IMPERFECTIONS AND IMPURITIES
IN SEMICONDUCTOR SILICONK.V.RAVIMobil Tyco Solar Energy Corporation
Waltham, MassachusettsA Wiley-Interscience PublicationJOHN WILEY & SONS, New York • Chichester • Brisbane * Toronto1981
К. РейвиДЕФЕКТЫ И ПРИМЕСИВ ПОЛУПРОВОДНИКОВОМ
КРЕМНИИПеревод с английскогоВ.В. Высоцкой, П.П. Поздеева, канд. физ.-мат. наук
Т.М. Ткачевой и О.П. Федоровойпод редакциейканд. физ.-мат. наук С.Н. ГоринаМосква «Мир» 1984
ББК 31.233
Р35
УДК 546.28Рейви К.Р35 Дефекты и примеси в полупроводниковом кремнии:Пер. с англ. - М.:. Мир, 1984. -475 с., ил.Фундаментальная монография известного американского
автора посвящена технологии получения полупроводникового
кремния высокой чистоты, используемого для производства
интегральных микросхем и полупроводниковых приборов раз¬
личного назначения. Исследовано влияние дефектов и приме¬
сей на электрические свойства кристаллов кремния.Для специалистов в области материаловедения и производст¬
ва полупроводниковых материалов и приборов.р 2401Q00000 - 455 155 _ 84, ч. I	ББК 31.233041(01) - 84	6П2.1.06Редакция литературы по новой техникеК. РейвиДефекты и примеси в полупроводниковом кремнииНаучный редактор B.C. Соболев, мл. научный редактор М.Ю. Григо-
ренко, художник В.А. Медников, художественный редактор В.Б.
Прищепа, технический редактор И.М. Кренделева, корректор Т.П.
ПашковскаяИБ № 3827Подписано к печати 09.07.8^. Формат 60x90 I/I6. Печать офсетная.
Бумага офсетная № 1. Объем 14.75 бум.л. Усл.печ.л. 29,50.Усл.кр.
-отт. 29,50. Уч.-изд. л. 29,7 8. Изд. № 20/2786. Тираж 3.300 экз.
Зак. H-43S Цена 3 р. 30 к. Издательство "Мир", 129820, ГСП,
Москва, И—110, '1-й Рижский пер., 2. Тульская типография Союзпо-
лиграфпрома при государственном комитете Совета Министров СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли. 300600,
г. Тула, Проспект Ленина, £09.Copyright @ 1981 by John Wiley
& Sons, Inc.All Rights Reserved. Authorized
translation from English language
edition published by John Wiley
& Sons, Inc.(б) Перевод на русский язык,«Мир л», 1984
ПРЕДИСЛОВИЕ РЕДАКТОРА ПЕРЕВОДАПредлагаемую вниманию читателей книгу можно рассматривать
как введение в технологию полупроводникового кремния. В этом сво¬
ем качестве она будет полезна студентам и аспирантам, а также ин¬
женерно-техническим и научно-исследовательским работникам, при¬
ступающим к работе в области материаловедения полупроводникового
кремния и производства приборов на его основе. Однако книга по¬
строена не как учебник. Она является довольно исчерпывающим обзо¬
ром современного состояния проблемы несовершенств в почти совер¬
шенных (бездислокационных) кристаллах кремния и проблемы взаимо¬
действия дефектов и примесей не только в процессе выращивания ис¬
ходных монокристаллов кремния, но и во время всех последующих об¬
работок, которым подвергаются пластины кремния при изготовлении
приборов.В книге подробно рассматривается проблема так называемых
"свирл-дефектов" - специфических микродефектов в бездислокацион¬
ных монокристаллах кремния большого диаметра, которые, по приня¬
тым представлениям, образуются при выращивании кристаллов во вре¬
мя их остывания в результате конденсации термических собственных
точечных дефектов (вакансий и собственных межузельных атомов крем¬
ния) из-за отсутствия внутренних стоков в объеме монокристаллов
большого диаметра.Большое внимание уделяется в книге возникновению, микроско¬
пическому строению и электрическому влиянию эмиттерно-коллектор-
ных закороток, являющихся одной из причин, вызывающих такие яв¬
ления, как шнурование тока в диодах и транзисторах, смягчение их
обратных вольт-амперных характеристик, но очень часто приводящих
к катастрофическому отказу приооров и микросхем.В книге подробно рассматривается проблема взаимовлияния рос¬
товых и технологических дефектов, процессы перестройки микроде¬
фектов во время последовательных технологических операций. Нако¬
нец, изложены основы современной бездефектной технологии интег¬
ральных схем, т.е. создания "оголенных", не содержащих дефектов
приповерхностных слоев на "рабочей" стороне пластин кремния с
одновременным формированием преципитационно-дислокационных комплек¬
сов (ПДК) в объеме пластин, которые служат эффективными геттера¬
ми собственных точечных дефектов и "тяжелых" (быстродиффундирую-
щих) примесей. Этот чрезвычайно важный принцип современной техно¬
логии кремниевых приборов - принцип внутреннего генерирования -
получил в последние годы значительное развитие, но его применение
специфично и требует конкретного похода в каждом отдельном слу¬
чае в зависимости от задач, свойств материала (в первую очередь
от содержания углерода и кислорода в нем) и особенностей техноло¬
гического маршрута данного прибора. Книгу в этом плане можно рас¬
сматривать как введение в бездефектную технологию кремниевых при¬
боров и интегральных схем.В целом данная монография содержит достаточно глубокий ана¬
лиз проблемы дефектов и примесей в кремнии, очень актуальна и не¬
сомненно окажется чрезвычайно полезной широкому кругу работников
научно-исследовательских и заводских лаборатории и цеховых инже¬
нерно-технических работников. Она прекрасно иллюстрирована мно¬
жеством электронно-микроскопических фотографий "из первых рук".Однако тема "дефекты и примеси в кремнии", по существу, не¬
объятна, и естественно, что даже в книге, целиком посвященной
только этой теме, рассмотрены далеко не все ее аспекты. Поэтому
в качестве дополнения к литературе, щтируемой автором, ниже при¬
ведены некоторые наиболее важные обзоры и книги, опубликованные
в последние годы, среди которых особо хотелось бы отметить обзоры
Ньюмена \12] и Кольбезена и Мюльбауэра [13] , а также книгу Дорф-
мана [5] ', которая, хотя и вышла в 1978 г., до сих пор не потеряла
актуальности.5
Перевод книги выполнили О.П.Федорова (предисловие, гл.1 и2), В.В.Высоцкая (гл.З, 6 и 7), П.П.Поздеев (гл.4) и Т.М.Ткачева(гл.5).С.Н.ГоринЛитература1.	Semiconductor Silicon: 1969» 1973* 1977, 1981, She Electroche¬
mical Society, JT.J.2.	Foil H., Kolbesen B.O., Formation and nature of swirl defects
in silicon, Appl. Phys. (Berlin), 8, 319 (1975).3.	de Kock A.J.R., Bffects of growth conditions on semicoductor
crystal quality, in: 1976 Crystal Growth and Materials (Cur¬
rent Topics in Materials Science, vol. 2), ed. E.Kaldis andH.J.SCheel, Amsterdam -Hew York - Oxford: North-Holland Publ.
Coup., 1977, p. 662.4.	Hu S.М.. Defects in silicon substrates. J.Vac.Sci.Techn..14, 17-31 (1977).5.	Дорфиан В.ф. Мккрометадлургия в микроэлектронике.-М.: Метал¬
лургия, 1978.6.	Bradshaw S.E., Goorissen J., Silicon for electronis devices,
J.Crvst. Growth. 48, 514-529 (1980).7.	Keller K..Mnv>iьипвт- A., Floating Zone Silicon, Hew York,1981.8.	HID Silicon. Ed. J. Guldberg, Hew York, Plenum Press, 1981.9.	Defects in semicoductors. Ed. J.Harayan and T.Y.Tan, Amster¬
dam: North-Holland, 1981.10.	Voronkov V.V., The mechanism of swirl-defects formation ,
J.Crvst. Growth. 59, 625-643 (1982).11.	Spenke E., Heywang W., Twenty five years of semiconductor-gra-
de silicon, Phys. Stat. Solidi. 64(1), 11-64 (1981).12.	JTewman R.C., Defects in silicon. Reports on Progr. in Phys.,
45, 1l6a-t210 (1982).13.	Kolbesen B.O. ,Miihlbauer A., Carbon in silicon: properties
and impact on devices, Solid State Electronics, 25(8), 759-775 (1982).14.	Gosele U., Tan T.Y., Oxygen diffusion and Thermal donor for¬
mation in silicon, Appl. Phys.(Berlin), 28(2), 79-92 (1982).15.	Хвирблянский В.Ю. Современное оборудование для выращивания
монокристаллов кремния (.обзорная информация) .-М.: ВИНИТИ,
сер. Производство редких металлов и полупроводниковых мате¬
риалов, внп. 4, 1981.16. Итоги науки и техники, сер. Электроника, том 14.-М. :ВИШПИ,
1982.
ПРЕДИСЛОВИЕИнтерес к полупроводниковому кремнию обусловлен целым рядом
интеллектуальных и технологических факторов. Наряду с тем что
кремний является вторым но распространенности элементом земной
коры, в настоящее время он является также самым широко используе¬
мым полупроводниковым материалом. На его основе изготавливается
огромное множество самых разнообразных приборов, с помощью кото¬
рых можно регулировать, усиливать, переключать и стабилизировать
токи и напряжения, обрабатывать и хранить информацию, а также ге¬
нерировать электрический ток за счет фотовольтаического эффекта
и т.д. Всепроникающий характер современной полупроводниковой эле¬
ктроники обусловлен главным образом (если не полностью) уникаль¬
ной природой полупроводникового кремния. Сразу же вслед за первы¬
ми огромными успехами в области физики твердого тела были разра¬
ботаны методы крупномасштабного производства чрезвычайно сложных
приборов и интегральных схем, изготовление которых требует умения
контролировать физические, химические и электрические свойства ма¬
териалов на таком уровне точности, о котором раньше не приходилось
даже и мечтать.История технологии полупроводникового кремния характеризует¬
ся непрерывнш стремлением к совершенству. И это понятно, так как
степень совершенства кристаллов и приборов имеет далеко идущие по¬
следствия: она не только оказывает сильное влияние на рабочие ха¬
рактеристики приборов и микросхем, но и во многом определяет эффе¬
ктивность их производства и поэтому представляет важную экономиче¬
скую проблему. Начиная с самых первых кремниевых транзисторов и
кончая современным поколением микроэлектронных приборов и схем,
проблема несовершенств и примесей в кристаллах и приборах всегда
была одной из главных в технологии. Интерес к этой проблеме обус¬
ловлен как ее теоретической значимостью, так и (что может быть бо¬
лее важно) теми практическими промышленными последствиями, которые
связаны с кристаллографическими несовершенствами.Круг тем, связанных с поведением и ролью несовершенств и при¬
месей в полупроводниковом кремнии, за последнее десятилетие чрез¬
вычайно расширился. "Время жизни" новых наблюдений, методов, тео¬
рий в этой динамичной и быстро изменяющейся области очень коротко.
Поэтому, несмотря на огромное количество литературных данных, эта
область настолько многогранна, что получить цельную картину состо¬
яния наших знаний о ней очень трудно. Тем не менее в настоящей
книге мы попытались сделать это, проанализировав многие имеющиеся
сведения и представив по возможности исчерпывающую картину явлений,
связанных с кристаллографическими дефектами и примесями в кремнии.
