Single-Crystal Silicon: Growth And Properties - Knowledge

Kilde:https://link.springer.com/chapter/10.1007/978-3-319-48933-9_13

CZ MCZ Single crystal

Silicium, som har været og vil fortsat være det dominerende materiale i halvlederindustrien i nogen tid fremover [13.1], vil føre os ind i ULSI-æraen med ultra-stor skala og SOC-æraen system-ona-chip.

Da elektroniske enheder er blevet mere avancerede, er enhedens ydeevne blevet mere følsom over for kvaliteten og egenskaberne af de materialer, der bruges til at konstruere dem.

Germanium (Ge) blev oprindeligt brugt som asemiconductor materiale til solid state elektroniske enheder. Den smalle båndgap (0,66 eV) af Ge begrænser dog driften af germanium-baserede enheder til temperaturer på ca. 90∘C på grund af de betydelige lækstrømme, der observeres ved højere temperaturer. Den bredere båndgap af silicium (1.12 eV) resulterer på den anden side i elektroniske enheder, der er i stand til at fungere på op til $\approx 200^{\circ} C$ . Der er dog et mere alvorligt problem end det smalle båndgab: germanium tilvejebringer ikke let et stabilt passiveringslag på overfladen. For eksempel germaniumdioxid (GeO2) er vandopløselig og adskiller sig ved ca. 800∘C. Silicium, i modsætning til germanium, rummer let overfladepassivering ved dannelse af siliciumdioxid (SiO2), som giver en høj grad af beskyttelse til den underliggende enhed. Denne stabile SiO2lag resulterer i en afgørende fordel for silicium i forhold til germanium som det grundlæggende halvledermateriale, der anvendes til fremstilling af elektroniske enheder. Denne fordel har ført til en række nye teknologier, herunder processer til diffusionsdoping og definerende indviklede mønstre. Andre fordele ved silicium er, at det er fuldstændigt ikke-toksisk, og at silica (SiO2Råmaterialet, hvorfra silicium fremstilles, omfatter ca. 60%af mineralindholdet i jordskorpen. Dette indebærer, at det råmateriale, hvorfra silicium opnås, er tilgængeligt i rigelig forsyning til det integrerede kredsløb (IC) industri. Desuden kan elektronisk silicium opnås til mindre end en tiendedel af prisen på germanium. Alle disse fordele har fået silicium til at erstatte germanium næsten fuldstændigt i halvlederindustrien.

Selvom silicium ikke er det optimale valg for enhver elektronisk enhed, betyder fordelene, at det næsten helt sikkert vil dominere halvlederindustrien i nogen tid endnu.

13.1Oversigt

Meget frugtbare interaktioner har fundet sted mellem brugere og producenter af halvledermateriale siden opfindelsen af punktkontakt-transistoren i 1947, hvor nødvendigheden afperfekt og rentkrystaller blev genkendt. Konkurrencen var ofte sådan, at krystalkvaliteten, som nye enheder krævede, kun kunne opfyldes ved at kontrollere krystalvækst ved hjælp af elektronisk udstyr bygget med disse nye enheder. Siden dislokationsfri siliciumkrystaller blev dyrket så tidligt som i 1960'erne ved hjælp afDash-teknik[13.2], forskning og udviklingsindsats for halvledermateriale har koncentreret sig om materialens renhed, produktionsudbytter og problemer i forbindelse med fremstilling af apparater.

Halvlederanordninger og kredsløb er fremstillet ved hjælp af en lang række mekaniske, kemiske, fysiske og termiske processer. Afløbsdiagram for typiske halvleder-siliciumforberedelsesprocesser er vist i fig.13.1. Fremstillingen af silicium-enkeltkrystal-substrater med mekanisk og kemisk polerede overflader er det første trin i den lange og komplekse proces med fabrikation af enheder.

Fig. 13.1
Flowdiagram for typiske halvleder silicium forberedelsesprocesser. (Efter[13.1])

Som nævnt ovenfor er silicium det næstmest forekommende element på jorden; mere end 90%af jordskorpen består af silica og silikater. I betragtning af denne ubegrænsede tilførsel af råmateriale er problemet derefter at omdanne silicium til den anvendelige tilstand, der kræves af halvlederteknologien. Det første og vigtigste krav er, at silicium anvendt til elektroniske enheder skal være ekstremt rent, da meget små mængder af nogle urenheder har en stærk indflydelse på siliciums elektroniske egenskaber og derfor ydeevnen for den elektroniske enhed. Det andet krav er for krystaller med stor diameter, da chipudbyttet pr. Wafer stiger væsentligt med større diametre, som vist i fig.13.2for sagen om DRAM [13.3], en af de mest almindelige elektroniske enheder. Udover renhed og diameter skal produktionsomkostningerne og materialets specifikationer, herunder den voksende defektdensitet og den resistive homogenitet, imødekomme de nuværende industrielle krav.

Fig. 13.2
Chips pr. Wafer som funktion af DRAM-generation. (Efter[13.3])

I dette kapitel er nuværende tilgange til fremstilling af silicium - omdannelse af råmaterialet til enkeltkrystallinsk silicium (se fig.13.1) - diskuteres.

13.2Udgangsmaterialer

13.2.1Metallurgisk silicium

Udgangsmaterialet til siliciumkrystaller med høj renhed er silica (SiO2). Det første trin i siliciumfremstilling er smeltning og reduktion af silica. Dette opnås ved blanding af silica og carbon i form af kul, koks eller træflis og opvarmning af blandingen til høje temperaturer i en neddykket elektrodebueovn. Denne carbotermiske reduktion af silica producerer kondenseret silicium

S i O_{2} + 2C \to Si + 2CO .

(13.1) Akomplex række reaktioner forekommer faktisk i ovnen ved temperaturer fra 1500 til 2000∘C. Siliciumklumperne opnået ved denne proces kaldes metallurgisk silicium (MG-Si), og dens renhed er ca. 98-99%.

13.2.2Polykrystallinsk silicium

Mellemliggende kemiske forbindelser

Det næste trin er at rense MG-Si til niveauet af silicium af halvlederkvalitet (SG-Si), der bruges som udgangsmateriale til enkeltkrystallinsk silicium. Det grundlæggende koncept er, at MG-Si i pulverform omsættes med vandfri HCI til dannelse af forskellige chlorsilanforbindelser i reaktor med afluidiseret seng. Derefter oprenses silanerne ved destillation og kemisk dampaflejring (CVD) til dannelse af SG-polysilicium.

Et antal mellemliggende kemiske forbindelser er blevet overvejet, såsom monosilan (SiH4), siliciumtetrachlorid (SiCl4trichlorsilan (SiHCl3) og dichlorsilan (SiH2Cl2). Blandt disse bruges trichlorsilan mest til efterfølgende polysiliciumaflejring af følgende årsager:

1.
Det kan let dannes ved omsætning af vandfrit hydrogenchlorid med MG-Si ved rimelig lave temperaturer (200-400∘C).
2.
Det er flydende ved stuetemperatur, så oprensning kan udføres ved hjælp af standard destillationsteknikker.
3.
Det er let at håndtere og kan opbevares i karbonståltanke, når det er tørt.
4.
Flydende trichlorsilan fordampes let, og når det blandes med brint, kan det transporteres i stålrør.
5.
Det kan reduceres ved atmosfærisk tryk i nærværelse af brint.
6.
Dens aflejring kan finde sted på opvarmet silicium, hvilket eliminerer behovet for kontakt med eventuelle fremmede overflader, der kan forurene det resulterende silicium.
7.
Det reagerer ved lavere temperaturer (1000-1200∘C) og ved hurtigere hastigheder end siliciumtetrachlorid.

