхности в объем атомы полностью переходят в кристалл, причем распределяются моноатомно. В любой момент времени полное количество диффундирующих атомов остается постоянным. Сначала рассмотрим диффузию из конечного слоя толщины h в полуограниченное тело. Под полуограниченным телом будем понимать такое тело, которое с одной стороны ограничено плоскостью x = 0, а с другой 8.3. Распределение диффундирующих атомов по глубине стороны простирается в бесконечность. Будем считать тело изотропным, а коэффициент диффузии не зависящим от концентрации. Распределение атомов по глубине кристалла при таких условиях описывается уравнением 2C C =D 2, (8.16) t x с начальным распределением концентрации C(x, 0) = C0 для 0 < x < h и C(x, 0) = 0 для h < x <, (8.17) где C0 — начальное распределение концентрации, h — толщина слоя. Решение уравнения (8.16) (решается методом разделения переменных) имеет вид: C(x, t) = Y C0 erf hx 2 Dt + erf h+x 2 Dt, (8.18) 2 где erf(Y ) = 0 ez dz — функция Гаусса, а Y = 2h±x. Устремляя в Dt (8.18) h к нулю, получим формулу для диффузии из бесконечно тонкого слоя в полуограниченное тело. Учитывая, что C0 h = S = const, где S — количество вещества в слое, отнесенное к единице площади слоя (постоянное общее число атомов на единицу площади), получим h lim C(x, t) = hx + erf 2 Dt x2 S exp. = 4Dt Dt 1 S lim erf 2 h0 h h+x 2 Dt (8.19) Полагая x = 0, получим величину поверхностной концентрации примесных атомов S. (8.20) Cs = C(0, t) = Dt По мере удаления от поверхности кристалла (источника) концентрация диффундирующих атомов C падает, стремясь к 0 (рис. 8.5). Максимальное значение C достигается при x = 0. Со временем начальное распределение постепенно расплывается, величина максимума кривой распределения понижается пропорционально корню квадратному из времени. Таким образом, для диффузии из бесконечно тонкого слоя характерно уменьшение со временем количества диффундирующих атомов у поверхности за счет проникновения их в глубь кристалла.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.5. Диффузия из бесконечно тонкого слоя в полуограниченное тело.

Следует отметить, что так как поток вещества через плоскость x = 0 отсутствует, то в любой момент времени t > 0 диффундирующее вещество не поступает в тело извне, а целиком уже находится в нем. Однако в реальных системах растворимость вещества, как правило, ограничена и вещество продолжает поступать в диффузионную зону и при t = 0, то есть нарушается условие j(x, t)(x = 0) = 0 и количество вещества S в диффузионной зоне меняется со временем, а не остается постоянным. Поток вещества через плоскость x = 0 играет роль в основном в первые моменты диффузии. С течением времени реальный источник вещества постепенно иссякает и распределение концентраций все более приближается к распределению, описываемому формулой (8.19).

8.3.2. Диффузия из постоянного источника Термин диффузия из постоянного источника означает, что в полуограниченное тело через плоскость x = 0 проникает извне диффундирующее вещество, причем на границе тела поддерживается постоянная, не зависящая от времени поверхностная концентрация C s этого вещества, то есть запас атомов диффундирующей примеси на поверхности или в питающей паровой фазе, контактирующей с ней, настолько велик, что не меняется в процессе диффузии. Тогда начальные и граничные условия для уравнения (8.6) в этом случае будут следующие: C(x, 0) = 0;

C(0, t) = Cs ;

C(, t) = 0. Решение уравнения (8.16) в этом случае имеет вид: C(x, t) = Cs [1 erf(Y )], где erf(Y ) = Y ez dz (8.21) 8.4. Экспериментальное определение коэффициентов диффузии Рис. 8.6. Диффузия из постоянного источника в полуограниченное тело.