Очень большое внимание в ней уделяется также практическим последс¬
твиям наличия несовершенств в полупроводниках.Характерная особен¬
ность данной области, а именно исследования несовершенств в крем-7
ниевых кристаллах заключается в том, что очень многие работы бы¬
ли проведены в заводских лабораториях, а не в академических инс¬
титутах. Эго объясняется тем, что полупроводниковая промышленность
остро нуждается в детальном понимании явлений, связанных с пове¬
дением дефектов, так как оказывается, что рабочие характеристики
и выход годной продукции в производстве полупроводниковых прибо¬
ров тесно связаны с присутствием в них дефектов и примесей*Степень совершенства материала и приборов очень сильно зави¬
сит от используемых методов технологической обработки. По этой
причине основной темой данной книги является рассмотрение этих
методов и обусловленных дефектами явлений в кремнии. Книга адре¬
сована студентам старших курсов, а также инженерно-техническим и
научным работникам, начинающим работать в данной области. При
этом предполагается, что читатель знаком с теорией энергетических
зон в твердых телах, теорией транспортных явлений в полупроводни¬
ках, а также с основами теории дислокаций.Круг рассматриваемых вопросов можно охарактеризовать следую¬
щим образом. В глЛ и 2 описываются методы приготовления матери¬
ала и изготовления приборов. Б них большое внимание уделяется ско¬
рее современному состоянию вопроса, чем детальному описанию тео¬
рии. В гл. I рассматриваются методы получения кремния для после¬
дующего изготовления приборов. За обзором методов получения высо¬
кочистого поликристаллического кремния следует обсуждение методов
выращивания монокристаллов; рассматриваются обычные промышленные
методы выращивания кристаллов, а также некоторые из новых методов
получения кристаллов заданной формы. Анализируются также критерии,
определяющие устойчивость процессов роста кристаллов, описываются
методы изготовления пластин.В гл. 2 рассматриваются основные процессы, используемые при
групповых методах изготовления приборов: окисление, диффузия, эйи-
таксия, ионная имплантация, фотолитография, травление и металлиза¬
ция. В ней также большое внимание уделяется новым разработкам, а
не хронологическому развитию рассматриваемой темы. Глава заканчи¬
вается обсуждением последовательности операций при изготовлении
основных типов приборов (описанием простейших "технологических ма¬
ршрутов") .Глава 3 посвящена всестороннему рассмотрению процессов обра¬
зования дефектов в кремнии. Каждая из основных технологических
операций, используемых при производстве кремниевых приборов, ис -
следуется с точки зрения возможности возникновения несовершенств и
поведения примесей на данном этапе обработки.Глава 4 представляет собой краткое введение в методы исследо¬
вания и характеризации кремния, включая физические, химические и
электрические методы.В гл. 5 обсуждаются электрические последствия присутствия не¬
совершенств в кремнии. В ней особое значение придается влиянию не¬
совершенств и примесей на рабочие характеристики и выход годной
продукции при производстве конкретных приборов, включая биполяр¬
ные и МСП-приборы, интегральные схемы и солнечные батареи. В гл.6 под общим заголовком "Бездефектная технология" обсуждаются тех¬
нологические приемы, обеспечивающие снижение концентрации дефек¬
тов в цриборах и предотвращающие их образования, а также конструк¬
тивное использование несовершенств. В заключительной гл. 7 обсуж¬
даются основные тенденции современной технологии полупроводниково¬
го кремния и высказываются некоторые предположения о путях дальней¬
шего развития технологии и исследовании в этой области.Ввиду необходимости многие из обсуждаемых в данной книге воп¬
росов касаются в первую очередь той работы, с которой я был непос¬
редственно или косвенно связан, и по этой причине выбор материала,
возможно, покажется некоторым несколько односторонним. Однако хо¬
чется надеяться, что это не очень сильно отразилось на книге и она
представляет достаточно хорошо сбалансированный отчет о текущем
состоянии знаний в этой быстро развивающейся, часто противоречи¬
вой и всегда воодушевляющей области.Садбери, шт. Массачусетс	К. В. РейвиЯнварь 4981 г.БДАГОДШОСТИДля понимания наблюдаемых явлений и решения проблем полупро¬
водниковой науки и технологии, находящихся на стыке различных ди¬
сциплин, требуются совместные усилия многих исследователей в со¬
вершенно различных областях знания, ivtee очень повезло в том, что
у меня была возможность работать вместе со многими талантливыми
специалистами различных областей науки и техники. Результатом
этого плодотворного сотрудничества и является значительная часть
материала и многие идеи, представленные в этой книге. В частнос¬
ти, мне хотелось бы выразить мою глубокую благодарность Чарли Бар¬
керу из фирмы Motorola, inc. за многие годы плодотворного и все¬
гда вдохновляющего сотрудничества, а также за то, что он помог
мне разобраться в лабиринте электрических явлении в полупроводни¬
ках. Я очень благодарен Эллиоту Филофски из той же фирмы за пре¬
доставленную мне возможность работать в области исследования не¬
сове шенств в полупроводниках. Я пшзнателен Фрицу Вальду из фир¬
мы Mobil Tyco Solar Bnergy Corporation за критическое прочтение
одной из глав книги и за полезные дискуссии по многим затронутым
в книге вопросам.Написанию данной книги чрезвычайно способствовали созываемые
раз в два года собрания Электрохимического общества США., которые
обеспечивали прекрасную возможность для представления и квалифи¬
цированного обсуждения любой информации по теме моей книги.Пользуюсь возможностью еще раз выразить мою любовь и благода¬
рность моей жене Клэр за многие часы, потраченные на печатание ру¬
кописи книги.Я очень признателен следующим издательствам и редакциям жур¬
налов за разрешение использовать материалы, напечатанные в их из¬
даниях:Academic Press, Inc.American Institute of Physics
American Physical Society
The American Society for Metals
Bell System Technology Jounal
Chapman and Hall, Ltd.The Electrochemical Society, Inc.FriecLr. Vieweg & Sohn
Japanese Journal of Applied
PhysicsThe Metallurgical Society
of the AIMEHorth-Holland Publishing
CompanyTaylor & Francis, Ltd.
Wiley-InterscienceK. B. P.
ГЛАВА I. МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ КРЕМНИЯИзготовление электронных приборов и интегральных схем на
основе кремния включает целый рад сложных химических, физических
и термических процессов. Вкратце изготовление полупроводникового
прибора сводится к следущему. Очисткой технического кремния,
который является продуктом восстановления чистого кварцевого пес¬
ка углеродом, получают материал высокой чистоты. Такой очищенный
поликристаллический кремний, так называемый поликремний, использу¬
ется в дальнейшем для выращивания легированных монокристаллов. Мо¬
нокристаллы,имеющие,как правило,форму длинных цилиндрических слитков,
разрезаются на круглые тонкие пластины, которые затем механически
и химически полируются до получения гладкой плоской поверхности
без механических повреждений. Далее в монокристаллических пла¬
стинах осуществляется избирательная диффузия различных легирующих
элементов обоих типов проводимости. Диффузия избирательна как в
отношении глубины проникновения даффузанта, так и в отношении об¬
ластей поверхности, через которую она проводится. Избирательность
диффузии на различных участках поверхности кристалла обеспечивает¬
ся нанесением в соответствующих местах поверхности защитной плен¬
ки двуокиси кремния, получаемой, как правило, термическим окисле¬
нием кремния. Перед диффузией окисная пленка избирательно стравли¬
вается ( с применением методов фотолитографии ) . Электричес¬
кая связь отдельных областей прибора между собой осуществляется
посредством тонких металлических пленок, получаемых вакуумным на¬
пылением. Обычно на монокристаллической пластине кремния одновре¬
менно создается большое число индивидуальных приборов или схем;
впоследствии их разделяют на кристаллы или чипы методами скрай-
бирования. Эти кристаллы помещают в соответствующие металлические,
керамические или пластмассовые корпуса, снабженные электрическими
вводами.Ю
В данной главе рассматриваются используемые в настоящее вре¬
мя методы получения кремния. Хотя исторически было разработано
множество методов получения поликристаллического кремния и выра¬
щивания кремниевых монокристаллов, в современной промышленной пра¬
ктике используют лишь некоторые из них. На них мы и остановимся
более детально, а далее рассмотрим новые варианты получения крем¬
ния.1.1» Получение поликристаллического кремнияПервой стадией изготовления приборов и схем на основе крем¬
ния является получение поликристаллического материала из природно¬
го сырья. Хорошо известно, что уже небольшие количества примесей
оказывают влияние на электрические характеристики кремния. Поэто¬
му первым условием, позволяющим контролировать свойства кремния
посредством легирования, является наличие предельно чистого неле¬
гированного поликремния. Величина необходимой и обычно достигае¬
мой в поликристаллическом кремнии степени чистоты составляет VT^%
(одна часть примеси на миллиард частей кремния), поэтому выполне¬
ние всех технологических операций требует предельной точности.Как правило, содержание акцепторных примесей (В , А1 ) не превыша¬
ет 0,3-Ю"7, а донорных (Р, As ) 1,5-ICf*7 ат. %. В табл. I.I
представлены требования, предъявляемые к чистоте поликристалли-ческого кремния.Таблица 1Л. Предельно допустимое содержание примесей в поли¬
кристаллическом кремнии*'ЭлементiCP* ат.%Элементы Ш группы (В , AiЭлементы V группы (Р , AtТяжелые металлыУглеродКислородВсе другие элементыи др.)
и др.)< 0,3<1,б2)
<0,1 г)<300 3)50 3)<0,001 2)По данным работы [I].^ Активационный анализ.^ Предел чувствительности (ИК-спектроскопия).II
Технология получения поликристаллического кремния, как прави¬
ло, включает четыре основные стадии, которые кратко рассматривают¬
ся ниже.1.	Наиболее чистой формой кремния, встречающегося в природе,
является окись кремния в ввде кварца и кварцита.Восстановление оки¬
си является первой стадией получения кремния высокой чистоты. Оно
осуществляется нагревом смеси кварца с углеродом в виде угля, кок¬
са или древесных опилок до высоких температур ( выше 2000°С) в ду¬
говой печи с погруженными в шихту электродами. В результате реак¬
ции получается "технический кремний", содержащий 98 - 99% SI иI - 2$ Fe , ki и других примесей, включая В и Р:(1.1)2.	Технический кремний переводится в трихлорсилан ( SlHt 5 )
благодаря реакции с безводным хлористым водородом (проводится в
псевдоожиженном слое):(1.2)При взаимодействии безводного НС1 с техническим кремнием полу¬
чается целый ряд продуктов: SlHCt 3 , SlC^ , Н2, а также гало-
гениды некоторых металлов, например AtCX3, ВСЕ,3 , FeCl э и т.д.Трихлорсилан отделяют от примесных галогенидов ректификацией;
при этом получается соединение очень высокой чистоты.3.	Трихлорсилан подвергают пиролитическому восстановлению во¬
дородом по следующей реакции:(1.3)Восстановление SlHCl5 проводят в реакторе, в котором обра¬
зующийся в результате реакции (1.3) кремний осаждается на тонком
кремниевом "прутке". Схема реактора для разложения SlHCt!, при¬
ведена на рис. I.I. Чистота кремниевого прутка и осаждаемого крем¬
ния должна быть сравнимой.Полученные стержни поликристаллического кремния используются
для последующего выращивания кристаллов. Типичные формы, в кото¬
рых выпускается поликристалличеекий кремний (большие сегменты, длин¬
ные цилиндрические прутки, поликристаллический лом), представле¬
ны на рис. 1.2.Появление возможности использования кремниевых солнечных бата¬
рей для производства электроэнергии в промышленном масштабе вызва¬
ло интенсивные поиски других, потенциально более дешевых методов12
Рис. I.I. Схема реактора для получе¬
ния кремния термическим разложением SiHC^.%_ - осажденный кремний; 2 - цруток; 3 -
продукты реакции.Рис. 1.2. Типичные формы, в которых выпускается поликристал-
лический кремний [i].Этот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества -1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсиль¬
вания._а_ - части поликристаллических слитков кремния, полученных мето¬
дом Чохральского, и 1фисталлический "лом"; 6_- полукристалличес¬
кие стержни, используемые для переплава методом бестигельной зон¬
ной плавки.получения поликристаллического кремния. Некоторые варианты предста¬
вляют интерес; наиболее перспективные кратко рассматриваются ниже.Оказалось, что технически и экономически конкурентоспособным
является метод получения кремния путем разложения силана высокой
чистоты [2] . Последовательность химических реакций такова. Тетра¬
хлорид кремния гидрируют в присутствии технического кремния до по¬
лучения трихлорсилана по следующей реакции:(1.4)В качестве катализатора реакции используют медь. Полученный трихлор-13
силан подвергают затем даспропорционироваяию в дав стадии, а проду¬