Hydrochlorering af silicium

Trichlorsilan syntetiseres ved opvarmning af pulveriseret MG-Si til omkring 300∘C i reaktor med afluidiseret seng. Det vil sige, MG-Si omdannes til SiHCl3ifølge den følgende reaktion

Si + 3HCl \to S i H C l_{3} + H_{2} .

(13.2) Reaktionen er meget eksoterm, og derfor skal varme fjernes for at maksimere udbyttet af trichlorsilan. Under konvertering af MG-Si til SiHCl3, fjernes forskellige urenheder såsom Fe, Al og B ved at omdanne dem til deres halogenider (FeCl3, AlCl3og BCl3henholdsvis) og biprodukter, såsom SiCl4og H2produceres også.

Destillation og nedbrydning af trichlorsilan

Destillation er blevet meget brugt til at rense trichlorsilan. Trichlorsilan, der har lavt kogepunkt (31.8∘C) destilleres fraktioneret fra de urene halogenider, hvilket resulterer i stærkt forøget renhed med en elektrisk aktiv urenhedskoncentration på mindre end 1 ppba. Trichlorsilan med høj renhed fordampes derefter, fortyndes med hydrogen med høj renhed og indføres i aflejringsreaktoren. I reaktoren er tynde siliciumstænger kaldet slanke stænger understøttet af grafitelektroder tilgængelige til overfladeaflejring af silicium ifølge reaktionen

S i H C l_{3} + H_{2} \to Si + 3HCl .

(13.3) Ud over denne reaktion forekommer den følgende reaktion også under polysiliciumaflejring, hvilket resulterer i dannelsen af siliciumtetrachlorid (det største biprodukt af processen)

HCI + S i H C l_{3} \to S i C l_{4} + H_{2} .

(13.4) Dette siliciumtetrachlorid bruges f.eks. Til at fremstille kvarts med høj renhed.

Det er overflødigt at sige, at renheden af de slanke stænger skal være sammenlignelig med den aflejrede silicium. De slanke stænger er forvarmet til ca. 400∘C ved starten af silicium CVD-processen. Denne forvarmning er nødvendig for at øge ledningsevnen af tynde stænger med høj renhed (høj modstand) tilstrækkeligt til at muliggøre resistiv opvarmning. Aflejring i 200–300 timer omkring 1100∘C resulterer i polysiliciumstænger med en høj renhed på 150-200 mm i diameter. Polysiliciumstængerne er formet til forskellige former til efterfølgende krystalvækstprocesser, såsom klumper til Czochralski-smeltevækst og lange cylindriske stænger til flydzonevækst. Fremgangsmåden til reduktion af trichlorsilan på en opvarmet siliciumstang ved anvendelse af hydrogen blev beskrevet i slutningen af 1950'erne og begyndelsen af 1960'erne i et antal procespatenter tildelt Siemens; derfor kaldes denne proces ofteSiemens metode[13.4].

De største ulemper ved Siemens-metoden er dens ringe effektivitet af silicium og kloromdannelse, relativt lille batchstørrelse og højt strømforbrug. De ringe konverteringseffektiviteter af silicium og chlor er forbundet med det store volumen siliciumtetrachlorid produceret som biprodukt i CVD-processen. Kun omkring 30%af silicium tilvejebragt i CVD-reaktionen omdannes til polysilicium med høj renhed. Omkostningerne ved fremstilling af polysilicium med høj renhed kan også afhænge af nytten af biproduktet, SiCl4.

Monosilan-proces

Apolysilicon produktionsteknologi baseret på produktion og pyrolyse af monosilan blev etableret i slutningen af 1960'erne. Monosilan sparer potentielt energi, fordi det deponerer polysilicium ved lavere temperatur og producerer renere polysilicium end trichlorsilanprocessen; det er imidlertid næppe blevet brugt på grund af manglen på en økonomisk vej til monosilan og på grund af behandlingsproblemer i afsætningstrinnet [13.5]. Men med den nylige udvikling af økonomiske ruter til silan med høj renhed og den vellykkede drift af anlæg i stor skala har denne teknologi tiltrukket sig opmærksomheden fra halvlederindustrien, som kræver silicium med højere renhed.

I nuværende industrielle monosilanprocesser opvarmes magnesium og MG-Si-pulver til 500∘C under vandatmosfære for at syntetisere magenesiumsilicid (Mg2Si), som derefter får reageret med ammoniumchlorid (NH4Cl) i flydende ammoniak (NH3) under 0∘C til dannelse af monosilan (SiH4). Polysilicium med høj renhed produceres derefter via pyrolysen af monosilanen på resistivt opvarmede polysiliciumfilamenter ved 700-800∘C. I monosilanfrembringelsesprocessen fjernes de fleste borurenheder fra silan via kemisk reaktion med NH3. Aboronindhold på 0,01-0,02 ppba i polysilicium er opnået ved hjælp af amonosilanproces. Denne koncentration er meget lav sammenlignet med den observerede i polysilicium fremstillet af trichlorsilan. Desuden er det resulterende polysilicium mindre forurenet med metaller opsamlet gennem kemiske transportprocesser, fordi nedbrydning af monosilan ikke forårsager korrosionsproblemer.

Kornet polysiliciumafsætning

Der er udviklet en væsentlig forskellig proces, der anvender nedbrydning af monosilan i aflejringsreaktor med afluidiseret seng til at producere fritstrømmende granulært polysilicium [13.5]. Lille siliciumfrøpartikler fluidiseres i amonosilan ∕ hydrogenblanding, og polysilicium aflejres for at danne fritflydende sfæriske partikler, der gennemsnitligt er 700 um i diameter med asize-fordeling på 100-1500 um. Frø med fluidiseret leje blev oprindeligt fremstillet ved formaling af SG-Si i aball- eller hammermølle og udvaskning af produktet med syre, hydrogenperoxid og vand. Denne proces var tidskrævende og kostbar og havde tendens til at indføre uønskede urenheder i systemet gennem metalkværnene. Ved en ny metode affyres imidlertid store SG-Si-partikler mod hinanden ved en højhastigheds gasstrøm, der får dem til at bryde ind i partikler af en passende størrelse til det fluidiserede leje. Denne proces introducerer ingen fremmede materialer og kræver ingen udvaskning.

På grund af det større overfladeareal af granulært polysilicium er reaktorer med fluidiseret leje meget mere effektive end traditionelle stangreaktorer af Siemens-type. Kvaliteten af fluidiseret leje-polysilicium har vist sig at være ækvivalent med polysilicium fremstillet ved den mere konventionelle Siemens-metode. Desuden gør granulært polysilicium med fri flydende form og høj bulkdensitet det muligt for krystalavlere at få mest muligt ud af hver produktionskørsel. Det vil sige, i Czochralski-krystalvækstprocessen (se det følgende afsnit) kan digler hurtigt og let fyldes til ensartede belastninger, som typisk overstiger dem af tilfældigt stablede polysiliciumbiter produceret ved Siemens-metoden. Hvis vi også overvejer potentialet i teknikken til at bevæge sig fra batchdrift til kontinuerlig trækning (diskuteret senere), kan vi se, at fritflydende polysiliciumgranuler kan give den fordelagtige rute for ensartet tilførsel til en smeltende tilstand. Dette produkt ser ud til at være et evolutionært udgangsmateriale, der giver et godt løfte om siliciumkrystalvækst.