— функция Гаусса, Y = x/(2 Dt), а Cs — некоторая постоянная поверхностная концентрация вещества (см3 ).1 Соответствующее распределение примесных атомов по глубине кристалла показано на рис. 8.6. Видно, что поток диффузии максимален в первые моменты времени и обращается в нуль при t. Для таких условий диффузии характерен рост концентрации примеси в приповерхностном слое со временем и стремление ее к постоянной величине C(x, t) = Cim.

8.4. Экспериментальное определение коэффициентов диффузии Для изучения диффузии в твердых телах в настоящее время разработано большое число физических и физико-химических методов исследования. Эти методы основаны на измерении распределения концентрации диффундирующего вещества в исследуемом образце в зависимости от времени и температуры диффузионного отжига. При этом распределение концентрации определяется либо прямыми измерениями ее в различных частях исследуемого образца с помощью химических, спектроскопических, рентгеновских, электронографических, радиоактивных и других методов анализа, либо же косвенным образом — посредством изучения характера изменений некоторых физических свойств вещества, вызванных проникновением диффундирующей примеси. Широкое развитие получили методы изучения диффузионных процессов, основанные на использовании радиоактивных изотопов. Им присуща высокая чувствительность, универсальность и сравнительная простота. В настоящее время наиболее перспективным методом измерения диффузионных профилей является масс-спектроскопия вторичных ионов 1 С физической точки зрения C не может превышать величины растворимости диффунs дирующего вещества в растворителе, то есть Csmax = Cim, где Cim — предельная растворимость примеси в данном веществе при температуре диффузии.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах (МСВИ). Этот метод обеспечивает измерение низкой концентрации примесей (например, 5 · 1015 см3 бора и мышьяка в кремнии), обладает высоким разрешением по глубине (несколько нанометров), универсальностью. Метод МСВИ наряду с радиоактивным методом позволяет определить общее количество введенной примеси, поэтому, если необходимо определить электрически активную часть примеси, то следует воспользоваться электрическими методами. К настоящему времени разработаны и широко используются специфические полупроводниковые методы измерения диффузионных профилей электрически активных примесей (или их электрически активной части) и их коэффициентов диффузии в полупроводниках. Эти методы основаны главным образом на исследовании изменений электрических свойств в различных частях полупроводникового образца, обусловленных проникновением туда диффундирующих атомов. Эти методы не столь универсальны, как радиоактивные и МСВИ, но их преимуществом является незначительная трудоемкость и отсутствие специфики, связанной с применением радиоактивных изотопов. Однако следует иметь в виду, что практическое применение полупроводниковых методов исследования возможно только при использовании материалов высокой химической чистоты. Кроме того, диффундирующее вещество должно быть электрически активной примесью и оказывать влияние на электрические свойства исследуемого полупроводника. К полупроводниковым методам относятся метод электронно-дырочного перехода, метод фото-э.д.с., метод электропроводности и емкостный метод [39, 41]. Мы ниже рассмотрим лишь один из них — метод p n-перехода, позволяющий непосредственно определять концентрацию даже при очень малых глубинах проникновения примесей, когда измерение эффекта Холла невозможно. Метод электронно-дырочного перехода Известно, что характерной особенностью полупроводников является то, что введением донорных или акцепторных примесей можно придавать полупроводниковому материалу электронный или дырочный характер проводимости. Введение соответствующих примесей (акцепторных в случае полупроводников n-типа и донорных — в случае полупроводников p-типа) в поверхностный слой образца приводит к возникновению достаточно узких переходных областей, где характер проводимости вещества изменяется с электронного на дырочный или наоборот. Эти переходные области (p n-переходы) при диффузионном отжиге перемещаются в направлении градиента концентрации диффундирующей примеси. При этом 8.4. Экспериментальное определение коэффициентов диффузии скорость перемещения перехода будет определяться скоростью диффузии примеси. Поэтому, исследуя скорость перемещения границы электроннодырочного перехода в зависимости от температуры и времени диффузионного отжига, можно по полученным данным вычислить коэффициент диффузии. Глубина залегания p n-перехода и его форма (резкий или размытый переход) при заданной температуре и времени диффузионного отжига в каждом случае определяются начальными и граничными условиями опыта (диффузия из тонкого слоя, нанесенного на поверхность образца;