кты реакции разделяют дистилляцией:(1.5)(1.6)Подучаемый при этом оилан имеет очень высокую чистоту; его под¬
вергают далее пиролизу:(1.7)в результате которого получают кремний также очень высокой чисто¬
ты. Водород и тетрахлорид кремния возвращают в процесс. Кремний
получается в виде мелкого порошка и поэтому нуждается в уплотне¬
нии.Известны и другие методы получения кремния, например вое -
становление тетрахлорида кремния цинком или термическое разложение
тетраиодида кремния. При использовании техники псевдоокижеяяого
слоя оказалосЬ| что процесс восстановления галогенвдов кремния
обеспечивает хорошее качество и низкую стоимость продукта, что и
представляет интерес [зЗ. Эта технология включает стадию хло¬
рирования или иодирования технического кремния и последующее вос¬
становление цинком или термическую диссоциацию (в случае SLJ h )
в псевдоожиженном слое. Побочный продукт восстановления тетрахло¬
рида кремния (хлорид цинка) подвергается электролизу; хлор и цинк
возвращаются в процесс.1.2. Выращивание монокристалловВыращивание монокристаллов из поликристаллического кремния
высокой очистки представляет собой первую важную стадию получения
очень совершенного полупроводникового материала. Технология выра¬
щивания монокристаллов кремния с очень низкой плотностью дефектов
хорошо отработана в промышленном масштабе. Использовался целый
ряд методов, однако, наиболее важными способами являются метод Чо-
хральского (или "тигельный" метод) и метод "плавающей зоны" (бес-
тигельный метод). Кроме того, разработаны более совершенные мето¬
ды выращивания кристаллов контролируемой формы, в частности в ви¬
де лент.При промышленном выращивании полупроводниковых кристаллов
особое значение имеют контроль формы кристалла и обеспечение со¬
вершенства его структуры и химической чистоты. Вопросы качества14
выращиваемых кристаллов разбираются в гл. 3. В данной главе будут
рассмотрены явления, связанные со стабильностью формы кристалла.I.2.I. Метод ЧохральскогоНа рис. 1.3 приведена упрощенная схема установки для полу¬
чения монокристаллов по методу Чохральского. Поликри-Рис. -1.3. Схема установки для получе¬
ния монокристаллов по методу Чохральско¬
го.- шток механизма вытягивания; _2_- зат¬
равка; 3_- монокристалл; 4_- расплав.сталлический кремний помещается в кварцевый тигель,который в
свою очередь помещается в графитовый нагреватель. Для расплавле¬
ния кремния в установке используется высокочастотный индукцион¬
ный или резистивный нагрев. В плавильной камере поддерживается
контролируемая атмосфера (обычно аргон), инертная по отношению к
расплавленному кремнию. В расплав погружают монокристаллическую
затравку требуемой ориентации, которую затем вытягивают с контро¬
лируемой скоростью. Затравка и тигель обычно вращаются в противо¬
положные стороны, что обеспечивает радиальную однородность темпе¬
ратурного поля, а также способствует однородности растущего крис¬
талла. По мере роста кристалла температуру расплава соответствую¬
щим образом контролируют, чтобы диаметр растущего кристалла имел
необходимую величину.Необходимым термическим условием роста кристалла является ра¬
венство суммы скрытой теплоты кристаллизации, выделяющейся на фро¬
нте кристаллизации, и теплоты, подводимой к кристаллу из расплава,
теплоте, теряемой через поверхность раздела расплав-кристалл путем
теплопроводности и излучения. Тепловой баланс можно описать следу¬
ющим уравнением:(1.8)15
где L - скрыхая теплота плавления (кристаллизации); dm. /oLt -
количество материала, кристаллизующегося в единицу времени (г/с);Т - температура; теплопроводность расплава; dT /о1ссА- гра¬
диент температуры в расплаве в точке х 4 вблизи фронта кристалли¬
зации; A ± - площадь изотермической поверхности, проходящей через
точку ; -ics - теплопроводность твердой фазы; dT /dx^ - гради¬
ент температуры в твердой фазе вблизи фронта кристаллизации в точ¬
ке хги А г - площадь изотермической поверхности, проходящей че¬
рез точку хг.Член ks (dT/doса) Агв уравнении (1.8) представляет собой
общее количество тепла, передаваемого кристаллу; чтобы кристалл
рос, это тепло необходимо уравновесить потерей тепла кристаллом. Най¬
дено, что в общем случае количество скрытой теплоты кристаллизации
(или плавления) велико по сравнению с теплом, передаваемым в крис¬
талл из расплава путем теплопроводности, и в этих случаях скорость
роста обратно пропорциональна диаметру кристалла.Для определения максимально достижимых скоростей выращивания
монокристаллов по методу Чохральского при различных диаметрах кри¬
сталла разработано несколько моделей [5-7]. Полученные на основе
этих моделей зависимости скорости вытягивания от диаметра кристал¬
ла представлены на рис. 1.4. Из приведенных кривых следует, что
при увеличении диаметра кристалла скорость роста уменьшается. По¬
пытки поддерживать высокие скорости роста для кристаллов больших
диаметров приводят к резким флуктуациям величины диаметра и со¬
ответственно к изменению качества кристалла.Типичный диаметр кристаллов, выращиваемых по методу Чохраль¬
ского, составляет 75 мм, однако выращивают также кристаллы диаме¬
трами 100, 125 и 150 мм. Современная технология полупроводниковыхРис. 1.4. За¬
висимость ско¬
рости вытягива¬
ния от диаметра
кристалла.1_- по данным Щ;it - по данным I7lj
загрузка 12 кг;
Та = О К.16
кремниевых приборов базируется в основном на кристаллах диаметром
75 мм, однако используются и кристаллы диаметром 100 мм.Потребность в кристаллах большего диаметра определяется эко¬
номическими соображениями; вопросы зависимости выхода приборов от
диаметра кристаллов будут подробно рассмотрены в гл. 6.1.2.2. Метод вертикальной бестигельной зонной плавкиВ методе бестигельной зонной плавки превращение поликристал¬
лического стержня кремния в монокристалл обеспечивается перемеще¬
нием расплавленной зоны от одного конца стержня к другому; при
этом первоначальная зона формируется в контакте с монокристалли-
ческой затравкой. Схема процесса вертикальной бестигельной зонной
плавки представлена на рис. 1.5. Расплавленная зона образуется и
поддерживается за счет индукционного нагрева. Катушка индуктора
охватывает поликристаллический стержень, а перемещение расплавлен¬
ной зоны вдоль стержня (вверх или вниз) обеспечивается либо дви¬
жением индуктора относительно стержня, либо движением стержня
(вместе с затравкой) относительно индуктора.Кристаллы, полученные бестигельной плавкой, отличаются от
кристаллов, выращиваемых по методу Чохральского, более низким со¬
держанием кислорода. При вытягивании по методу Чохральского расп¬
лавленный кремний взаимодействует с кварцевым тиглем, и продукт
реакции (кислород) растворяется в расплаве. При бестигельной зон¬
ной плавке загрязнение кристаллов примесями из материала контейне¬
ра исключено. Эго различие между методом бестигельной зонной пла-Рис. •1.5. Схема установки для получения
монокристаллов методом вертикальной бести¬
гельной зонной плавки.I - механизм перемещения; 2 - исходный поли¬
кристаллический стержень; 3 - индуктор; 4 -Еасплавленная зона* 5 - монокристалл кремния;
- затравка; 7 - камера.172-493
вки и тигельными методами сильно сказывается на совершенстве кри¬
сталлов.Дея получения монокристаллов п - или (э -типа с требуемым уде¬
льным сопротивлением проводят соответствующее легирование исходно¬
го поликристаллического кремния или расплава. В методе Чохральско¬
го в исходную загрузку поликристаллического материала вводят соот¬
ветствующие элементы (Р, В , As или SЬ ) или их сплавы с крем¬
нием. При расплавлении загрузки поликристаллического кремния ле¬
гирующие добавки равномерно распределяются по объему расплава,
чем обеспечивается необходимая степень легирования растущего
кристалла. При бестигельной зонной плавке легирование, как прави¬
ло, проводят из газовой фазы, путем введения в газ-носитель (ар¬
гон) газообразных соединений легирующих примесей [8].Удельное сопротивление кристаллов, выращенных по методу Чох¬
ральского, редко превышает величину 25 Ом*см вследствие загряз¬
нения кислородом и другими примесями из материала тигля. Удельное
сопротивление кристаллов, выращенных по методу бестигельной зон¬
ной плавки, может изменяться в широких пределах, достигая величи¬
ны 200 Ом«см. При выращивании в вакууме можно получить кристаллы
с очень высоким удельным сопротивлением -до 30 ООО Ом-см [9] .Характерной чертой промышленных вариантов методов Чохральс¬
кого и бестигельной зонной плавки является все большее использо¬
вание автоматических систем контроля диаметра кристалла. Чаще все¬
го используется метод, основанный на фокусировании пучка инфракра¬
сных лучей на поверхности мениска (искривленного ободка расплава,
примыкающего к периферии фронта кристаллизации). Любые изменения
угла наклона мениска (и, следовательно, величины диаметра кристал¬
ла) фиксируются, и полученная информация передается устройствам,
автоматически регулирующим скорость вытягивания или теплоподвод
к системе.Выращенным кристаллам с помощью бесцентровой шлифовки обыч¬
но придают форму правильного цилиндра. На поверхности цилиндра вы¬
шлифовывают одну или несколько плоских площадок, плоскости кото¬
рых параллельны кристаллографическим направлениям (Д0>. Это поз¬
воляет впоследствии,не прибегая к специальным измерениям,опреде¬
лять ориентацию кристалла и величину его удельного сопротивления
по числу и расположению этих площадок на слитке СЮ]. Эти площад¬
ки используются также в качестве ориентиров при последующих опе¬
рациях, например при подготовке к фотолитографии или при скрай-
бировании с целью разделения пластины на отдельные чипы.18
1.2.3. Другие методы выращивания кристалловХотя в настоящее время при производстве кремниевых полупрово¬
дниковых приборов используются в основном методы Чохральского и
бестигельной зонной плавки, разрабатываются и другие методы выра¬
щивания кристаллов. Это связано с принципиальным недостатком полу¬
чения материала в форме слитка, а именно с необходимостью превра¬
щения его в двумерные пластины или шайбы, что сопровождается зна¬
чительными потерями высококачественного кремния в виде порошка
при операции резки. Потери при резке (kerf toss ) значительно уве¬
личивают стоимость пластин. Хотя высокая стоимость монокристал-
лических пластин кремния существенно не влияет на стоимость слое¬
ных интегральных схем, она становится важной, если иметь в виду
потенциальное применение кремния в промышленных масштабах для пре¬
образования солнечной энергии непосредственно в электрическую с
использованием фотовольтаического эффекта (гл. 5).Для удовлетворения потребности в дешевых двумерных кристал¬
лах кремния разработано несколько методов получения кристалличе¬
ских лент непосредственно из расплава СИ!• Два из них доведены
до относительно высокой степени совершенства. Эго - процесс вытя¬
гивания мехдендритных пленок и метод вытягивания через плоскую
фильеру с "капиллярной подпиткой" (метод ФКП)^.Рис. i.6. Схема, иллюст¬
рирующая получение межденд-
ритных пленок.4- двойниковые плоскости;- затравка; Л- дендрит¬
ный "бутон"; 4. - мениск;IL - тигель; 6. - концы денд-
ритов; 7 - расплавленный
кремний; J8- междендритная
пленка.^ 3 литературе встречается и английское сокращенное назва¬
ние этого метода: методEFG(от Edge-defined Film-fed Growth ). -
Прим. ред.19
Рис. -i.7. Схема процесса получениякремниевых лент по методу ФКП.-I - кристалл; 2. - расплав; 3 - фильера;
Ж - тигель.Метод вытягивания междендритных пленок [12] заключается в фор¬
мировании тонкой "перепонки" (агеЬ ) между двумя параллельными лен¬
точными дендритами кремния. Выращивание дендритов производится из
переохлажденного расплава; одновременно растет соединяющая их плен¬
ка. Схема метода представлена на рис. 1.6.При выращивании ленточных кристаллов кремния методом ФКП [13]
используется формообразующее устройство, с помощью которого жид¬
кому кремнию придается нужная форма; фасонный кристалл или ленту
вытягивают с помощью затравки, которую приводят в соприкосновение
с расплавом, поступавдим из тигля через щель фильеры. Схема про¬
цесса показана на рис. 1.7. Оба метода позволяют выращивать ленточ¬
ные кристаллы, которые обладают специфическими особенностями в
отношении структурных дефектов и примесей. Ввиду их большой важно¬
сти для применения в солнечных батареях ах свойства будут подроб¬
но рассмотрены в гл. 5.Еще один способ удешевления производства кремниевых пластин
заключается в переходе от общепринятых методов выращивания кристалл
лов к разливке расплавленного кремния в формы. За счет соответст¬
вующих температурных градиентов в кристалле создается определенная
преимущественная ориентация зерен. Контроль скорости охлаждения и
температурных градиентов осуществляется также с целью увеличенияразмера зерна [14] . Конечно, полученные кристаллы приходится
разрезать на пластины, как и обычные слитки, выращенные по мето¬
дам Чохральского и бестигельной зонной плавки, а наличие границ20
зерен делает их непригодными для изготовления сложных поборов.