13.3Enkeltkrystalvækst

Selvom forskellige teknikker er blevet brugt til at omdanne polysilicium til enkeltkrystaller af silicium, har to teknikker domineret produktionen af dem til elektronik, fordi de opfylder kravene i mikroelektronikindustriindustrien. Den ene er azonsmeltende metode, der almindeligvis kaldesflydende zone (FZ) metode, og den anden er en afviklingsmetode, der traditionelt kaldesCzochralski (CZ) metode, selvom det faktisk skulle kaldesBlågrøn – Lille metode. Principperne bag disse to krystalvækstmetoder er afbildet i fig.13.3. I FZ-metoden ledes amolten zone gennem apolysiliconstang for at omdanne den til en-krystal-ingot; i CZ-metoden dyrkes asingelkrystaller ved at trække fra amelt indeholdt i akvartsdigel. I begge tilfældefrøkrystalspiller en meget vigtig rolle i opnåelse af en enkelt krystal med en ønsket krystallografisk orientering.

Fig. 13.3a,b — Fig. 13.3a, b
Principper for enkeltkrystalvækst ved (a) metode til flydende zone og (b) Czochralski-metode. (Efter[13.1])

Det anslås, at omkring 95%af alt enkeltkrystal-silicium produceres efter CZ-metoden og resten hovedsageligt ved FZ-metoden. Silicium-halvlederindustrien kræver høj renhed og minimale defektkoncentrationer i deres siliciumkrystaller for at optimere enhedens fremstillingsudbytte og driftsydelse. Disse krav bliver stadig strengere, efterhånden som teknologien skifter fra LSI til VLSI ∕ ULSI og derefter SOC. Udover kvaliteten eller perfektion af siliciumkrystaller er krystaldiameter også steget støt for at imødekomme enhedsproducenternes krav. Da der produceres mikroelektroniske chips via enbatch-system, diametrene på siliciumskiverne, der anvendes til fabrikation af enheder, påvirker produktiviteten markant (som vist i fig.13.2), og igen produktionsomkostningerne.

I de følgende afsnit diskuterer vi først FZ-metoden og går derefter videre til CZ-metoden. Sidstnævnte vil blive diskuteret mere detaljeret på grund af dets ekstreme betydning for mikroelektronikindustrien.

13.3.1Metode til flydende zone

Generelle bemærkninger

FZ-metoden stammede fra zonesmeltning, som blev brugt til at raffinere binære legeringer [13.6] og blev opfundet afTheuerer[13.7]. Reaktiviteten af flydende silicium med det materiale, der blev brugt til diglen, førte til udviklingen af FZ-metoden [13.8], som tillader krystallisering af silicium uden behov for nogen kontakt med digelmaterialet, hvilket er nødvendigt for at være i stand til at dyrke krystaller med den krævede halvlederrenhed.

Oversigt over processen

I FZ-processen omdannes apolysilicon-stang til asingle-crystal ingot ved at passere amolten zone opvarmet af anedle-eye-spole fra den ene ende af stangen til den anden, som vist i fig.13.3en. Først bringes spidsen af polysiliciumstangen i kontakt og smeltes sammen med aseed-krystal med den ønskede krystalorientering. Denne proces kaldessåning. Den podede smeltede zone føres gennem polysiliciumstangen ved samtidig at bevæge enkeltkrystalfrøet ned ad stangen. Når den smeltede zone af silicium størkner, omdannes polysilicium til enkeltkrystallinsk silicium ved hjælp af frøkrystallen. Når zonen bevæger sig langs polysiliciumstangen, fryser enkeltkrystal silicium ved sin ende og vokser som en forlængelse af frøkrystallen.

Efter såning dannes athinhals omkring 2 eller 3 mm i diameter og 10-20 mm lang. Denne proces kaldeshalsudskæring. Dyrkning af aneck eliminerer forskydninger, der kan introduceres i nyvokset enkeltkrystal-silicium under såningsoperationen på grund af termisk chok. Denne halsproces, kaldetDash-teknik[13.2], er derfor grundlæggende for voksende dislokationsfrie krystaller og bruges universelt i både FZ- og CZ-metoderne. En røntgen topografi af frø, hals og konisk del af asilikon enkeltkrystal dyrket efter FZ-metoden er vist i fig.13.4. Det er tydeligt, at dislokationer, der genereres ved smeltekontakten, elimineres fuldstændigt ved halsudskæring. Når den koniske del er dannet, dyrkes hoveddelen med den fulde måldiameter. Under hele FZ-vækstprocessen bestemmes formen på den smeltede zone og gødediameteren ved at justere effekten til spolen og kørehastigheden, som begge er under computerstyring. Den mest almindelige teknik til automatisk styring af diameteren i både FZ- og CZ-metoderne anvender en infrarød sensor med fokus på menisken. Meniskens form på en voksende krystal afhænger af dens berøringsvinkel ved trefasegrænsen, krystaldiameteren og størrelsen af overfladespændingen. Ændring i meniskvinkel (og derfor krystaldiameter) registreres, og informationen føres tilbage for automatisk at justere vækstbetingelserne.

Fig. 13.4
Røntgentopografi af frø, hals og konisk del af flydende silicium. (Hilsen Dr. T. Abe)

I modsætning til CZ-krystalvækst, hvor frøkrystallen dyppes i siliciumsmelten, og den voksende krystal trækkes opad, opretholder den tynde frøkrystal i FZ-metoden den voksende krystal, ligesom polysiliciumstangen fra bunden (fig.13.3). Som et resultat afbalanceres stangen usikkert på det tynde frø og hals under hele vækstprocessen. Frøet og nakken kan understøtte en krystal på op til 20 kg, så længe tyngdepunktet for den voksende krystal forbliver i centrum af vækstsystemet. Hvis tyngdepunktet bevæger sig væk fra midterlinjen, brækker frøet let. Derfor var det nødvendigt at opfinde akrystalstabiliserende og understøttende teknik inden lange og tunge FZ siliciumkrystaller kunne dyrkes. For store krystaller er det nødvendigt at understøtte den voksende krystal på den måde, der er vist i fig.13.5[13.9], især i tilfælde af nylige FZ-krystaller med store diametre (150-200 mm), da deres vægt let overstiger 20 kg.

Fig. 13.5
Støttesystem til flydende siliciumkrystal. (Efter[13.9])

Doping

For at opnå n- eller p-type silicium-enkeltkrystaller med den krævede resistivitet skal enten polysiliciumet eller den voksende krystal være doteret med henholdsvis den passende donor- eller acceptorurenhed. Til FZ-siliciumvækst, selvom flere dopingteknikker er blevet forsøgt, dopes krystallerne typisk ved at blæse adoptivgas såsom phosphin (PH3) for n-type silicium eller diboran (B2H6) for p-type silicium på den smeltede zone. Dopningsgassen fortyndes sædvanligvis med karrieregas, såsom argon. Den store fordel ved denne metode er, at producenten af siliciumkrystaller ikke behøver at lagre polysiliciumkilder med forskellige resistiviteter.