диффузия из постоянного источника и т. д.). Пусть в исходный материал, например n-типа, с известной концентрацией, равномерно распределенной по объему донорной примеси C d, диффузией при температуре T в течение времени t вводится акцепторная примесь. Затем кристалл достаточно быстро охлаждается, поверхность его сошлифовывается под малым углом (рис. 8.7) и с помощью точечного зонда исследуется вид вольт-амперной характеристики или определяется знак термо-э.д.с. вдоль сошлифованной поверхности. Если диффундирующее вещество электрически активно и каждый атом, проникший в исследуемый образец, создает там электрон или дырку, а также известны начальные и граничные условия опыта, то можно найти характер распределения концентрации введенных носителей тока в исследуемом образце. В образце p n-переход возникает в том месте, где концентрация носителей тока, вносимых примесными атомами, становится равной концентрации противоположных по знаку заряда исходных носителей тока в исследуемом образце Cd = Ca (x, t). При диффузии из ограниченного источника (Cd < S/ Dt) и при диффузии из постоянного источника (Cd < Cas, Cas — растворимость акцепторной примеси в данном веществе при температуре диффузии) искомый коэффициент диффузии D может быть рассчитан согласно уравнению (8.19) или уравнению (8.21) соответственно, если точно известна глубина залегания p n-перехода x = b sin — расстояние до p n-перехода от граничной поверхности образца. Величина Cd определяется из измерений постоянной Холла RH перед диффузионным отжигом образца. При использовании уравнения (8.19) необходимо знать S — количество вещества в слое, приходящееся на единицу площади, а при использовании уравнения (8.21) — растворимость Cis примеси при данной температуре. Если эти величины неизвестны или трудно определяемы, то их можно исключить из рассмотрения, воспользовавшись методом «двух образцов». Сущность этого метода заключается в одновременном определении границ p n-перехода в двух образцах с разными начальными значениями концентрации носителей тока Cd1 и Cd2 (предполагается, что подвиж Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.7. Схема метода электронно-дырочного перехода для определения коэффициента диффузии.

ность носителей тока в обоих образцах одинакова). После проведения одновременной диффузии в течение времени t p n-переходы в двух образцах будут расположены на разных глубинах x1 и x2. Из уравнения (8.19) получим x2 x2 2 1, (8.22) D= 4t ln(Cd1 /Cd2 ) а из уравнения (8.21) получим Cd1 1 erf(Y1 ), = Cd2 1 erf(Y2 ) (8.23) где Yi = xi /(2 Dt). При особо точных измерениях коэффициентов диффузии следует иметь в виду следующее обстоятельство. При определении границы p n-перехода с помощью термозонда полученное значение x, как правило, несколько отличается от действительного значения, при котором концентрация носителей тока, обусловленных диффузией примесных атомов, в точности равна концентрации исходных носителей тока в образце. Такое различие обусловлено тем, что при наличии носителей двух знаков (что имеет место в переходной области) коэффициент термо-э.д.с. в полупроводниках зависит не только от концентрации, но также от подвижностей и эффективных масс носителей тока [6,41]. Поскольку различие в эффективных массах мало сказывается на (из-за логарифмической зависимости), то равенство нулю коэффициента термо-э.д.с. определяется условием: nµn = pµp, где n и p, µn и µp — концентрации и подвижности электронов и дырок соответственно. Поэтому для точного определения D величину Cd в уравнениях (8.19) и (8.21) следует умножить на отношение подвижности вводимых носителей тока к подвижности основных носителей тока. При измерении коэффициентов диффузии методом электрон-дырочных переходов также следует обращать особое внимание на наличие 8.5. Диффузия в германии и кремнии освещения поверхности образца, так как последнее приводит к появлению фото-э.д.с., которая, накладываясь, например на измеряемую термо-э.д.с., часто совершенно искажает результаты измерений и приводит к ошибочным выводам.