Однако на основе таких кристаллов можно изготовлять достаточно
эффективные солнечные элементы. Дальнейшее обсуждение вопроса
влияния границ зерен на электрические свойства приведено в гл. 5
и 6.Вариантом процесса литья в форму является метод нормальной
направленной кристаллизации [15, 16] , в котором в основном моно-
кристаллический материал можно получить за счет направленной кри¬
сталлизации расплава, находящегося в контакте с монокристалличес-
кой затравкой. Полукристаллический материал загружают в тигель
поверх затравки, которую центрируют на дне тигля, помещаемого в
свою очередь в печь сопротивления. Систему вакуумируют до оста¬
точного давления около 0,1 Торр и кремний расплавляют. Затравка
находится в непосредственном контакте с теплообменником, который
охлаждается гелием; это предохраняет затравку от плавления. В
этом процессе кристалл растет снизу вверх, причем фронт кристал¬
лизации окружен расплавом.1.2.4. Стабильность формы кристалла при выращивании из расплаваОдной из основных целей выращивания монокристаллов из расп¬
лава является получение кристалла, обладающего не только совершен¬
ной структурой и высокой чистотой, но также заданной формой. Ста¬
бильность формы кристалла определяется стабильностью параметров
процесса роста; они связаны с термическими факторами (т.е. стаби¬
льностью теплоподвода к системе), внешними воздействиями (т.е.
динамики газовых потоков и связанными с ними процессами кон¬
векции) , а также со стабильностью формы мениска. При от¬
сутствии флуктуаций теплового режима и газовой среды, т.е. в
условиях, которые устанавливаются по достижении стационарного
режима роста, форма кристалла будет определяться формой и устойчи¬
востью мениска. Критерии статической стабильности мениска были рас¬
смотрены несколькими авторами [17-19]; однако при выращивании кри¬
сталлов представляет интерес динамическая стабильность (т.е. эво¬
люция системы после произвольного воздействия). Эти вопросы изуча¬
лись в работах [20-24] и будут кратко рассмотрены ниже.Физические процессы, определяющие внешнюю форму растущего из
расплава кристалла, протекают на линии пересечения трех поверхнос¬
тей раздела: кристалл - пар, жидкость - пар и кристалл - жидкость.Тройное сопряжение этих трех фаз представлено на рис. 1.8. Взаи¬
модействие между жидкостью и кристаллом на свободной поверхности
характеризуется углом 0О, т.е. углом между поверхностью кристал-21
Рис. 1.8. Схема взаимного расположения
поверхностей раздела в системе кристалл-
кидкость - пар - при выращивании кристаллов
из расплава [21] .•оКристаллы постоянных размеров (R,=const.,9= 0)
получаются, когда угол мениска ф = <р0.
Стрелка показывает направление вытягивания
кристалла. 1 - пар; 2 - кристалл; 3 - жид¬
кость.ла и касательной к поверхности мениска (рис. 1.8). При ориентации
поверхности кремния {ill} угол $Q составляет 11*1° [23]. Услови¬
ем постоянства диаметра растущего кристалла является равенство ф0
углу ф , т.е. углу между касательной к поверхности мениска и осью
роста. При ф > ф 0 диаметр кристалла увеличивается, при 0 -с 0О -
- уменьшается. Основные физические процессы, определяющие форму
растущего кристалла, одинаковы для методов Чохральского и бести¬
гельной зонной плавки, а также для выращивания фасонных кристал¬
лов (методом Ш1).Однако степень их влияния на форму кристалла
различна.Кроме угловых соотношений (рис. 1.8), важна также высота ме¬
ниска, который удерживается растущим кристаллом; она определяется
константой Лапласа(1.9)где 1э LG - поверхностное натяжение расплава; О - плотность рас¬
плава; у, - ускорение силы тяжести.Форму мениска можно получить интегрированием уравнения Лап¬
ласа с соответствующими граничными условиями [25, 26] • Прибли¬
жение [27] связывает высоту мениска 1г с величиной контактного уг¬
ла ф0 и радиусом кристалла г следующим образом:(1.10)Согласно уравнению (1.10), отклонение фQ от (J> приводит к из¬
менению высоты мениска. Если изменение угла мениска таково, что
величина 0 приближается к 0о , то устанавливается новое стацио¬
нарное состояние. В таких условиях форма кристалла будет устойчи¬
вой, однако если изменение радиуса кристалла таково, что ф еще
больше отклоняется от ф0 , то форма кристалла будет неустойчивой.Анализ устойчивости формы кристалла был проведен для методов22
Рис. 1.9.а - рассчитанные формы мениска при выращивании кристаллов кремния
постоянного диаметра по методу Чохральского; А - кривые зависи¬
мости высоты мениска от радиуса кристалла для стационарного
(<р = ф0 = И0) и нестационарного (<р - фа) роста кристаллов [21.1 •Чохральского, бестигельной зонной плавки и ФКП. На рис. 1.9,а пред¬
ставлены рассчитанные формы мениска для четырех кристаллов разли¬
чных радиусов, выращенных по методу Чохральского [21]. Они получе¬
ны численным решением капиллярного уравнения Лапласа. Форш менис¬
ка приведены для случаев, когда ф = 0О, т.е. для стационарного
роста с постоянным диаметром. Высоты мениска klt \х2 и т.д. зави¬
сят при данном радиусе кристалла от термических условий роста, в
частности от градиента температуры и скорости вытягивания.Все возможные пары значений h. и г , при которых диаметр кристал¬
ла постоянен, представлены на рис. 1.9,_а штриховой линией.Из приведенных на рис. 1.9,б_кривых зависимости высоты мени¬
ска от радиуса кристалла при стационарном росте видно влияние из¬
менения угла ф . Если в стабильную систему, представленную парой
г а и , вносится возмущение в виде повышения уровня фронта кри¬
сталлизации до точки В, то угол мениска ф становится меньше 0О ,
и радиус кристалла будет стремиться к величине ъ'. Это приведет
к еще большему отклонению величины ф от фа и, следовательно, к
дальнейшему уменьшению радиуса. Аналогично понижение уровня фро¬
нта кристаллизации (до С, рис. 1.9 ,б) приведет к прогрессирующему
увеличению радиуса кристалла. На основании проведенного анализа
автор делает вывод, что рост по методу Чохральского - процесс не¬
устойчивый по своей природе. Однако, поскольку на практике обычно
используются сравнительно низкие скорости роста, величину диа¬
метра кристалла оказывается возможным регулировать посредством
изменения теплоподвода или скорости роста.Аналогичный анализ был проведен для процесса выращивания кри¬
сталлов методом бестигельной зонной плавки [22]. В предположении,
что скорости движения фронта кристаллизации и фронта плавления при23
зонной плавке одинаковы, было получено функциональное соотношение
тшдя F (V, I, cl, oL , 0 ) = 0. Здесь V - объем расплава в зо¬
не, I- длина зоны, d- диаметр растущего кристалла, cl0 - диа¬
метр исходного кристалла, а 0 - угол между осью роста и касатель¬
ной к поверхности мениска у фронта кристаллизации. Стационарное
состояние характеризуется условиями 0 = 0О и d = сЦ . Функция
F позволяет увязать изменение величин V , d и ф во времени при
изменении длины зоны I .Было обнаружено, что при зонной плавке цилиндрических стерж¬
ней и тонких листов "бесконечной ширины" возмущение в виде измене¬
ния дртнн зоны спадает по экспоненте и устанавливается новое ста¬
ционарное состояние. Как показано, необходимым и достаточным усло¬
вием устойчивости формы при зонной плавке является выполнение не¬
равенств (сГф/cTd )v|i < 0 и (оф/б'Ч > 0, где все пара¬
метры обозначены выше.’Таким образом, в условиях бестигельной зон¬
ной птгагаки кристаллов кремния их форма, как правило, устойчива.При выращивании фасонных кристаллов, при котором для получе¬
ния заданной формы используется формообразующее капиллярное устрой¬
ство, кроме требования ф = ф0 у фронта кристаллизации важна та¬
кже форма мениска, образуемого расплавом в области контакта с филь¬
ерой (рис. 1.7). Именно этим отличаются методы Чохральского и бес¬
тигельной зонной плавки от получения профилированных кристаллов
методами (gffl [13"] или Степанова [28] .Толщина ленты, получаемой методом ФКП, связана с геометрией
фильеры и мениска выражением вида [29, 30](I.II)где t ^ - ширина верхней грани фильеры, s - высота мениска, или
расстояние между верхней кромкой фильеры и фронтом кристаллиза-
ции, к ^ - эффективная высота положения фронта кристаллизации
относительно уровня жидкости в тигле, 0О имеет обычное значение
(ptc. 1.10).Устойчивость размеров ленты (ее толщины) будет функцией па¬
раметров процесса, т.е. установки (t^, s и iig^), а также пара¬
метров самого материала (0О). Параметры процесса по самым разным
причинам могут меняться, вызывая, таким образом, изменение толщи¬
ны ленты. Может изменяться ширина верхней грани фильеры, так как
используемый чаще всего материал фильеры (углерод) взаимодейству¬
ет с расплавленным кремнием с образованием карбида кремния, что
приводит к изменению геометрии формообразующего устройства. Высо¬
та мениска s зависит от распределения температур на верхней гра-24
Рис. I.IO. Схема получения ленточ¬
ных кристаллов кремния по методу ФКП
[21].Указаны геометрические параметры, оп¬
ределяющие форму ленты: It 1- высота от
уровня расплава в тигле;td- толщина
верхней части фильеры;tc- ширина ка¬
пиллярной щели фильеры; t- толщина
ленты. _1 - фильера; 2 - лента; 3 - ме¬
ниск.ни мениска и от флуктуаций теплоподвода к системе. Высота к ^
фронта кристаллизации относительно поверхности расплава будет по¬
стоянно увеличиваться по мере понижения уровня жидкости в тигле.