Da adskillelsen (diskuteret i det næste underafsnit) af elementære dopemidler til silicium af n-typen er meget mindre end enhed, har FZ-krystaller, der er doteret ved den traditionelle metode, radiale doteringsgradienter. Da krystallisationshastigheden varierer i radial retning på den mikroskopiske skala, fordeles dopingkoncentrationerne desuden cyklisk og giver anledning til såkaldtdopant striations, hvilket resulterer i radiale resistivitetshomogeniteter. For at opnå mere homogent dopet n-type silicium er neutrontransmutationsdoping (NTD) er blevet påført FZ siliciumkrystaller [13.10]. Denne procedure involverer nuklear transmutation af silicium til fosfor ved at bombardere krystallen med termiske neutroner ifølge reaktionen

^{30} S i (n, γ) \to^{31} S i \overset{2.6 h}{\to}^{31} P + β .

(13.5) Den radioaktive isotop31Si dannes, når30Si fanger aneutron og henfalder derefter til den stabile isotop31P (donoratomer), hvis distribution ikke er afhængig af krystalvækstparametre. Umiddelbart efter bestråling udviser krystallerne høj resistivitet, hvilket tilskrives det store antal gitterdefekter, der skyldes strålingsskader. Den bestrålede krystal skal derfor udglødes i en inert omgivelse ved temperaturer på omkring 700∘C for at udslette manglerne og gendanne modstanden mod den, der stammer fra fosfordoping. Under NTD-ordningen dyrkes krystaller uden doping og bestråles derefter i en atomreaktor med et stort forhold mellem termiske og hurtige neutroner for at forbedre neutronindfangning og minimere skader på krystalgitteret.

Anvendelsen af NTD har næsten udelukkende været begrænset til FZ-krystaller på grund af deres højere renhed sammenlignet med CZ-krystaller. Da NTD-teknikken blev anvendt på CZ-siliciumkrystaller, viste det sig, at dannelse af iltdonor under udglødningsprocessen efter bestråling ændrede modstanden fra det forventede, selvom phosphordonorhomogenitet blev opnået [13.11]. NTD har den yderligere mangel, at der ikke er nogen proces tilgængelig for p-type dopemidler, og at der kræves en for lang periode med bestråling for lave resistiviteter (i området 1-10 Ω cm).

Egenskaber for FZ-Silicon Crystal

Under FZ-krystalvækst kommer det smeltede silicium ikke i kontakt med andet stof end den omgivende gas i vækstkammeret. Derfor skelnes en FZ-siliciumkrystal i sig selv af sin højere renhed sammenlignet med aCZ-krystal, der dyrkes fra smelten - involverer kontakt med akvartz digel. Denne kontakt giver anledning til høje iltforureningskoncentrationer på omkring 1018atomer ∕ cm3i CZ-krystaller, mens FZ-silicium indeholder mindre end 1016atomer ∕ cm3. Denne højere renhed gør det muligt for FZ-silicium at opnå høje resistiviteter, der ikke kan opnås ved hjælp af CZ-silicium. Det meste af det forbrugte FZ-silicium har en resistivitet på mellem 10 og 200 Ω cm, mens CZ-silicium normalt er forberedt på resistiviteter på 50 Ω cm eller mindre på grund af forurening fra kvartsdigel. FZ-silicium bruges derfor hovedsageligt til at fremstille halvlederkraftanordninger, der understøtter omvendte spændinger på over 750-1000 V. Den høje renhed af krystalvækst og de nøjagtige dopingegenskaber ved NTD FZ-Si har også ført til anvendelse i infrarøde detektorer [13.12], for eksempel.

Imidlertid, hvis vi overvejer mekanisk styrke, er det blevet anerkendt i mange år, at FZ-silicium, der indeholder færre ilturenheder end CZ-silicium, er mekanisk svagere og mere sårbart over for termisk belastning under fabrikation af enheden [13.13,13.14]. Behandling ved høje temperaturer af siliciumskiver under fremstilling af elektroniske enheder producerer ofte tilstrækkelig termisk belastning til at generere glidning og kredsning. Disse effekter medfører udbyttetab på grund af utætte kryds, dielektriske defekter og reduceret levetid samt reduceret fotolitografiske udbytter på grund af nedbrydning af wafers fladhed. Tab af geometrisk planaritet på grund af warpage kan være så alvorlig, at waferne ikke behandles yderligere. På grund af dette er CZ-siliciumskiver blevet brugt meget bredere til fremstilling af IC-enheder end FZ-skiver har. Denne forskel i mekanisk stabilitet mod termiske spændinger er den dominerende årsag til, at CZ-siliciumkrystaller udelukkende anvendes til fremstilling af IC'er, der kræver et stort antal termiske procestrin.

For at overvinde disse mangler ved FZ-silicium er væksten af FZ-siliciumkrystaller med dopingurenheder, såsom ilt [13.15] og nitrogen [13.16] er blevet forsøgt. Det blev fundet, at doping af FZ-siliciumkrystaller med ilt eller nitrogen i koncentrationer af $1 - 1.5 \times 10^{17} a t o m s / c m^{3}$ eller $1.5 \times 10^{15} a t o m s / c m^{3}$ henholdsvis resulterer i en markant stigning i mekanisk styrke.

13.3.2Czochralski metode

Generelle bemærkninger

Denne metode blev opkaldt efter J. Czochralski, der etablerede en teknik til bestemmelse af krystallisationshastigheder af metaller [13.17]. Den egentlige trækningsmetode, der har været bredt anvendt til vækst af enkeltkrystal, blev imidlertid udviklet afKrikandogLille[13.18], der ændrede Czochralskis grundlæggende princip. De var de første, der med succes dyrkede enkeltkrystaller af germanium, 8 tommer i længden og 0,75 tommer i diameter, i 1950. De designede efterfølgende et andet apparat til vækst af silicium ved højere temperaturer. Selvom den grundlæggende produktionsproces for enkeltkrystal-silicium har ændret sig lidt, siden den blev banebrydende af Teal og kolleger, er silicium-enkeltkrystaller med stor diameter (op til 400 mm) med en høj grad af perfektion, der imødekommer avanceret enhed kravene er blevet vokset ved at inkorporere Dash-teknikken og successive teknologiske innovationer i apparatet.

Dagens forsknings- og udviklingsindsats vedrørende siliciumkrystaller er rettet mod at opnå mikroskopisk ensartethed af krystalegenskaber såsom resistivitet og koncentrationer af urenheder og mikrodefekter samt mikroskopisk kontrol af dem, som vil blive diskuteret andetsteds i denne håndbog.