8.5. Диффузия в германии и кремнии К настоящему времени наиболее полные данные о коэффициентах диффузии различных примесей получены для германия и кремния. Первоначально основное внимание при исследовании диффузии было сосредоточено на определении коэффициентов диффузии тех примесей, которые существенно изменяли электрические свойства этих полупроводников и приводили к возникновению p n-переходов. К таким примесям прежде всего относятся элементы IIIA и VA подгрупп таблицы Менделеева, которые образуют с германием и кремнием, как правило, твердые растворы замещения и создают в запрещенной зоне «мелкие» водородоподобные энергетические уровни. Эти примеси сравнительно легко ионизуются, поэтому в широком интервале температур являются основными источниками носителей тока;

при этом приводимость Ge и Si изменяется в большом диапазоне (на несколько порядков). Дальнейшие исследования были сосредоточены на изучении диффузии Li, Cu, Au, Ag, Zn, Ni и Fe. Эти элементы, за исключением лития, также образуют с германием и кремнием, как правило, твердые растворы замещения, но создают в запрещенной зоне глубоколежащие многозарядные, как правило, акцепторные уровни, число которых соответствует разности между числом валентных электронов германия (кремния) и атома примеси (см. гл. 3). Такие «глубокие» уровни выступают как уровни захвата или рекомбинации носителей тока и играют большую роль в неравновесных процессах, уменьшая время жизни и ускоряя рекомбинацию неосновных носителей тока в полупроводниках. Литий с германием и кремнием образует твердый раствор внедрения и является донором с одним уровнем. В табл. 8.1 приведены данные исследований температурных зависимостей коэффициента диффузии D для различных примесей в Ge, которые практически все удовлетворительно описываются формулой D = D0 exp(Q/kT). Из таблицы видно сильное различие в значениях коэффициентов диффузии D и параметров D0 и Q у элементов IIIA–VA групп и некоторых элементов из II и VI групп, с одной стороны;

и у элементов IB, VIII (переходные металлы) групп таблицы Менделеева и Li, с другой сто Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Таблица 8.1. Диффузионные параметры различных примесей в Ge [19, 24, 41].

Примесь Na Be Zn Cd B Al Ga In Tl Ge Sn Pb P As Sb Bi O Te Li Fe Ni Co Cu Ag Au H He Xe Группа I II II II III III III III III IV IV IV V V V V VI VI I VIII VIII VIII I I I I 0 D0, см2 /с 0.07 0.5 0.65 1.75 · 109 6.0 · 108 1.0 · 103 10 1.8 · 104 1.7 · 103 13.6 70 1.6 · 103 1.2 3 3.5 3.3 0.4 5.6 1.3 · 103 0.13 0.8 0.16 1.9 · 104 7.4 · 102 3.5 · 106 2.72 · 103 6.1 · 103 5 · Q, эВ 2.08 2.5 2.55 4.42 45 3.45 30 3.64 3.4 3.09 3.05 3.6 24 2.43 2.45 2.5 2.08 2.43 0.46 1.1 0.91 1.12 0.18 1.0 0.63 0.38 0.69 1. T, C 700–850 720–920 825–918 760–915 760–850 554–905 650–900 554–919 800–920 535–904 798–846 800 650–900 750–900 750–850 750–850 285–760 770–900 350–800 775–930 700–875 750–850 700–900 730–900 800–900 780–930 795–872 250– D, см2 /с 1.2 · 1011 9.1 · 1013 6.9 · 1013 3.0 · 1012 4.4 · 1013 6.2 · 1014 8.1 · 1014 1.6 · 1013 1.8 · 1013 4.2 · 1014 5.7 · 1013 2.0 · 1014 6.4 · 1012 1.2 · 1011 1.1 · 1011 6.0 · 1012 6.8 · 1011 2.2 · 1011 9.0 · 106 8.9 · 107 4.3 · 105 8.8 · 107 2.8 · 105 8.8 · 107 3.8 · 109 4.5 · 105 3.5 · 106 1.2 · 8.5. Диффузия в германии и кремнии роны. Первая группа примесей имеет D на несколько порядков меньше («медленно» диффундирующие примеси), чем вторая группа («быстро» диффундирующие примеси);