Конечно, значение последнего параметра можно поддерживать почти
постоянным путем непрерывного пополнения тигля свежим кремнием.Влияние флуктуаций различных параметров на стабильность тол¬
щины ленты показано на рис. 3t.ll. На рис. I.И,а_представлена за¬
висимость толщины ленты от высоты мениска при типичных значениях
экспериментальных параметров [т.е. решение уравнения (1.Ш для
= 2 °м и td= 0,04 см] . На кривой, отвечающей условию Ф-
= 0О , представлены все возможные пары значений s и t , обеспе¬
чивающие рост ленты постоянной толщины. При внесении в стационар¬
ную систему (соответствующую точке А на рис. I.II.a) возмущения в
виде увеличения высоты мениска до В толщина ленты должна уменьши¬
ться до новой стационарной величины t , поскольку в точке В
ф ^ 0О. Аналогично уменьшение высоты мениска до С приведет к
новой стационарной толщине t с' .Еис. 1.11,6 иллюстрирует воздействие на систему изменения ши¬
рины верхней грани фильеры t^; при увеличении ширины щели от
до стационарная первоначально система переходит в состояние,
соответствующее штриховой кривой ф >ф0 при больших значениях
толщины фильеры. Следовательно, толщина ленты достигнет новой ста¬
ционарной величины. На рис. f .II,в. и г_ рассматривается влияние на
толщину ленты колебаний '^эфф и угла мешска* При гипотетическом
изменении U, ^ от 4 до 2 см стационарная первоначально система
отвечает установлением нового стационарного значения толщины лен¬
ты. Аналогично соответствующее изменение толщины ленты будет
иметь место при изменении характеристической величины 0О .25
Было показано, что при изменении ориентации кристалла изменя¬
ется величина 0О LЗОЗ. Предполагают, что причиной подобной анизо¬
тропии является влияние свободной энергии трех поверхностей разде¬
ла на их взаимную ориентацию на линии сопряжения трех фаз(крис-
талл-жидаость-пар), Кроме того, если в процессе роста происходит
образование сингулярных граней, то внешняя форма кристаллаопределяется не только формой мениска на линии сопряжения,
но также и всей кинетикой зарождения слоев и процессов роста на
этих гранях.С точки зрения устойчивости роста ленточных кристаллов инте¬
рес представляет также относительная устойчивость толщины и шири¬
ны ленты. Реальная геометрия ленты такова, что на уровне 2=0
(рис. I.IQ) радиус кривизны R2 меняется непрерывно от минус бес¬
конечности на боковой стороне ленты примерно до -(i/2)t на краю
ленты (t-толщина ленты). Таким образом, критерии устойчивости не¬
одинаковы для боковых поверхностей ленты (граней) и ее краев. Кри¬
терии устойчивости для боковых поверхностей (толщины) ленты рас -
сматривались выше, и было показано, что толщина кремниевых лент во
всем интервале обычно используемых значений s и t по своей при¬
роде является устойчивым параметром, тогда как ширина ленты - ус¬
тойчивым лишь условно вследствие большого изменения радиуса криви¬
зны мениска [21]. Как было обнаружено, края ленты обладают устой¬
чивостью, лишь когда радиус фильеры не превосходит больше чем
вдвое радиус кристалла у краев ленты. Вследствие этого одной из ос¬
новных проблем выращивания кремниевых лент по методу ФКП является
поддержание устойчивого роста краев ленты.Обойти эту трудность позволяет выращивание трубчатых кристал¬
лов кремния по методу ФКП [31]. Такие кристаллы использовались для
изготовления трубчатых солнечных элементов. В отсутствие краев зна¬
чительно повышается устойчивость роста. Из труб диаметром более
£0 см можно изготовить почти плоские пластины, которые могут быть
использованы в производстве некоторых приборов, например солнеч¬
ных элементов [32].Условия устойчивости роста междендритных пленок несколько
отличаются от рассмотренных выше для метода ФКП. Хотя междендри-
тная пленка представляет собой в основном монокристалл, механизм
роста этой пленки и ограничивающих ее дендритов различен. Рост
дендритов происходит путем "прорастания" их в переохлажденный ра¬
сплав, тогда как междендритная пленка растет скорее как кристалл
при вытягивании по методу Чохральского, хотя и из переохлажденно¬
го расплава.Обычно дендритами называют "разветвленные" кристаллы, вырас-26
О АРис. I.II. Влияние изменений геометрических параметров,
определяющих форму ленты, на соотношение мевду толщиной ленты
и высотой мениска ["23].а - влияние высоты мениска а ; б. - влияние толщины верхней части
фильеры г ^; _в - влияние высоты h. » г - влияние угла мениска ф.тающие из переохлажденного расплава. В то время как из переохлаж¬
денных кремниевых расплавов можно вырастить разветвленные дещци-
ты, имеется такве вероятность получить отдельные дендриты без ка¬
ких-либо боковых ветвей, если кристалл вытягивается при достаточ¬
но большой скорости для подавления боковых ветвей. В таком случае
механизм роста дендрита аналогичен механизму роста разветвленных
дендритов, за исключением того, что получается кристалл в виде
тонкой иглы приблизительно прямоугольного сечения. Именно это
свойство дендритов расти с высокой скоростью в виде тонких,узких
пластин и позволяет выращивать междендритные пленки. Присутствие27
ограничивающих дендритов, рост которых фактически происходит вну¬
три расплава ниже его поверхности, исключает неустойчивость мени¬
ска по краям ленты, характерную для других процессов, например
метода ФКП.Таким образом, постоянство ширины пленки определяется присут¬
ствием дендритов, тогда как критерии устойчивости ее толщины те
же саше, что и для методов ФКП и Степанова.Хотя устойчивость роста междендритных пленок очень высока,
пока еще не представилось возможности получить широкие пленки. В
то время как по методу ФКП благодаря тому, что размеры ленты опре¬
деляются геометрией фильеры, легко получить широкие ленты (шири¬
ной до 120 мм), ширина междендритных пленок в настоящее время не
превышает 50 мм.Ийцжна междендритной пленки контролируется термическими фак¬
торами [33]. Фактически она определяется расстоянием мевду огра¬
ничивающими дендритами. Последние могут реагировать на изменения
тепловых полей, обусловленные выделением скрытой теплоты кристал¬
лизации или другими источниками тепла в расплаве. Следовательно,
ширина пленки зависит от геометрии теплового поля системы. В сос¬
тоянии теплового равновесия, которое устанавливается в системе по¬
сле завершения стадии инициирования роста, ширина растущей пленки
остается постоянной.1.3. Изготовление пластинЧтобы материал можно было использовать для изготовления при¬
боров, цилиндрические слитки, полученные по методу Чохральского
или бестигельной зонной плавки, разрезают на пластины толщиной
300 - 625 мкм.Процесс обработки пластин фактически включает ряд последова¬
тельных операций. За операцией резки следует меха-
ческая шлифовка и полировка, затем химико-механическая полировка
пластины с целью удаления остаточных механических повреждений,
возникающих при резке, а также получения плоскопараллельных плас¬
тин с отклонением от плоскостности (в некоторых случаях) менее
5 мкм [34].Лучшая из известных технологий резки основана на использова¬
нии кругов из нержавеющей стали с внутренней режущей кромкой, на
которую нанесен алмазный порошок; в качестве металла-связки для
закрепления алмазного порошка используется электрохимически осаж¬
даемый никель. Таким способом можно резать кристаллы диаметром до
150 мм, причем потери при резке кристаллов диаметром 75 мм соста¬
вляют около 30$, скорости резки - около 40 мм/мин. Полагают, что28
можно увеличить скорость резки за счет очень небольших технологи¬
ческих доработок.Скорость резки, потери при резке, определявшие конкретной те¬
хнологией резки, а также величина возникающих при этом остаточных
механических повреждений взаимосвязаны, поэтому необходимо идти
на компромисс между желаемой производительностью процесса и каче¬
ством получаемой продукции.Даже при самых мягких условиях резки в поверхностном слое
пластин возникают механические повреждения. Поэтому после резки
пластины обязательно подвергаются химическому травлению для уда¬
ления с поверхности нескольких десятков микрометров материала (обы¬
чно 12 - 75 мкм). Травители, как правило, представляют собой смесь
фтористоводородной и азотной кислот, к которым иногда для придания
устойчивости добавляются другие реагенты, например уксусная кис¬
лота, бром, иод и т.д.При химическом травлении удаляются остаточные механические
повреждения, однако получаемая в результате поверхность еще не яв¬
ляется гладкой и микроскопически плоской, какой она должна быть
для того, чтобы ее можно было использовать для изготовления
приборов. Поэтому химическое травление, как правило, сопровождает¬
ся химико-механической полировкой. Для этого химически протравлен¬
ные пластины помещаются на металлические диски, на поверхность
которых с помощью специальных устройств подается соответствующая
полировальная смесь. Обычно в состав смеси входит коллоидная сус¬
пензия SLOa, или алмазного порошка в каком-нибудь реагенте, нап¬
ример в КОН . Полировка идет как за счет механического удале¬
ния материала с поверхности пластины, так и за счет химического
стравливания. При этом, как правило, удаляется 12 - 50 мкм мате¬
риала.Поиски способов получения дешевых кремниевых пластин потре¬
бовали разработки методов резки с минимальными потерями материа¬
ла. Было исследовано несколько вариантов обычного метода резки с
помощью круга с внутренней режущей кромкой: резка набором полотен
с абразивной суспензией; резка набором проволок. Цель этих иссле¬
дований заключалась в уменьшении потерь при резке до величины, не
превышающей 200 мкм на пластину. Кроме того, для производства сол¬
нечных элементов были опробованы более тонкие пластины, чем те,
которые обычно используют для изготовления транзисторов и интег¬
ральных схем. Здесь приходится выбирать между желанием получить
тонкие пластины npi наименьших потерях материала, с одной сторо¬
ны, и штнимитвишт механическими повреждениями, вводимыми при рез¬
ке,-с другой. Повреждения после операции резки необходимо снять
механически или химически. Как и ожидалось, степень повреждения
пластины зависит от технологии резки [35].
ГЛАВА 2. ИЗГОТОВЛЕНИЕ ПРИБОРОВПроцесс изготовления приборов заключается в том, что от¬
полированная пластина кремния подвергается разнообразным хими¬
ческим и физическим обработкам, целью которых является создание
в кристалле электрически активных и пассивных элементов. К ак¬
тивным элементам,как правило, относятся диоды и транзисторы, к
пассивным - резисторы, индуктивные элементы и конденсаторы. Раз¬
ница между получением исходного материала и синтезом того же ма¬
териала в ходе обработки пластин при изготовлении приборов с тех¬
нической точки зрения не всегда очевидна, однако желательна с
практической точки зрения. Изготовление слитков поли- и монокрис-
таллического кремния, естественно, относится к области получения
материала. Однако процессы, которые используются в ходе обработ¬
ки пластин при изготовлении приборов и в результате которых син¬
тезируется то или иное вещество, часто рассматриваются как стадии
изготовления приборов, поэтому их обсуждение проводится именно с
этой точки зрения. К таким процессам относятся: I) осаждение тон¬
ких пленок кремния, 2) получение окислов и нитридов кремния ме¬
тодами химического осаждения из газовой фазы и 3) нанесение тон¬
ких пленок металлов и сплавов методами вакуумного осаждения.2.1.ОкислениеНеобходимым этапом изготовления цриборов и интегральных мик¬
росхем на основе полированных пластин монокристаллического крем¬
ния в общем случае является избирательная диффузия легирующих
добавок, например Р, Аз, В и т.д. В промышленных масштабах для
этой цели обычно применяется так называемая планарная техноло¬
гия, при которой избирательность диффузии обеспечивается так: там,30
где диффузия нежелательна, создается диффузионный барьер из дву¬
окиси кремния. Для изготовления некоторых типов щшборов, кото¬
рые предназначены для работы с большими мощностями, а также для
стандартных солнечных элементов планарная технология не исполь¬
зуется, поскольку в этих случаях диффузионный переход создается
на всей поверхности пластины. Однако, как упоминалось выше, про¬
цесс изготовления большинства приборов начинается со стадии окис¬
ления. Тонкие пленки двуокиси кремния ^Sl02 на поверхности крем¬
ния можно получать химическими методами, например анодным осаж¬
дением [l] или химическим осаждением из газовой фазы [2] , а
также термическим окислением кремния [з] . Наиболее часто исполь¬
зуется процесс термического окисления, некоторые его детали бу¬
дут рассмотрены в данной главе. Влияние процесса химического оса¬
ждения из газовой фазы на структурные дефекты обсуждается в гл.6.В отличие от металлов окисление кремния происходит путем
переноса анионов (кислорода) через слой образующегося окисла и
превращения кремния в окисел на поверхности раздела окисел-крем-
ний [3, 4] . Полагают, что процесс окисления происходит в три
этапа [51 : 1) перенос окисляющего агента (которым может быть
кислород, пары воды или смесь кислорода или паров воды с галоидными
соединениями) из окружающей среды к поверхности кремния; 2) диф¬
фузия окисляющих агентов через слой образующегося окисла к по¬
верхности кремния; 3) реакция на поверхности кремния, в результа¬
те которой кремний превращается в окисел.В общем виде процесс окисления кремния описывается выраже¬
нием [5J(2.. А)- коэффициент диффузии
окисляющего агента в слое окисла; к - константа скорости химичес¬
кой реакции окисления на поверхности кремния; 1г - коэффициент
массопереноса окисляющего агента из газовой фазы к поверхности
окисла; В = 2DC7^1С* - предельная растворимость окисляющего
агента в окисле; N - - число молекул окислителя в окисле; Ь -
время, а ^ соответствует сдвигу по координате времени, который
вносит поправку на то, что, как правило, на поверхности уже до
окисления имеется тонкий слой окисла (так называемый самородный
окисел). Параболическая константа скорости В зависит от парциаль¬
ного давления окислителя в газовой фазе, а также от его31
коэффициента диффузии в окисле. Линейная константа скорости В/А
является функцией констант скорости реакций на поверхности окис¬
ла и кремния.Было обнаружено, что скорость окисления кремния зависит от
состава окисляющей среды. В атмосфере пара или влажного кисло¬
рода она выше, чем в сухом кислороде [б, 7] . Зависимость ско¬
рости окисления от присутствия влаги в окислщцей среде пред¬
ставлена на рис. 2.1.Для объяснения причины повышения скорос¬
ти окисления кремния во влажной атмосфере были выдвинуты раз-Рис. 2.1. Влияние на ско¬
рость окисления кремния из¬
менений содержания Н20 и
от менее 10'> (I) до 0,2$
(2) [?] •Этот рисунок впервые был
представлен на Весеннем соб¬
рании Электрохимического об¬
щества 1977 г. в Филадель¬
фии, шт. Пенсильвания.личные гипотезы, основанные, в частности, на той, что вода вза¬
имодействует oSL02 с образованием групп SlOH [вЗ ; что в при¬
сутствии влаги процесс взаимодействия кремния с кислородом явля¬
ется многоступенчатым; что кислород диффундирует в молеку¬
лярном виде, так что для протекания реакции необходим предвари¬
тельный разрыв связей 0 - 0 |[93 . Сообщалось также, что присут¬
ствие влаги в £102 может изменять многие ее физические свойства.