Oversigt over processen

De tre vigtigste trin i CZ-krystalvækst er vist skematisk i fig.13.3b. I princippet svarer processen til CZ-vækst til den for FZ-vækst: (1) smeltning af polysilicium, (2) såning og (3) vækst. CZ-trækproceduren er imidlertid mere kompliceret end FZ-vækst og adskiller sig fra den ved anvendelse af akvartz digel til at indeholde det smeltede silicium. Figur13.6viser askematisk billede af typisk moderne CZ-krystalvækstudstyr. Vigtige trin i den aktuelle eller standard CZ-siliciumkrystalvækstsekvens er som følger:

1.
Polysiliciumbiter eller -korn placeres i akvartz digel og smeltes ved temperaturer højere end siliciums smeltepunkt (1420∘C) i en inert omgivende gas.
2.
Smelten holdes ved en høj temperatur i et stykke tid for at sikre fuldstændig smeltning og udstødning af små bobler, som kan forårsage hulrum eller negative krystaldefekter fra smelten.
3.
Frøkrystal med den ønskede krystalorientering dyppes ned i smelten, indtil den begynder at smelte selv. Frøet trækkes derefter ud af smelten, således at halsen dannes ved gradvist at reducere diameteren; dette er det mest sarte trin. Under hele krystalvækstprocessen strømmer inaktiv gas (normalt argon) nedad gennem trækkammeret for at transportere reaktionsprodukter såsom SiO og CO.
4.
Ved gradvist at øge krystaldiameteren vokser den koniske del og skulderen. Diameteren øges op til måldiameteren ved at nedsætte trækhastigheden og ∕ eller smeltetemperaturen.
5.
Endelig dyrkes den cylindriske del af kroppen med en konstant diameter ved at kontrollere trækhastigheden og smeltetemperaturen, mens den kompenserer for faldet i smelteniveauet, når krystallen vokser. Trækhastigheden reduceres generelt mod halen af en voksende krystal, hovedsageligt på grund af stigende varmestråling fra digelvæggen, når smelteniveauet falder og udsætter mere digelvæggen til den voksende krystal. Nær slutningen af vækstprocessen, men før smeltediglen er helt drænet for smeltet silicium, skal krystaldiameteren reduceres gradvist for at danne en ende-kegle for at minimere termisk chok, hvilket kan forårsage glidning i haleenden. Når diameteren bliver lille nok, kan krystallen adskilles fra smelten uden dannelse af forskydninger.

Figur13.7viser frøendedelen af en vokset CZ-siliciumkrystal. Selvom majskorn, som er overgangsregionen fra frøet til den cylindriske del, sædvanligvis er udformet til at være ret fladt af økonomiske årsager, kan en mere tilspidset form være ønskelig set fra akrystalkvalitet. Skulderdelen og dens nærhed bør ikke bruges til fabrikation af enheder, fordi denne del betragtes som en overgangsregion i mange sanser, og den udviser inhomogene krystalegenskaber på grund af den pludselige ændring i vækstbetingelser.

Fig. 13.6
Skematisk billede af typisk Czochralski siliciumkrystal voksende system. (Efter[13.1])

Fig. 13.7
Såsæddel af Czochralski-siliciumkrystal, der er vokset op

Figur13.8viser en ekstra stor, som vokset CZ-siliciumkrystalstav med en diameter på 400 mm og en længde på 1800 mm, der er dyrket af Super Silicon Crystal Research Institute Corporation i Japan [13.3].

Fig. 13.8
Ekstra stort Czochralski silicium-ingot som vokset, 400 mm i diameter og 1800 mm i længden. (Med tilladelse fra Super Silicon Crystal Research Institute Corporation, Japan)

Indflydelse af rumlig placering inaGrownCrystal

Som fig.13.9viser klart, at hver del af aCZ-krystal dyrkes på adifferent tidspunkt med forskellige vækstbetingelser [13.19]. Det er således vigtigt at forstå, at hver del har et andet sæt krystalkarakteristika og en anden termisk historie på grund af dets forskellige position langs krystalængden. F.eks. Har frøendepartiet langsommere termisk historie, der spænder fra smeltepunktet på 1420 til omkring 400∘C i apuller, mens halen-endepartiet har ashorter-historie og afkøles temmelig hurtigt fra smeltepunktet. I sidste ende kunne hver siliciumskive fremstillet af adifferent del af dyrkede krystaller udvise forskellige fysisk-kemiske egenskaber afhængigt af dens placering i barren. Det er faktisk blevet rapporteret, at iltudfældningsadfærden udviser den største placeringsafhængighed, hvilket igen påvirker dannelsen af bulkdefekter [13.20].

Desuden forekommer anonuniform fordeling af både krystaldefekter og urenheder på tværs af tværsnittet af en flad wafer fremstillet ud fra aCZ krystal siliciumsmeltekrystalliseret eller størknet successivt ved krystal-smelte-grænsefladen, som generelt er buet i CZ-krystalvækstprocessen. Sådanne inhomogeniteter kan observeres somstriations, som diskuteres senere.

13.3.3Urenheder i Czochralski Silicon

Egenskaberne for siliciumhalvledere, der anvendes i elektroniske enheder, er meget følsomme over for urenheder. På grund af denne følsomhed kan de elektriske, elektroniske egenskaber af silicium kontrolleres nøjagtigt ved tilsætning af en lille mængde dopemiddel. Ud over denne dopingfølsomhed påvirker forurening med urenheder (især overgangsmetaller) siliciumets egenskaber negativt og resulterer i en alvorlig nedbrydning af enhedens ydeevne. Desuden inkorporeres ilt i niveauer på titusinder af atomer pr. Million i CZ-siliciumkrystaller på grund af reaktionen mellem siliciumsmelten og kvartsdiglen. Uanset hvor meget ilt der er i krystallen, påvirkes egenskaberne ved siliciumkrystaller i høj grad af koncentrationen og opførslen af ilt [13.21]. Derudover inkorporeres kulstof også i CZ-siliciumkrystaller enten fra polysiliciumråmaterialer eller under vækstprocessen på grund af de grafitdele, der anvendes i CZ-trækudstyret. Selvom kulstofkoncentrationen i kommercielle CZ-siliciumkrystaller normalt er mindre end 0,1 ppma, er kulstof en urenhed, der i høj grad påvirker iltets opførsel [13.22,13.23]. Også nitrogen-doterede CZ-siliciumkrystaller [13.24,13.25] har for nylig tiltrukket sig stor opmærksomhed på grund af deres høje mikroskopiske krystalkvalitet, som muligvis opfylder kravene til moderne elektroniske enheder [13.26,13.27].

Urenhed Inhomogenitet

Under krystallisering fra smelt inkorporeres forskellige urenheder (inklusive dopemidler) indeholdt i smelten i den voksende krystal. Urenhedskoncentrationen af den faste fase adskiller sig generelt fra den flydende fase på grund af fænomen kendt somadskillelse.

Adskillelse

Ligevægtsadskillelsesadfærden associeret med størkning af multikomponentsystemer kan bestemmes ud fra det tilsvarende fasediagram for abinært system med enopløst stof(urenheden) og enopløsningsmiddel(værtsmaterialet) som komponenter.