энергии активации диффузии Q у первой группы больше, чем у второй;

D0 тоже больше в первой группе, чем во второй. Однако из таблицы видно, что существует большой разброс в значениях D0 и Q в самих группах. Здесь следует иметь в виду, что интервал надежного определения параметров диффузии, особенно для примесей первой группы, довольно узок из-за их малых глубин проникновения в кристалл. Поэтому к приведенным значениям D0, полученным экстраполяцией, следует относиться как к оцененным с точностью до порядка. Тем не менее полученные данные позволяют сделать вывод о различных механизмах диффузии для этих двух групп примесей. Аналогичная ситуация наблюдается и при исследовании диффузии различных примесей в Si [39, 41].

Так как примеси первой группы образуют с германием твердые растворы замещения, то можно полагать, что и диффузия в них носит вакансионный характер. В этом случае Q можно отождествить с соответствующей энергетической характеристикой Qa + Qv в формуле (8.9).

Диффузию примесей второй группы можно трактовать как междоузельную. С этим полностью согласуются экспериментальные данные по Li. Он образует с германием твердый раствор внедрения и в кристаллической решетке является донором, создающим электронные уровни, расположенные на 0.01 эВ ниже дна зоны проводимости. Действительно, Li имеет наименьший по сравнению с другими элементами ионный радиус rLi+ = 0.68 A, поэтому ионизованный атом Li+ может свободно перемещаться по междоузлиям решетки Ge. Относительно других «глубоких» примесей второй группы (Cu, Ni, Fe, Au и т. д.) вопрос о междоузельном механизме диффузии не столь очевиден. Эти примеси являются, как правило, акцепторами в Ge, а такой характер их электрической активности возможен только в том случае, когда эти примеси расположены в узлах решетки. Предположение о их междоузельной диффузии может быть подтверждено лишь в том случае, если будет экспериментально доказано, что диффундируют они не в виде ионизованных акцепторов A, а в виде ионизованных доноров D+. Для этого необходимо определить зарядовое состояние диффундирующих примесных ионов.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах 8.6. Определение зарядового состояния диффундирующих примесных ионов 8.6.1. Диффузия Li в Ge Одним из методов определения зарядового состояния быстро диффундирующих примесных ионов является наблюдение их дрейфа в электрическом поле. Впервые такой эксперимент был проведен на литии в германии. Суть его состоит в следующем (рис. 8.8). Диффундирующая примесь наносится на поверхность германия p-типа проводимости кратковременным вплавлением ее в поверхностный слой. При этом реализуется случай «точечного» источника с неограниченным запасом примесных атомов — капля, вплавленная в кристалл и имеющая радиус много меньший характерных расстояний диффузии. Далее образец прогревается при заданной температуре T время t1 для формирования четкого фронта диффузии, представляющего собой полусферу радиуса r1. Затем образец охлаждается до комнатной температуры, а исходный источник примеси удаляется шлифовкой и специальным травлением. После травления на поверхности образца остается лунка, концентрично с которой находится диффузионная область, обогащенная литием, которая имеет проводимость n-типа. Затем определяется положение p n-перехода, располагающегося на поверхности полусферы радиуса r1, с которой в дальнейшем пойдет диффузия. Граница p n-перехода выявляется, например, химическим окрашиванием в специальном красителе2 или электрическим осаждением титаната бария. Затем образец помещается в постоянное электрическое поле (напряженностью 1–10 В/см), а диффузию проводят при той же температуре T, что и первый раз. Ток, который пропускается через образец (1–10 A), одновременно используется для его нагрева. Ввиду отсутствия источника дальнейшая диффузия примеси происходит аналогично рассмотренному выше случаю диффузии из ограниченного источника (уравнение (8.19)), то есть радиус полусферы увеличивается за счет обеднения областей прилегающих к бывшему источнику. Одновременно все диффундирующие ионы в соответствии со своим знаком заряда q будут дрейфовать в электрическом поле со скоростью Vдр. = µE, где µ — эффективная подвижность ионов, связанная с их коэффициентом диффузии соотношением Эйнштейна µ = (q/kT)D. Таким образом, центр полусферы после соответствующего прогрева переместится в новое 2 Если образец, в котором сформирован p n-переход, погрузить в специальный краситель и выдержать на свету несколько минуты, то область p-типа проводимости будет иметь цвет, отличный от цвета n-типа проводимости.