Увеличение содержание ОН приводит к "разрыхлению" структуры Si/02
[10] и изменениям ее вязкости, показателя преломления и плотно¬
сти.Введение галогенов в окисляющую среду привело к значитель¬
ному улучшению многих свойств. В частности, было обнаружено, что
стабильность и электрическая прочность окиси кремния возрастают
при введении в окисляющую атмосферу малых количеств (как прави¬
ло, меньше 10%) газообразного НС1 или	. Кроме того,
добавки хлорсодержащих соединений увеличивают скорость окисления
кремния1^. Это иллюстрируется рис. 2.2, на котором представленыБолее детально влияние галогенов рассматривается в гл.6.32
Рис. 2.2. Зависимость
толщины окисла от времени
окисления кремния п.-типа о
ориентацией {ill} в различ¬
ных смесях 02/НС1 при тем¬
пературе Ю00°С [12] .
Содержание НС£(в %):&- 10;□ - 5; о- I; •- 0.
Воспроизведено с разрешения
издателя The Electrochemical
Society,lac.кривые зависимости толщины слоя окисла от времени окисления
кремния с ориентацией (lllj в различных смесях Оа/НС1 при
1000°С [12] . Хотя механизм увеличения скорости окисления в
присутствии Gt ^ понятен не полностью, предполагается, что
внедрение крупных атомов (ионный радиус хлора 1,8 1) "растягивает"
решетку £>10^, что приводит к ускорению диффузии окислителя
через слой окисла.Влияние галогенов на скорость роста окисла наблюдается толь¬
ко при окислении в сухом кислороде. Если для окисления исполь¬
зуются пары воды или увлажненный кислород, то при добавлении
НСХ скорость роста не увеличивается. [13, 14] . Сообщалось, что
при использовании сухого кислорода хлор в виде каких-то соедине¬
ний остается в слое окисла в узкой области вблизи поверхности
раздела Sl~Si.G?[i5, 1б] . Методами вторично-ионной масс-спект-
рометрии показано, что такое накопление хлора у поверхности
раздела ,31 — £lOa происходит и тогда, когда для окисления
используются смеси сухого кислорода и HCL . При проведении
окисления во влажных условиях подобного накопления не наблюдает¬
ся [17]. Механизм этого явления не совсем ясен.Конечно, скорость окислений зависит также от температуры.
Как правило, температура окисления колеблется от~800 до 1200°С,
а толщина слоев - от нескольких сотен ангстрем до нескольких
микрометров.Хотя в большинстве случаев окисление является первый
этапом изготовления приборов и схем, это не единственная стадия,
когда пластина кремния подвергается окислению: большинство вы¬
сокотемпературных процессов обработки пластин при изготовлении
приборов сопровождается окислением: оно или предшествует этим
процессам, или сопутствует им, или цроводится по их окончании.
Важнейшие характеристики таких последовательных процессов тер¬
мического окисления будут подробно рассмотрены в следующей главе.333-493
2.2.ДиффузияНаиболее важной особенностью технологии полупроводниковых
материалов является необходимость контролировать тип и концент¬
рацию примеси в определенных областях кристалла. Первоначальное
равномерное легирование кристаллов проводится в процессе их вы¬
ращивания. Последующее контролируемое легирование (контролируют¬
ся тип примеси, ее концентрация и расположение и объем тех облас¬
тей, куда примесь должна быть введена) проводится путем диффу¬
зии легирующей примеси в твердой фазе. Как цравило, целью опе¬
рации диффузии является получение в пластине кремния ^-ги-пере-
ходов^Л Часто формируется несколько р-гъ-переходов один над
другим, для чего последовательно проводится диффузия донорных
и акцепторных примесей.Коэффициент диффузии определяется следующим соотношением:(2.2)где Q. - энергия акглвации диффузии; D0 - предэкспоненциаль-
ный множитель; к - постоянная Больцмана; Т - абсолютная темпе¬
ратура.С точки зрения технологии наибольший интерес представляет
диффузия донорных и акцепторных примесей; только ясное понимание
механизмов диффузии этих примесей может обеспечить успешное из¬
готовление |э- уъ-переходов нужной конфигурации. Однако боль¬
шой интерес представляет также самодиффузия, т.е. диффузия ато¬
мов кремния в кремнии. Как будет ясно из дальнейшего изложения,
самодиффузия и некоторые связанные с ней явления оказывают зна¬
чительное влияние на поведение дефектов в кремнии.Важное значение имеет также диффузия некоторых элементов,
помимо легирующих добавок, поскольку трудно полностью исключить
попадание в кристалл многих металлов, например железа, меди, ти¬
тана, алюминия и т.д., как в процессе роота кристаллов, так и,
что особенно важно, в процессе технологической обработки пластин.
Кроме металлических примесей в кремнии часто присутствуют кис¬
лород и углерод; они могут быть уже в исходном материале, попасть
случайно или вводиться намеренно при окислении.Диффузия легирующих примесей (элементов Щ и У групп) в крем-^ Обсуждение )э-п - переходов и соответствующих приборов
приводится в гл.5.34
нии протекает относительно медленно: их коэффициенты диффузии
приблизительно на два порядка больше коэффициента самодиффузии
кремния. Такие примеси называют медленными диффузантэми. Напро¬
тив, металлические примеси (особенно элементы I. и Ж групп)
диффундируют в кремнии быстро, их коэффициенты диффузии обычно
на несколько порядков выше, чем в случае медленных диффузантов,
и поэтому их называют быстрыми диффузантами.В табл. 2.1 приведены параметры самодиффузии кремния и диф¬
фузии элементов £, Ш, У и УШ груш. Б действительности диффу¬
зия примесей зависит от ряда факторов, в частности от темпера¬
туры, поверхностной концентрации примеси (в случае диффузии леги¬
рующих примесей) и ориентации кристалла. Кроме того, обычно наб¬
людаются отклонения от простой теории диффузии в результате воз¬
действия электрических полей внутри кристалла, имеющихся в крис¬
талле механических напряжений, а также окисления в процессе
диффузии.При использовании твердофазной диффузии для получения диф¬
фузионных слоев примеси основной задачей обычно является стро¬
гое контролирование поверхностной концентрации примеси и
концентрационного профиля диффундирующего элемента в твердой
фазе, т.е. особенностей распределения концентрации примесей по
глубине. Поверхностная концентрация и профиль диффузии(который
в свою очередь связан с глубиной |о-п.-перехода) являются
параметрами, которые могут изменяться до некоторой степени неза¬
висимо друг от друга. Как правило, диффузия представляет собой
двухступенчатую операцию, первая стадия которой, называемая за¬
гонкой, осуществляется в присутствии диффузионного источника.
Источник может быть твердым, газообразным или жидким^.В процессе загонки величина поверхностной концентрации
примеси С s остается неизменной, поскольку на поверхности
пластины имеется "бесконечно большое" количество диффузанта.
Следовательно, граничное условие, которое используется в данном^ В случае твердофазного источника легирующие добавки вво¬
дятся в диффузионную печь за счет испарения твердого источника
и переноса паров газами, например кислородом или смесью кисло¬
рода и азота. Как правило, источником служат окиси легирующих
элементов (РоОс, ВоОо или АЦОо). В процессе внедрения на поверх¬
ности кремния образуется слой соответствующим образом легирован¬
ной окиси. При газофазной диффузии в печь вместе с кислородом
вводятся газообразные соединения, например РНо или BoHg. В слу¬
чае жидкого источника газ-носитель (кислород или азот7 насыщается
легирующим элементов при барботаже через жидкое соединение
( POCt 3 или ВВг3) и затем попадает в печь.35
Таблица 2.1. Данные по диффузии в кремнии некоторых элементовЭлементD0, сиг/с О., эВЛитератураSI (самодиф¬9000 (в интерва- 5,14^0,118фузия)ВРле температур
И00-1300°С)3-10 3,5-3,619-2210,53,6619,23293,8824A s0,323,5468,64,2192,563,925,265,63,921912,93,9527At83,45194,83,342828003,7729Get3,63,49192704,15302Д3,531In16,53,891919,43,8632Си.4,7-Ю-3 (в ин¬0,4333Чтервале темпера¬
тур 400-700°С)
2,0»10"® (в ин¬1,5934Аитервале темпера¬
тур И00-1300°С)
1,1. Ю"31,11352,44-Ю"40,38362,75-10“32,037Fe6'2f£° я0,8635О10_1^-10"в (в ин¬-38Стервале темпера¬
тур 1400-900°С)
3-I0-12 при Ю50°С_394036
случае для решения уравнения второго закона диффузии (второго
закона Фика),будет(2.3)где С - концентрация диффузанта в кристалле. Уравнение диффузии
имеет следующий вид:где х - расстояние, или глубина, диффузии. Решение этого урав-Данное решение известно как дополнительная функция ошибок; ее
значения табулированы (см., например, [41]).На рис. 2.3 приведено распределение примеси в кремнии, полу¬
чающееся в результате загонки ; показана зависимость приведенной
концентрации (нормированной относительно поверхностной концентра¬
ции) от расстояния до поверхности кристалла при различных вели¬
чинах длины диффузии 2 л/itt', соответствующих трем различным
значениям времени загонки. С увеличением времени загонки примесь
лишь глубже цроникает в кристалл, поверхностная же концентрация
остается постоянной. Общее количество атомов легирующей приме-(2.4)Рис. 2.3. Распределение при¬
месей в кремнии после стадии
"загонки" (зависимость приведен¬
ной концентрации от расстояния
в.глубь кристалла представлена
для различной длительности про¬
цесса) .нения с граничным условием вида (2.3) дается выражением(2.5)37
си в диффузионном объеме определяется выражениемU-G)из которого после интегрирования получаемU.V)После стадии загонки следует стадия разгонки» Последняя обыч¬
но проводится в отсутствие источника диффузии; при этом происхо¬
дит лишь перераспределение уже имеющихся в кристалле атомов при¬
меси. Профили диффузии, получаемые в результате разгонки, описы¬
ваются гауссовым распределением, как следует из решения уравнения
диффузии с граничными условиями водаСоответствующие профили распределения примесей показаны на рис.
2.4. На нем приведенная (нормированная на Q, ) концентрация от¬
ложена в функции расстояния от поверхности кристалла^или глуби-са «)сг.9)соответствующими условию постоянства величины О- в течение всего
процесса загонки. Концентрационный профиль дается выражениема.ю)Рис. 2.4. Распределение приме'
сей после "разгонки" в течение
различного времени.38
ны проникновения примеси в кристалл, для различных значений длины
диффузии. Видно, что с увеличением времени разгонки глубина диф¬
фузии увеличивается, а поверхностная концентрация уменьшается.Как указывалось ранее, некоторые внешние факторы, например
ориентация кристалла, поверхностная концентрация примеси, атмос¬
фера, в которой проводится диффузия,и т.д.,вызывают отклонения от
простой теории диффузии. Так как их влияние неизбежно сказыва¬
ется на цроцессе изготовления приборов, наиболее важные из них
уместно рассмотреть подробнее.2.2.1.Влияние окисления на диффузиюВлияние процессов окисления на диффузию донорных и акцептор¬
ных примесей в кремнии имеет очень важное значение, поскольку
окисление, как правило, является обязательным спутником диффузии.