Forholdet mellem opløseligheden af urenhed Ain fast silicium [CA]stil det i flydende silicium [CA]L

k_{0} = \frac{[C_{A}]_{s}}{[C_{A}]_{L}}

(13.6) kaldesligevægtssegregeringskoefficient. Urenhedsopløseligheden i flydende silicium er altid højere end den i fast silicium; det er,k0& lt; 1. ligevægtssegregeringskoefficientenk0finder kun anvendelse på størkning ved ubetydeligt langsomme vækstrater. For endelige eller højere størkningshastigheder er urenhedsatomer medk0& lt; 1 afvises af det fremadskridende faste stof i højere hastighed, end de kan diffundere ind i smelten. I CZ-krystalvækstprocessen finder segregering sted ved begyndelsen af størkning ved grønt frø-smeltegrænseflade, og de afviste urenhedsatomer begynder at samle sig i smeltelaget nær vækstgrænsefladen og diffundere i retning af størstedelen af smelten. I denne situation, eneffektiv adskillelseskoefficientkeffkan defineres når som helst under CZ-krystalvækst og urenhedskoncentrationen [C]si aCZ krystal kan afledes af

[C]_{s} = k_{e f f} [C_{0}] (1 - g)^{k_{e f f} - 1},

(13.7) hvor [C0] er den oprindelige urenhedskoncentration i smelten ogger fraktionen størknet.

Derfor er det klart, at amakroskopisk længdevariation i urenhedsniveauet, som forårsager avariation i resistivitet på grund af variationen i dopantkoncentrationen, er iboende for CZ-batchvækstprocessen; dette skyldes adskillelsesfænomenet. Desuden påvirkes den langsgående fordeling af urenheder af ændringer i størrelsen og arten af smeltekonvektion, der opstår, når smelteformatforholdet reduceres under krystalvækst.

Striations

I de fleste krystalvækstprocesser er der transienter i parametrene såsom øjeblikkelig mikroskopisk vækstrate og diffusionsgrænselagtykkelsen, hvilket resulterer i variationer i den effektive segregeringskoefficientkeff. Disse variationer giver anledning til mikroskopiske sammensætningsinhomogeniteter i form afstriationsparallelt med krystal-smelte-grænsefladen. Striationer kan let afgrænses med flere teknikker, såsom præference kemisk ætsning og røntgen topografi. Figur13.10viser striber afsløret ved kemisk ætsning i skulderdelen af langsgående tværsnit af aCZ siliciumkrystal. Den gradvise ændring i form af vækstgrænsefladen observeres også tydeligt.

Fig. 13.10
Vækststrimler afsløret ved kemisk ætsning i en form af Czochralski silicium

Striations er fysisk forårsaget af adskillelse af urenheder og også punktfejl; strimlerne er imidlertid praktisk talt forårsaget af temperatursvingninger nær krystal-smelte-grænsefladen, induceret af ustabil termisk konvektion i smelten og krystalrotation i et asymmetrisk termisk miljø. Derudover kan mekaniske vibrationer på grund af dårlige trækkontrolmekanismer i vækstudstyret også forårsage temperatursvingninger.

Figur13.11illustrerer skematisk et CZ-dyrket krystal-tværsnit indeholdende en kurvet krystal-smelte-grænseflade, hvilket resulterer i inhomogeniteter på overfladen af aslice. Da hver plan wafer er skåret i skiver, indeholder den forskellige dele af flere buede striber. Forskelligefonografringe, benævnthvirvel, kan derefter forekomme i hver skive, som kan observeres på tværs af skiven ved hjælp af ovennævnte teknikker.

Fig. 13.11
Skematisk illustration af Czochralski krystal tværsnit indeholdende skåret krystal-smelte interface og plane skiver skåret i forskellige dele. (Efter[13.1])

Doping

For at opnå den ønskede resistivitet tilsættes en vis mængde dopemiddel (enten donor- eller acceptoratomer) til asiliciumsmelt i henhold til resistivitet-koncentrationsforholdet. Det er almindelig praksis at tilføje dopemidler i form af stærkt dopede siliciumpartikler eller klumper med en resistivitet på ca. 0,01 Ω cm, der kaldes dopantfiksturen, da den nødvendige mængde rent dopant er uhåndterligt lille bortset fra stærkt doteret siliciummaterialer (n+eller s+silicium).

Kriterierne for valg af adoptant til asemikonduktormateriale er, at det har følgende egenskaber:

1.
Egnede energiniveauer
2.
Høj opløselighed
3.
Egnet eller lav diffusivitet
4.
Lavt damptryk.

Ahhøj diffusivitet eller højt damptryk fører til uønsket diffusion eller fordampning af dopemidler, hvilket resulterer i ustabil enhedsdrift og vanskeligheder med at opnå præcis modstandskontrol. Opløselighed, der er for lille, begrænser den resistivitet, der kan opnås. Ud over disse kriterier skal de kemiske egenskaber (f.eks. Toksiciteten) overvejes. Yderligere overvejelse set fra krystalvækst er, at doteringsmidlet har asegregationskoefficient, der er tæt på enhed for at gøre resistiviteten så ensartet som muligt fra frøenden til haleenden af CZ-krystalstangen. Derfor er fosfor (P) og bor (B) de mest almindeligt anvendte donor- og acceptordopemidler til henholdsvis silicium. For n+silicium, hvor donoratomer er stærkt dopet, anvendes antimon (Sb) normalt i stedet for fosfor på grund af dets mindre diffusivitet på trods af dets lille segregeringskoefficient og høje damptryk, hvilket fører til store variationer i koncentration i både aksial og de radiale retninger.

Oxygen og kulstof

Som vist skematisk i fig.13.3b og13.6, akvarts (SiO2) digel- og grafitopvarmningselementer anvendes i CZ-Si-krystalvækstmetoden. Den smeltedigel, der kommer i kontakt med siliciumsmelten, opløses gradvist på grund af reaktionen

S i O_{2} + Si \to 2 S i O .

(13.8) Denne reaktion beriger siliciumsmeltningen med ilt. De fleste iltatomer fordamper fra smelteoverfladen som flygtigt siliciummonoxid (SiO), men nogle af dem inkorporeres i asiliconkrystal gennem krystal-smelte-grænsefladen. Kulstof i CZ-siliciumkrystaller stammer imidlertid hovedsageligt fra den polykrystallinske start materiale. Niveauer af kulstof, der spænder fra 0,1 til 1 ppma, afhænger af producenten, findes i polysiliciumet. Kilder til kulstof i polysilicium antages hovedsagelig at være kulstofholdige urenheder, der findes i trichlorsilan anvendt til fremstilling af polysilicium. Grafitdele i CZ-trækudstyr kan også bidrage til kulstofforurening ved at reagere med ilt, som altid er til stede under den omgivende vækst. De resulterende produkter af CO og CO2opløses i siliciumsmelten og tegner sig for kulstofurenhederne i siliciumkrystaller. Således er ilt og kulstof de to største ikke-dopende urenheder, der er inkorporeret i CZ-siliciumkrystaller på den måde, der er vist skematisk i fig.13.12. Opførelsen af disse urenheder i silicium, som påvirker et antal egenskaber ved CZ-siliciumkrystaller, har været genstand for intensiv undersøgelse siden slutningen af 1950'erne [13.21].

Fig. 13.12
Inkorporering af ilt og kulstof i Czochralski siliciumkrystal. (Efter[13.1])

13.4Nye krystalvækstmetoder

Siliciumkrystaller, der anvendes til fremstilling af mikroelektroniske enheder, skal opfylde en række krav, der er stillet af producenter af enheder. Ud over kravene til siliciumvafler, er følgende krystallografiske krav blevet mere almindelige på grund af højtydende og højtydende mikroelektronisk enhedsproduktion:

1.
Stor diameter
2.
Lav eller kontrolleret defektdensitet
3.
Ensartet og lav radial resistivitetsgradient
4.
Optimal initial iltkoncentration og dens nedbør.