8.6. Зарядовое состояние диффундирующих примесей Рис. 8.8. Схема метода определения заряда диффундирующих ионов (x — смещение в электрическом поле;

r1 (без поля) и r2 (с полем) — радиусы p n-переходов после прогрева).

положение, отстоящее от исходного на расстояние x = µEt. В случае лития смещение пятна в электрическом поле оказалось направленным от «+» к «» (от анода к катоду), то есть полностью подтвердило знак заряда ионизованного донора Li+. Кроме того, опыты с литием прямо доказали справедливость соотношения Эйнштейна для процессов диффузии и дрейфа ионов, а не только для электронов и дырок.

8.6.2. Диффузия Cu в Ge. Диссоциативный механизм диффузии Результаты исследования диффузии меди в германии, полученные в широком интервале температур (600–900 C), приведены на рис. 8.9. Видно, что механизмы диффузии меди в области высоких температур (750–900 C) и в области сравнительно низких температур (600–700 C) различаются. Можно предположить, что в первой области преобладает междоузельный механизм диффузии, а при температурах ниже 700 C — в основном вакансионный механизм. Это предположение подтвердили эксперименты по диффузии меди в Ge в электрическом поле, проведенные при разных температурах. Было показано, что в области температур 750–900 C медь в Ge в основном присутствует в виде положительных ионов. С другой стороны, акцепторные свойства меди в Ge при умеренных и комнатной температуре указывают, что при этих температурах медь в основном находится в виде отрицательных ионов. Идея о двойственном механизме диффузии меди в германии была развита Мэзеном и Бренкманом [42]. Они исходили из предположения, что в германии всегда существует динамическое равновесие между меCuу + Q, где дью в узлах Cuу и медью в междоузлиях Cuму : Cuму Q — теплота обменной реакции. С повышением температуры реакция сдвигается в сторону увеличения Cuму, а с понижением температуры — в сторону увеличения Cuу. Подтверждением этому предположению служило сравнение концентрации электрически активной (акцепторной) меди Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.9. Диффузия меди в германии.

Cuу, измеренной электрическим методом, с общей концентрацией меди (Cuу +Cuму ), определенной радиоактивными методами. Оказалось, что при температуре 600 C эти две концентрации почти равны, в то время как при 800 C общая концентрация меди почти в два раза больше концентрации электрически активной меди Cuу. Позднее большим числом исследований было установлено, что медь в германии относится к диссоциативным амфотерным примесям (см. гл. 3), то есть находится в решетке германия как в узлах, так и в междоузлиях в разных зарядовых состояниях, причем в сравнимых количествах. Концентрация меди в разных кристаллохимических позициях зависит от температуры. Каждое из двух возможных состояний атомов меди в решетке Ge — медь в междоузлиях и медь в узлах — характеризуется своим коэффициентом диффузии, причем естественно считать, что Dму > Dу, и в процессе диффузии происходит перераспределение между этими двумя состояниями меди. Представление о существовании динамического равновесия между медью в узлах и междоузлиях было использовано для интерпретации наблюдающейся зависимости скорости диффузии от степени совершенства кристаллов. Действительно, накопленный экспериментальный материал о диффузии меди в германии позволил вполне обоснованно предположить, что быстрая диффузия меди осуществляется путем перемещения ее по междоузлиям кристаллической решетки германия в виде положительных ионов до встречи с вакансией. При встрече с вакансией медь переходит из междоузлия в узел. В узлах кристаллической решетки германия медь находится в виде отрицательных ионов. Тепловое движение может снова перебросить часть атомов меди из узлов в междоузлия (то есть происходит диссоциация узловой (акцепторной) меди Cuу с образованием междоузельной (донорной) меди Cuму и вакансии, которые затем диф 8.6. Зарядовое состояние диффундирующих примесей фундируют раздельно с разной скоростью). Поэтому в решетке германия при постоянной температуре всегда существует динамическое равновесие Cuу Cuму + V.