Фактически при диффузии легирующих примесей, например фосфора,
в кремнии первоначально на поверхности последнего формируют слой
легированной двуокиси кремния, и дальше диффузия ведется уже из
слоя окисла. Процессы окисления, внедрения легирующего элемента
в слой окисла и перенос его из окисла в кремний происходят од¬
новременно. Было обнаружено, что окисление вызывает значительное
отклонение профиля диффузиии от ожидаемого, который соответству¬
ет дополнительной функции ошибок [42, 43_] . Кроме того, эффек¬
тивный коэффициент диффузии при этом оказывается примерно в 10
раз больше истинного, определяемого в отсутствие окисления. Что¬
бы исключить влияние окисления поверхности в работе [44] (разд.
2.3) в качестве источника использовались эпитаксиальные, а также
поликристаллические слои легированного кремния.Влияние окисления на диффузию фосфора иллюстрирует рис. 2.5.
Из него видно, что эффективный коэффициент диффузии фосфора в
кремнии выше истинного. Для объяснения влияния окисления на ано¬
мальную диффузию в кремнии была предложена следующая модель [43].
Поскольку окисление кремния происходит путем переноса кислорода
через слой растущего окисла и превращения кремния в двуокись
на поверхности раздела кремний-окисел [з] , концентрация точеч¬
ных дефектов у поверхности кремния будет изменяться. Атом кис¬
лорода может либо занимать кремниевую вакансию на поверхности
раздела окисел-кремний, либо смещать атом кремния в междоузлие.
Следовательно, концентрация вакансий вблизи поверхности разде¬
ла становится меньше равновесной величины (или увеличивается
концентрация межузельных атомов кремния). Дальнейшее окисление39
Рис. 2.5. Температурная зависи¬
мость коэффициента диффузии фос-.
фора в кремнии в окислительных и
неокислительных условиях [44] .• - легированная окись кремния,
диффузия на воздухе; А - легирован¬
ный кремний, диффузия из газовой
фазы;Д- легированный слой поли¬
кристаллического кремния; О - слой
легированного эпитаксиального
кремния.вызывает поток вакансий к поверхности и встречный поток атомов
кремния внутрь кристалла. Поток вещества (в виде атомов крем¬
ния), направленный от поверхности раздела окисел-кремний, будет
увлекать некоторое количество атомов примеси и увеличивать та¬
ким образом скорость переноса примеси. Общий поток примеси вклю¬
чает составляющую, соответствующую фиковской диффузии, и до¬
полнительный поток, обусловленный массопереносом в результате
окисления, что приводит к следующему видоизменению уравнения диф¬
фузии [45] :(2.11)где D - коэффициент диффузии примеси;Ал7- параметр, пропорциональный
скорости окисления.Таким образом, эффективный коэффициент диффузии примеси в
кремнии, а следовательнс), и диффузионный профиль, и глубина за¬
легания перехода сильно зависят от условий окисления.2.2.2. Влияние поверхностной концентрацииКоэффициент диффузии донорных и акцепторных примесей в крем¬
нии зависит кроме локальной концентрации примеси и от их поверх¬
ностной концентрации [46-483 • Концентрацию фосфора в слое окис-40
ла и, следовательно, на поверхности кремния можно изменять,
меняя соотношение PH3/SlH ^ в процессе получения легирован¬
ного окисла методом химического осаждения из газовой фазы. Было
показано, что при увеличении поверхностной концентрации фосфора
его коэффициент диффузии возрастает. На рис. 2.6 приведены темпе¬
ратурные зависимости коэффициента диффузии фосфора в кремнии
при диффузии из пленок легированного окисла, полученного при
различных молярных соотношениях PH 3 /-SlH ц в газовойРис. 2.6. Температурная за¬
висимость коэффициента диффу¬
зии фосфора в кремнии при раз¬
личных соотношениях Шд/Д11Нч
в газовой фазе [48] .х - 0,36;О- 0,1; Д- 0,05; D -
0,005;	по данным работы £44},фазе [48] . Для сравнения показана также кривая для "истинного"
коэффициента диффузии из работы [44] . Разница между истинным
и эффективным коэффициентами диффузии увеличивается с ростом
концентрации фосфора на поверхности и с понижением температуры.Для объяснения зависимости коэффициента диффузии от кон¬
центрации предложено несколько моделей. В них учитывается влия¬
ние на поверхностную область упругой и пластической деформации,
обусловленной высокой концентрацией легирующего элемента [49] ,
влияние образования выделений легирующего компонента в приповер¬
хностных слоях [50] , где его концентрация может быть очень боль¬
шой,	а также образование соединений легирующего компонен¬
та с кремнием и возможное выпадение их во вторую фазу [51] .
Однако лучше всего наблюдаемые явления объясняются, по-видимому,
влиянием избыточных вакансий, возникающих вблизи поверхности
вследствие высокой поверхностной концентрации примеси. С уве¬
личением концентрации легирующего элемента изменяется положение
уровня Ферми. Если изменение уровня Ферми обусловлено донор-
ными примесями, изменяется и концентрация отрицательно заряжен-41
ных вакансий [52] . Концентрация вакансий дается выражением(a.ia)концентрации нейтральных и отрицательно заря¬
женных вакансий соответственно. Концентрация заряженных вакан¬
сий по статистике Ферми-Дирака дается выражением(2.15)где Е v - акцепторный уровень вакансий, а Е р - уровень Фер¬
ми. Из уравнений (2.12) и(2.13) получаема.н)Отношение общих концентраций вакансий в легированном и собствен¬
ном полупроводниках будет иметь вид(£.15)где £> Рс1 и Ер^ - уровни Ферми в легированном и собственном
полупроводниках соответственно. Концентрации электронов в леги¬
рованном и собственном полупроводниках будут различны; их отно¬
шение определяется выражением0.16)Уравнение (2.15) можно записать в следующем виде:а.«)Если принять, что диффузия фосфора протекает по вакансионному
механизму, соотношение коэффициентов диффузии фосфора в условиях
примесной и собственной проводимости должно быть пропорционально42
отношению соответствующих концентраций вакансий:(2.18)Если акцепторный уровень вакансий расположен вблизи центра зап¬
рещенной зоны, экспоненциальные члены в уравнении (2.17) будут
стремиться к единице. Следовательно,(SLiS)Это уравнение показывает, что если вакансии в кремнии действуют
как акцепторы, то любая примесь, диффундирующая по узлам, будет
обладать большим коэффициентом диффузии в материале п, -типа
по сравнению с материалом |э-типа. Данные работы [53] под¬
тверждают этот вывод.Зависимость коэффициента диффузии от концентрации наблюда¬
лась также в случае диффузии бора в^емнии [54] . Если концент¬
рация бора С в меньше концентрации собственных носителей vt ^ ,
то с увеличением Сй коэффициент диффузии возрастает. Для объяс¬
нения этого эффекта предложена модель [54] , согласно которой
в кремнии п.- типа при обычных температурах диффузии преобладаю¬
щим заряженным состоянием моновакансий является V . Предпо¬
лагается, что с увеличением концентрации бора концентрация V ста¬
новится выше, чем в собственном полупроводнике. В то же время,
если в кристалле имеется фоновый уровень примесей и-типа, кото¬
рый выше локальной концентрации бора, концентрация заряженных
вакансий V+ падает с ростом концентрации фоновой примеси, что
приводит к понижению коэффициента диффузии.Как обсуждалось в предыдущем разделе, на локальную концен¬
трацию вакансий может влиять также окисление. Увеличение коэф¬
фициента диффузии легирующей примеси можно связать с повышенной
плотностью собственных межузельных атомов кремния, возникающих
при окислении, если принять, что диффузия протекает по эстафет¬
ному механизму, т.е. представляет собой сочетание диффузии по
междоузлиям и по вакансиям [55] . Можно представить, что собствен¬
ные межузельные атомы кремния, образовавшиеся при окислении, вы¬
тесняют атомы примеси из узлов решетки в межузельные положения.Эти межузельные атомы примеси могут быстро диффундировать, прежде
чем займут новые узлы за счет взаимодействия с вакансиями и будут
продолжать диффузию по вакансионному механизму. Поскольку диффу-43
зия по междоузлиям обычно протекает быстрее, чем по вакансиям,
эстафетный механизм диффузии приводит к увеличению коэффициен¬
та диффузии примеси.Еще одно явление, которое необходимо здесь отметить,-это
ориентационная зависимость коэффициента диффузии при проведении диф¬
фузии в окислительной атмосфере. Было обнаружено, что коэффициент диф¬
фузии бора в кремнии зависит от кристаллографической ориентации
и увеличивается в порядке (ill], {llOj , [ЮО} . Как будет пока¬
зано ниже (гл. 3), скорость роста двумерных дефектов при окисле¬
нии, например дефектов упаковки, также зависит от ориентации и
возрастает в том же порядке. Кинетика роста и уменьшение раз¬
меров дефектов упаковки связаны с локальной концентрацией де¬
фектов. Следовательно, ориентационную зависимость коэффициента
диффузии можно связать с ориентационной зависимостью концентра¬
ции собственных межузельных атомов кремния.2.2.3. Последовательная диффузияПри изготовлении некоторых приборов, например транзисто¬
ров, в которых имеется несколько |э- п, -переходов, диффузия
примесей в кремниевую пластину проводится последовательно нес¬
колько раз. Детально производство транзисторов рассматривается
ниже, однако,прежде чем приступить к рассмотрению явлений, свя¬
занных с последовательным проведением нескольких операций диф¬
фузии примеси, полезно было бы привести краткое описание схемы
производства типового п- |э-и,-транзистора с двумя р-и,-перехода¬
ми. При его изготовлении сначала производится диффузия акцепто¬
ра в подложку, легированную примесью и-типа, а затем диффузия
донора. Диффузия как доноров, так и акцепторов проводится в очень
ограниченной области пластины, причем область диффузии донора,
который формирует эмиттерную область транзистора, меньше области
диффузии акцептора (области базовой диффузии).При последовательном проведении диффузии в кремнии наблюдают¬
ся два эффекта. Наиболее часто проявляется так называемый эмит-
терный пуш-эффект, или дат-эффект, который заключается в ускоре¬
нии диффузии базовой примеси в коллектор на участке, расположенном
непосредственно под областью формирования эмиттера. Переход кол¬
лектор-база "отталкивается" от перехода база-эмиттер, что при¬
водит к утолщению базовой области на этом участке. Такой эффект
нежелателен, если целью является получение узкой базовой области,
например в приборах, которые должны обеспечивать высокую скорость44
переключения (в быстродействующих логических схемах и СВЧ-тран-
зисторах).В некоторых случаях наблюдается противоположный эффект,т.е. эмит-
терный пул-эффект, когда происходит замедление движения перехода
коллектор-база под переходом база-эмиттер. В таких случаях вслед¬
ствие сужения базовой области может происходить "прокол базы",
т.е. смыкание эмиттерного и коллекторного переходов (прокол ба¬
зы в транзисторах и другие явления, связанные с так называемым
"пайпингом"подробно обсуждаются в гл. 5). Схемы эмиттерных пуш-
и пул-эффектов представлены на рис.2.7; для сравнения приведен
случай отсутствия взаимодействия между эмиттерной и базовой диф¬
фузиями.Для объяснения взаимодействий, происходящих при последова¬
тельной диффузии, было предложено несколько моделей. Диффузия
донорной примеси, проводимая с целью создания эмиттерного пе¬
рехода, может влиять на переход коллектор-база, если изменяется
концентрация вакансий вблизи перехода коллектор-база. Концент¬
рация при диффузии может отклоняться от равновесной величины
под действием следующих факторов: 1) если коэффициент самодиффу¬
зии отличается от коэффициента диффузии примеси, которая диф¬
фундирует по узлам [56 ] ; 2) в результате непрерывного смещения
уровня Ферми в ответ на возникновение градиента концентрации при¬
меси; 3) вследствие "диссоциации" примеси замещения на вакансию
и межузельный атом, если при этом диффузия по междоузлиям проте¬
кает быстрее, чем по вакансиям; 4) благодаря окислению; 5) вслед¬
ствие образования комплексов атом примеси-вакансия (в этом слу¬
чае происходит уменьшение концентрации вакансий в базовой облас¬
ти и,таким образом, "торможение" базц). Предполагается,кроме того
[57] , что на скорость диффузии базовой примеси может влиять
электрическое поле, возникающее в области перехода эмиттер-база,
вызывая перемещение перехода коллектор-база. Это явление было
выдвинуто в качестве объяснения эмиттерного пул-эффекта в тран¬
зисторах, при изготовлении которых используется диффузия фосфо¬
ра в базовую область, легированную В или &а, или диффузия мышья¬
ка в базовую область, легированную галлием Г58] .В качестве примера можно привести случай, когда при диффузии
мышьяка в базу, полученную диффузией галлия, в области перехода
эмиттер-база возникает сильное электрическое поле, заставляющее
ионы галлия двигаться к переходу эмиттер-база против градиента
концентрации галлия. По отношению к базовой области, расположен¬
ной под эмиттером, эмиттер служит в качестве стока для ионов гал¬
лия, что приводит к искривлению перехода коллектор-база в области
напротив перехода эмиттер-база.45
Рис. 2.7. Схемы эмиттерных пуш- (б) и пул-
Св) эффектов.Для сравнения показан случай (а.), когда эмиттер-
ная диффузия не сказывает влияния на диффузии
базовой примеси.Влиянию электрического поля может противодействовать пуш-
эффект при условии, что в области эмиттера имеется источник из¬
быточных вакансий. Образование избыточных вакансий может быть
следствием зарождения дислокаций в результате диффузии (гл. 3).