Det er klart, at producenter af siliciumkrystaller ikke kun skal opfylde ovenstående krav, men også producere disse krystaller økonomisk og med høje produktionsudbytter. De største bekymringer for siliciumkrystalavlere er den krystallografiske perfektion og den aksiale fordeling af dopemidler i CZ-silicium. For at overvinde nogle problemer med den konventionelle CZ-krystalvækstmetode er der udviklet flere nye krystalvækstmetoder.

13.4.1Czochralski-vækst medanAppliedMagneticField (MCZ)

Smeltekonvektionstrømmen i diglen påvirker stærkt krystalkvaliteten af CZ-silicium. Især induceres ugunstige vækststrimler ved ustabil smeltekonvektion, hvilket resulterer i temperatursvingninger ved vækstgrænsefladen. Evnen af det amagnetiske felt til at hæmme termisk konvektion i elektrisk ledende væske blev først påført krystalvæksten af indiumantimonid via den vandrette bådteknik [13.28] og den vandrette zonesmeltningsteknik [13.29]. Gennem disse undersøgelser blev det bekræftet, at amagnetisk felt med tilstrækkelig styrke kan undertrykke temperatursvingningerne, der ledsager smeltekonvektion, og kan dramatisk reducere vækststrimler.

Virkningen af magnetfeltet på vækststrimler forklares med dets evne til at nedsætte den turbulente termiske konvektion af smelt og til gengæld mindske temperatursvingningerne ved krystal-smelte-grænsefladen. Væskestrømningsdæmpningen forårsaget af magnetfeltet skyldes den inducerede magnetmotoriske kraft, når strømmen er vinkelret på de magnetiske fluxledninger, hvilket resulterer i en stigning i den effektive kinematiske viskositet af den ledende smelte.

Vækst af siliciumkrystal ved hjælp af den magnetiske felt-anvendte CZ (MCZ) -metode blev rapporteret for første gang i 1980 [13.30]. Oprindeligt var MCZ beregnet til vækst af CZ siliciumkrystaller, der indeholder lave iltkoncentrationer og derfor har høje resistiviteter med lave radiale variationer. Med andre ord forventedes MCZ-silicium at erstatte FZ-silicium næsten udelukkende brugt til fremstilling af kraftenheder. Siden da er forskellige magnetfeltkonfigurationer med hensyn til magnetfeltets retning (vandret eller lodret) og typen af anvendte magneter (normal ledende eller superledende) blevet udviklet [13.31]. MCZ-silicium produceret med et stort udvalg af ønskede iltkoncentrationer (fra lav til høj) har været af stor interesse for forskellige apparaturapplikationer. Værdien af MCZ-silicium ligger i dets høje kvalitet og dets evne til at kontrollere iltkoncentrationen over et bredt område, hvilket ikke kan opnås ved anvendelse af den konventionelle CZ-metode [13.32] samt dens forbedrede vækstrate [13.33].

For så vidt angår krystalkvaliteten er der ingen tvivl om, at MCZ-metoden tilvejebringer de siliciumkrystaller, der er mest gunstige for industrien med halvlederindretninger. Produktionsomkostningerne for MCZ-silicium kan være højere end for konventionelt CZ-silicium, fordi MCZ-metoden bruger mere elektrisk energi og kræver yderligere udstyr og driftsplads til elektromagneterne; under hensyntagen til den højere vækstrate for MCZ, og når der anvendes superledende magneter, der har brug for mindre plads og bruger mindre elektrisk effekt sammenlignet med ledende magneter, kan produktionsomkostningerne for MCZ siliciumkrystaller blive sammenlignelige med konventionelle CZ siliciumkrystaller. Derudover kan den forbedrede krystalkvalitet af MCZ-silicium øge produktionsudbyttet og sænke produktionsomkostningerne.

13.4.2Kontinuerlig Czochralski-metode (CCZ)

Produktionsomkostninger for krystal afhænger i vid udstrækning af materialeprisen, især prisen for dem, der anvendes til kvartsdigler. I den konventionelle CZ-proces, kaldet abatch-proces, trækkes akrystal fra en enkelt digelafgift, og kvartsdiglen bruges kun en gang og kasseres derefter. Dette skyldes, at den lille mængde resterende silicium revner diglen, når den afkøles fra en høj temperatur under hver vækstkørsel.

Enestrategi til økonomisk påfyldning af akvartsdigel med smelte er kontinuerligt at tilføje foder, når krystallen dyrkes, og derved opretholde smelten ved et konstant volumen. Ud over at spare digelomkostninger giver den kontinuerlige opladning Czochralski (CCZ) -metoden et ideelt miljø til vækst af siliciumkrystal. Som allerede nævnt er mange af inhomogeniteterne i krystaller, der dyrkes ved den konventionelle CZ batch-proces, et direkte resultat af den ustabile kinetik, der skyldes ændringen i smeltevolumen under krystalvækst. CCZ-metoden sigter ikke kun på at reducere produktionsomkostningerne, men også på at dyrke krystaller under stabile forhold. Ved at opretholde smeltevolumenet på et konstant niveau kan der opnås stabile termiske og smelteflowbetingelser (se fig.13.9, som viser ændringen i termiske miljøer under konventionel CZ-vækst).

Kontinuerlig opladning udføres almindeligvis ved polysilicium-tilførsel, som vist i fig.13.13[13.34]. Dette system består af en beholder til opbevaring af polysiliciumråmateriale og luftføder, der overfører polysilicium til diglen. I smeltediglen, der indeholder siliciumsmeltet, kræves der vandplade for at forhindre smelteturbulansen forårsaget af indføring i det faste materiale omkring vækstgrænsefladen. Fritflydende polysiliciumgranuler, såsom de tidligere nævnte, er åbenlyst fordelagtige for CCZ-metoden.

CCZ-metoden løser bestemt de fleste af de problemer, der er relateret til inhomogeniteter i krystal, der dyrkes ved den konventionelle CZ-metode. Desuden er kombinationen af MCZ og CCZ (den magnetfeltpåførte kontinuerlige CZ (MCCZ) metode) forventes at tilvejebringe den ultimative krystalvækstmetode, hvilket giver ideelle siliciumkrystaller til en lang række mikroelektroniske applikationer [13.1]. Faktisk er det blevet brugt til at dyrke siliciumkrystaller af høj kvalitet beregnet til mikroelektroniske enheder [13.35].

Det skal imidlertid understreges, at de forskellige termiske historier for forskellige dele af krystallen (fra frøet til halen ender, som vist i fig.13.9) skal overvejes, selv når krystallen dyrkes efter den ideelle vækstmetode. For at homogenisere den dyrkede krystal eller for at opnå aksial ensartethed i den termiske historie er en eller anden form for efterbehandling, såsom højtemperaturglødning [13.36], kræves til krystallen.

13.4.3Metode til vækst uden hals

Som tidligere nævnt er Dashs halsproces (som vokser med en nakke på 3-5 mm i diameter, fig.13.7) er et akritisk trin under CZ-krystalvækst, fordi det eliminerer voksende dislokationer. Denne teknik har været industristandarden i mere end 40 år. Imidlertid har de seneste krav til store krystaldiametre (& gt; 300 mm, der vejer over 300 kg) resulteret i behovet for større halse med diameter, der ikke indfører forskydninger i den voksende krystal, da athin hals 3–5 mm i diameter kan ikke understøtte så store krystaller.