Очевидно, что чем больше вакансий в кристалле, тем больше смещается это равновесие в сторону преобладания меди в узлах. Концентрация вакансий в германии при заданной температуре зависит от степени совершенства кристалла. В несовершенных кристаллах с высокой плотностью дислокаций быстро достигается высокая равновесная концентрация вакансий [V ], то есть можно записать [Cuу ] = [V ][Cuму ]/k(T) = [Cuму ], (8.24) где k(T) — константа равновесия, а = [V ]/k. Если диффузия определяется только междоузельной примесью, то ее поток выражается согласно уравнению (8.2) в виде: M = Dму [Cuму ]/x, (8.25) где Dму — коэффициент диффузии по междоузлиям. Эффективный коэффициент диффузии в несовершенном кристалле D представляет собой н.к отношение этого потока к общему градиенту концентрации примеси, то есть 1 ([Cuму ] + [Cuу ]), (8.26) D = M н.к x откуда D = Dму [Cuму ]/([Cuму ] + [Cuу ]) = Dму /(1 + ). н.к (8.27) Формула (8.27) отражает тот факт, что каждый ион меди находится в состоянии высокой диффузионной подвижности по междоузлиям лишь небольшую долю времени, соответствующую отношению [Cuму ] / ([Cuму ] + [Cuу ]). Эффективный коэффициент диффузии для этого случая лимитируется диффузией меди по междоузлиям. В совершенных кристаллах с низкой плотностью дислокаций присутствие меди в узлах зависит от притока вакансий, поступающих в кристалл диффузией от поверхности. Концентрация вакансий будет меньше ее равновесного значения для данной температуры. В этом случае эффективный коэффициент диффузии в совершенном кристалле D будет лис.к митироваться диссоциативным механизмом, при котором Cuу переходит Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Рис. 8.10. Зависимость коэффициента диффузии D при 850 C от ионных радиусов быстро диффундирующих примесей.

в Cuму, оставляя за собой вакансию. Далее Cuму и вакансия диффундируют независимо. Эффективный коэффициент диффузии в этом случае определяется коэффициентом диффузии вакансий и временем, в течении которого вакансия находится в состоянии диффузионной подвижности, и будет равен D = Dv [V ]/([V ] + [Cuу ]), с.к (8.28) где Dv — коэффициент диффузии вакансий, [V ] — концентрация ваканDму и [V ] / ([V ] + [Cuу ]) < [Cuму ] / ([Cuу ] + сий. Так как Dv [Cuму ]), то D < D, то есть скорость диффузии в совершенных крис.к н.к сталлах должна быть значительно меньше, чем в кристаллах с высокой плотностью дислокаций, и определяется скоростью диффузии вакансий. Опыты по определению зарядового состояния примеси были выполнены и с другими глубокими примесями в германии при температурах выше 700 C и дали те же результаты, то есть подтвердили донорный тип примесей в процессах высокотемпературной диффузии. Таким образом, по-видимому, в области высоких температур эти элементы диффундируют по междоузлиям в виде положительных ионов, а в области умеренных температур — по вакансиям в виде отрицательных ионов. На рис. 8.10 показана зависимость коэффициентов диффузии Cu, Ag и Au в зависимости от их ионных радиусов ri. Как видно, с ростом ri коэффициент диффузии уменьшается. С учетом того, что ковалентный радиус германия равен 1.22 A, становится понятной причина очень малого, по сравнению с другими примесями этой группы, коэффициента диффузии золота.

8.7. Скорость и параметры диффузии 8.7. Влияние состава сплава и природы диффундирующего вещества на скорость и параметры диффузии Диффузия в полупроводниковых материалах имеет ряд особенностей. Важнейшей из этих особенностей является наличие в полупроводниках электрически активных примесей и собственных дефектов, прежде всего вакансий. Кулоновское взаимодействие между ними изменяет подвижность, концентрацию и характер распределения дефектов и соответственно условия и скорость диффузии. Важно также, что влияние примесей в полупроводниках проявляется при весьма малых концентрациях. Кроме того, на процессы диффузии в полупроводниках сказывается и низкая компактность решеток последних.