Frø med stor diameter, der typisk er 170 mm lange, med en mindste diameter på> 10 mm og et gennemsnit på 12 mm dyrket af siliciumsmelt, stærkt doteret med bor (

& gt; 10^{19} a t o m s / c m^{3}

) er blevet brugt til at dyrke dislokationsfri CZ-siliciumkrystaller med en diameter på 200 mm [13.37,13.38]. Det anslås, at halse med stor diameter 12 mm i diameter kan CZ understøtte krystaller så tunge som 2000 kg [13.39]. Figur13.14a,bstiger a200 mm dislokationsfri CZ-siliciumkrystal i diameter dyrket uden Dash-halsprocessen, og fig.13.14a,bb viser det forstørrede frø (sammenlign med fig.13.7). Mekanismen, hvormed forskydninger ikke inkorporeres i den voksende krystal, er primært tilskrevet hærdningseffekten af den kraftige doping af bor i silicium.

Fig. 13.14a,b — Fig. 13.14a, b
200 mm diameter dislokationsfri Czochralski siliciumkrystal dyrket uden Dash-halsprocessen. (a)Hele kroppen, (b) frø og kegle. (Med tilladelse fra Prof. K. Hoshikawa)

Referencer

13.1F. Shimura:Semiconductor Silicon Crystal Technology(Akademisk, New York 1988)Google Scholar
13.2WC Dash: J.Appl. Phys.29, 736 (1958)CrossRefGoogle Scholar
13.3K.Takada, H.Yamagishi, H.Minami, M.Imai: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1998) s.376Google Scholar
13.4JRMcCormic: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.43Google Scholar
13.5PA Taylor: Solid State Technol.juli, 53 (1987)Google Scholar
13.6WG Pfann: Trans. Er. Inst. Min. Metall. Eng.194, 747 (1952)Google Scholar
13.7CH Theuerer: US patent 3060123 (1962)Google Scholar
13.8PH Keck, MJE Golay: Phys. Rev.89, 1297 (1953)CrossRefGoogle Scholar
13,9W. Keller, A. Mühlbauer:FLoating-Zone Silicon(Marcel Dekker, New York 1981)Google Scholar
13.10JM Meese:Neutrontransmutationsdoping i halvledere(Plenum, New York 1979)CrossRefGoogle Scholar
13.11HMLiaw, CJVarker: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1977) s.116Google Scholar
13.12ELKern, LSYaggy, JABarkør: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1977) s.52Google Scholar
13.13SM Hu: Appl. Phys. Lett.31, 53 (1977)CrossRefGoogle Scholar
13,14K. Sumino, H. Harada, I. Yonenaga: Jpn. J. Appl. Phys.19, L49 (1980)CrossRefGoogle Scholar
13.15K. Sumino, I. Yonenaga, A. Yusa: Jpn. J. Appl. Phys.19, L763 (1980)CrossRefGoogle Scholar
13.16T.Abe, K.Kikuchi, S.Shirai: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1981) s.54Google Scholar
13.17J. Czochralski: Z. Phys. Chem.92, 219 (1918)Google Scholar
13.18GK Teal, JB Little: Phys. Rev.78, 647 (1950)Google Scholar
13,19 W. Zulehner, D. Huber: I:Krystaller 8: Silicium, kemisk ætsning(Springer, Berlin, Heidelberg 1982) s. 1Google Scholar
13.20H. Tsuya, F. Shimura, K. Ogawa, T. Kawamura: J. Electrochem. Soc.129, 374 (1982)CrossRefGoogle Scholar
13.21F. Shimura (red.):Ilt i silicium(Akademisk, New York 1994)Google Scholar
13.22S. Kishino, Y. Matsushita, M. Kanamori: Appl. Phys. Lett.35, 213 (1979)CrossRefGoogle Scholar
13.23F. Shimura: J. Appl. Phys.59, 3251 (1986)CrossRefGoogle Scholar
13.24HD Chiou, J. Moody, R. Sandfort, F. Shimura: VLSI videnskabsteknologi, Proc. 2. Int. Symp. Meget stor integrering. (The Electrochemical Society, Pennington 1984) s. 208Google Scholar
13.25F. Shimura, RS-stik: Appl. Phys. Lett.48, 224 (1986)CrossRefGoogle Scholar
13.26A.Huber, M.Kapser, J.Grabmeier, U.Lambert, WvAmmon, R.Pech: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 2002) s.280Google Scholar
13.27GARozgonyi: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 2002) s.149Google Scholar
13.28HP Utech, MC Flemings: J. Appl. Phys.37, 2021 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.29HA Chedzey, DT Hurtle: Natur210, 933 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.30K.Hoshi, T.Suzuki, Y. Okubo, N. Isawa: Ext. Abstr. Elektrochem. Soc. 157. møde. (The Electrochemical Society, Pennington 1980) s.811Google Scholar
13.31M.Ohwa, T.Higuchi, E.Toji, M.Watanabe, K.Homma, S.Takasu: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.117Google Scholar
13.32M.Futagami, K.Hoshi, N.Isawa, T.Suzuki, Y. Okubo, Y. Kato, Y. Okamoto: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.939Google Scholar
13.33 T. Suzuki, N. Isawa, K.Hoshi, Y. Kato, Y. Okubo: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.142Google Scholar
13.34W.Zulehner: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1990) s.30Google Scholar
13.35Y.Arai, M.Kida, N.Ono, K.Abe, N.Machida, H.Futuya, K.Sahira: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1994) s.180Google Scholar
13.36F. Shimura: I:VLSI Videnskab og teknologi(The Electrochemical Society, Pennington 1982) s. 17Google Scholar
13.37S.Chandrasekhar, KMKim: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1998) s.411Google Scholar
13,38K. Hoshikawa, X. Huang, T. Taishi, T. Kajigaya, T. Iino: Jpn. J. Appl. Phys.38, L1369 (1999)CrossRefGoogle Scholar
13.39KM Kim, P. Smetana: J. Cryst. Vækst100, 527 (1989)CrossRefGoogle Scholar

Enkeltkrystal-silicium: vækst og egenskaber

13.1Oversigt

13.2Udgangsmaterialer

13.2.1Metallurgisk silicium

13.2.2Polykrystallinsk silicium

Mellemliggende kemiske forbindelser

Hydrochlorering af silicium

Destillation og nedbrydning af trichlorsilan

Monosilan-proces

Kornet polysiliciumafsætning

13.3Enkeltkrystalvækst

13.3.1Metode til flydende zone

Generelle bemærkninger

Oversigt over processen

Doping

Egenskaber for FZ-Silicon Crystal

13.3.2Czochralski metode

Generelle bemærkninger

Oversigt over processen

Indflydelse af rumlig placering inaGrownCrystal

13.3.3Urenheder i Czochralski Silicon

Urenhed Inhomogenitet

Adskillelse

Striations

Doping

Oxygen og kulstof

13.4Nye krystalvækstmetoder

13.4.1Czochralski-vækst medanAppliedMagneticField (MCZ)

13.4.2Kontinuerlig Czochralski-metode (CCZ)

13.4.3Metode til vækst uden hals

Referencer

Relaterede brancher

Send forespørgsel