8.7.1. Самодиффузия Самодиффузия в элементарных веществах, соединениях и твердых растворах чаще всего осуществляется по вакансионному механизму. Скорость ее обычно меньше скорости гетеродиффузии. На самодиффузию в полупроводниках влияют примеси. Характер влияния определяется не только размерным фактором R/R, где R — ковалентный радиус атомов основного вещества, а R — разность ковалентных радиусов основного вещества и примеси (упругие напряжения ведут к перераспределению точечных дефектов). Существенную роль играет непосредственное влияние примесей на концентрацию вакансий. Коэффициент диффузии тем больше, чем выше концентрация вакансий (см. (8.10)). В полупроводниках между концентрацией электрически неактивных и электрически активных вакансий и примесей существует динамическое равновесие. Концентрации заряженных вакансий и примесей взаимосвязаны. Действительно, в случае донорных примесей, например мышьяка в германии, равновесие и взаимодействие можно представить так: [V ] [V ] + h;

[As] [As+ ] + e;

h + e (he). (8.29) Здесь he — электронно-дырочная пара. Образование этих пар сдвигает равновесие вправо, то есть увеличивает концентрацию акцепторных вакансий [V ];

чтобы при этом сохранилась равновесная для данной температуры концентрация электрически неактивных вакансий, должна возрасти общая концентрация вакансий, что должно способствовать ускорению самодиффузии.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Ясно, что при введении акцепторной примеси картина будет обратной. Концентрация дырок возрастает за счет ионизации акцепторной примеси, уменьшается концентрация [V ], а с ней и общая концентрация вакансий, что в результате приводит к замедлению самодиффузии. Особо следует остановиться на самодиффузии в полупроводниковых соединениях, которая осложняется наличием ионной составляющей связи, возможной диссоциацией некоторых соединений при температуре диффузии или испарением летучих компонент. В полупроводниковых соединениях самодиффузия каждого из компонентов соединения осуществляется в большинстве случаев только в своей подрешетке. Переход вакансий из одной подрешетки в другую практически исключен, так как при этом ближайшими соседями атома, перешедшего в вакансию, стали бы одноименно заряженные атомы. Чем больше ионная составляющая связи в соединении, тем менее вероятен такой переход. Поэтому переход атома в вакансию может осуществляться только через междоузлия. Этим объясняется и высокое значение энергии активации самодиффузии в соединениях. Во всех известных случаях для соединений AIII BV и AII BVI энергия активации диффузии элемента AIII (AII ) значительно меньше, чем BV (BVI ). Это связано с тем, что уход из узла атома BV или BVI требует больших энергетических затрат, чем уход атомов A III или AII. На скорость и параметры самодиффузии в соединениях существенно сказывается также отклонение от стехиометрии. Последнее всегда ускоряет самодиффузию того элемента, содержание которого меньше стехиометрического и в подрешетке которого имеются вакансии.

8.7.2. Гетеродиффузия Рассмотрим отличительные особенности гетеродиффузии в германии и кремнии. Как следует из табл. 8.1, элементы IB и VIII (переходные металлы) групп диффундируют в них с большей скоростью, чем элементы IIIA и VA групп. Механизм диффузии примесей IB и VIII групп, как мы уже установили, — междоузельный для примесей внедрения (литий) или диссоциативный, если атомы примеси могут размещаться как в узлах, так и в междоузлиях. Особый практический интерес представляет поведение элементов IIIA и VA групп в германии и кремнии. В Si элементы IIIA группы (акцепторы) диффундируют на 1–1.5 порядка быстрее, чем примеси VA группы (доноры). В Ge, наоборот, коэффициенты диффузии элементов IIIA группы примерно на два порядка меньше, чем элементов VA группы.

Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 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.