Влияние перемещения дислокаций на ускорение диффузии легирующей
примеси было изящно продемонстрировано Лоуренсом [59 ] . При
воздействии давления на поверхность пластин в области нагрузки
наблюдалось ускорение диффузии. Кроме того, было показано, что
в процессе термической обработки, необходимой для проведения диф¬
фузии, происходит зарождение дислокаций под областью воздействия
давления. На основании этого эксперимента было выдвинуто предпо¬
ложение, согласно которому движущиеся дислокации, на которых име¬
ется большое количество ступенек, порождают вакансии, которые
и вызывают ускорение диффузии. При обычной диффузии фосфора зарож¬
дение дислокаций происходит вследствие наличия напряжений, обус¬
ловленных несоответствием атомных размеров примеси и матрицы, и
эти дислокации могут действовать как источники вакансий, способ¬
ствующих диффузии в области перехода коллектор-база под эмит¬
тером.В таких случаях движение дислокаций происходит путем пере¬
ползания, т.е. является неконсервативным и заключается в пере¬
мещении дислокаций в направлении, перпендикулярном плоскости
скольжения. Переползание дислокаций сопровождается возникновени¬
ем или исчезновением точечных дефектов, что и обеспечивает эффект
ускорения диффузии примесей в этой области. Скольжение дислока¬
ций, которое обычно происходит под действием механических нап¬
ряжений, не связано с взаимодействием с точечными дефектами и
поэтому не должно сказываться на диффузии примесей.Несмотря на то что эффектам последовательной диффузии пос¬
вящено значительное количество работ, до сих пор нет четкого
представления, каков же действительный механизм наблюдаемых явле¬
ний. Ясно, однако, что определенный вклад вносят все рассмотренные
выше факторы: и ускорение диффузии под действием электрического46
поля, и изменение равновесной концентрации вакансий при сильном
легировании, и влияние кристаллографических дефектов.2.3.ЭпитаксияВ производстве самых разнообразных приборов на основе крем¬
ния широкое распространение получили процессы формирования моно-
и поликристаллических пленок кремния на кремниевых и других под¬
ложках. Получение монокрсталличееких пленок на монокристалли-
ческих подложках называется эпитаксиальным наращиванием или прос¬
то эпитаксией. В технологии кремния метод эпитаксии желательно
использовать по многим причинам. В частности, с его помощью мож¬
но легко получать пленки, отличающиеся от подложки как по типу
легирующей цримеси, так и по уровню концентрации (а следователь¬
но, и по удельному сопротивлению). Например, при наращивании эпи¬
таксиального слоя, легированного бором, на подложке, легированной
фосфором, можно получить (э- и, -переход, не прибегая к твер¬
дофазной диффузии .Изменяя концентрацию легирующей примеси в эпи¬
таксиальной пленке, можно получать слои с любым отличным от под¬
ложки уровнем легирования. Это часто используется в производстве
приборов определенного типа. Возможно также непрерывное измене¬
ние степени легирования эпитаксиальной пленки в процессе ее на¬
ращивания, что приводит к постепенному изменению уровня легиро¬
вания по толщине пленки. Этот метод используется в производстве
солнечные батарей с улучшенными рабочими характеристиками [60].
существенно, что при эпитаксиальном наращивании тип примеси, ее
концентрацию и распределение в пленке практически можно менять
независимо от типа и концентрации примеси в подложке.Друтое важное применение эпитаксия находит также при изго¬
товлении в кремнии замкнутых областей, которые отличаются от ок¬
ружающей массы кремния величиной удельного сопротивления или
типом проводимости. Такие "скрытые1', или “захороненные", слои ши¬
роко используются в технологии интегральных схем для создания огра¬
ниченных сильно легированных областей, расположенных под тран¬
зисторами , которые изготавливаются в наращиваемом сверху эпи¬
таксиальном слое.Третья важная область применения эпитаксии связана с воз-^ Более детально обиуждекие технологии транзисторов и ана¬
логичных им приборов приводится в гл. 5.47
можностью использования изолирующих подложек, а качестве подло¬
жек для эпитаксиального наращивания кремния можно использовать
монокристаллические пластины сацорира (окиси алюминия; и шпинели
определенной ориентации, при которой их кристаллические решетки
"совместимы” с решеткой кремния в том смысле, что позволяют по¬
лучать монокристаллические эпитаксиальные пленки хорошего качест
ва.Изолирующая природа подложки обеспечивает большую технологи¬
ческую гиокость при создании в вышележащих слоях кремния интег¬
ральных схем с повышенной плотностью упаковки. Эпитаксиальное
наращивание пленок на подложке из того же материала, в частнос¬
ти рост кремния, называется изо- или гомоэпитаксией. Эпитак¬
сиальное наращивание материала на инородной подложке назы¬
вается гетерозпитаксией (рост кремния на сапфире).Эпитаксиальное наращивание пленок кремния можно осуществлять
различными способами. Чаще всего используется метод химического
осаждения из газовой фазы, т.е. разложения газообразных соедине¬
ний кремния, в результате которого получаются элементарный крем¬
ний и некоторые газообразные побочные продукты. Дри этом образо¬
вание элементарного кремния происходит непосредственно на под¬
ложке, и если температуру и скорость осаждения регулировать соот¬
ветствующим образом, то соотношение между образующимся слоем и
подложкой будет эпитаксиальным, т.е. в случае кремниевой под¬
ложки будет нарастать монокристаллическая пленка с такой же ори¬
ентацией,как и у подложки,а в случае некремниевой (например, на
сапфире) - с ориентацией, которая обеспечивает наилучшее соот¬
ветствие решеток пленки и подложки.Температура при химическом осаждении из газовой фазы колеб¬
лется в пределах 500-1200оС, причем для получения монокристалли-
ческих пленок необходимо использовать высокие температуры,обыч¬
но выше 1000°С. Пластины размещают в реакторе на графитовой под¬
ставке, которая нагревается индуктором. Можно нагревать и непос¬
редственно пластины,используя в качестве источников теплового
излучения инфракрасные лампы. Подставка и пластины находятся вну¬
три камеры, в которую вводится поток газа-носителя (Н2, Не, А г
или Nг ) вместе в какими-либо летучими соединениями кремния, на¬
пример	SlHCXъ или £1НаСХг . В газовую
фазу вводятся также легирующие примеси в виде летучих соединений,
например РН5,ЬгН6, AsH3 или ЗЬН . На рис. 2.8 представ¬
лена схема вертикального реактора для эпитаксии. При крупномас¬
штабном производстве используются "горизонтальные" реакторы, в
которых поток газа проходит горизонтально над пластинами [61] •
Скорость роста эпитаксиальной пленки является функцией тем-48
пературы, при которой проводится эпитаксия, а также концентрации
летучего соединения кремния в газовой фазе. На рис. 2.9 приведе¬
ны зависимости скорости роста от температуры при использованииРис. 2.8. Схема вертикального реактора
для эпитаксии.£. - пластины кремния; ,2 - подставка - наг¬
реватель; 3 - индуктор; 4. - вывод газообраз¬
ных продуктов реакции; - ввод разлагаемо¬
го газа, например &lh ц „различных исходных соединений [62] . При высоких температурах
скорость роста слабее зависит от температуры, чем при низких.
Предполагается, что при высоких температурах скорость осаздения
определяется газофазной диффузией молекул разлагаемого соедине¬
ния, тогда как при низких температурах лимитирующей стадией яв¬
ляются поверхностные реакции С63] .Толщина эпитаксиальных пленок может быть самой разной: от I
до 200 мкм, в зависимости от типа прибора. Найдено, что в более
толстых пленках легче регулировать равномерное распределение
легирующей примеси. Как обсуждалось выше, пленка может быть леги¬
рована или такой же примесью, что и подложка, но в другой концен¬
трации, или примесью противоположного типа. В общем случае жела¬
тельно, чтобы изменение уровня легирования и типа проводимости
(если он различен) при переходе подложки к пленке было как мож-Рис. 2.9. Температур¬
ная зависимость скорос¬
ти роста эпитаксиальных
слоев кремния при исполь¬
зовании различных исход¬
ных соединений кремния
[62].Этот рисунок впервые был
представлен на Весеннем
собрании Электрохимичес¬
кого общества 1977 г.
в Филадельфии, шт. Пен¬
сильвания.4-49349
но более резким. Однако, поскольку температура эпитаксии обычно
высокая, диффузия примесей в подложке и растущей эпитаксиальной
пленке будет происходить относительно быстро, так что имеется тен¬
денция к "размыванию" резкой границы между эпитаксиальным слоем
и подложкой за счет взаимной диффузии примесей из одной области
в другую.Этот процесс размывания резкого перехода в процессе эпитак¬
сии схематически показан на рис. 2.10. Распределение примеси,
устанавливающееся в области перехода от слоя к подложке, обуслов¬ило. 2.10. Схема, иллюстрирую¬
щая перераспределение примеси в
области перехода подложка-плен¬
ка в процессе эпитаксии.лено наложением двух профилей, один из которых определяется диф¬
фузией легирующей примеси из подложки в растущую пленку, а дру¬
гой - встречной диффузией примеси из пленки в подложку [64] .Если тип примеси в подложке и пленке различен, то в области "пе¬
ресечения” этих профилей образуется п -переход. Если при¬
меси в пленке и подложке одного типа и подложка легирована
сильнее, то диффузия примеси из подложки в пленку (так называе¬
мая автодиффузия) существенно затрудняет выращивание очень тон¬
ких эпитаксиальных слоев требуемого удельного сопротивления.Химическое осаждение из газовой фазы используется также при
наращивании поликристаллических пленок кремния на подложках
из монокристаллического и окисленного кремния. Такие пленки на¬
ходят разнообразное применение. В частности, нелегированные поли-
кристаллические пленки с высоким удельным сопротивлением исполь¬
зуются, когда требуется электрически изолировать друг от друга
"островки" монокристаллического кремния, используемые для изго¬
товления структур [65] . На рис. 2.II приведена схема типичной
последовательности операций при формировании областей диэлект¬
рической изоляции приборов. Окисленная монометаллическая плас¬
тина подвергается фотолитографии с целью обнажить области, кото-50
Рис. 2.И. Схема последовательности операций при формирова¬
нии диэлектрической изоляции приборов.а_- окисленная пластина ориентации i100); б_- пластина после фо¬
толитографии и анизотропного травления; в кремнии вытравлены
глубокие канавки; _в - канавки, заполненные поликремнием после
окисления|_г - монокристаллическая подложка удаляется химико-ме-
ханическои полировкои до вскрытия монокристаллических окон (струк¬
тура перевернута вверх ногами относительно предыдущих). В резуль¬
тате всех этих операций получены "островки" монокристаллического
кремния в изолирующей матрице поликристаллического кремния.□ - монокристалл; ■ - окисел; еа - поликремний.рые впоследствии покрываются поликристаллическим кремнием и слу¬
жат в качестве диэлектрической изоляции. Затем эти открытые об¬
ласти подвергаются травлению с использованием анизотропных тра-
вителей, например смеси КОН и изопропилового спирта. Скорость
травления кремния в таких смесях примерно в 35 раз больше в нап¬
равлении <100>, чем в направлении <Ш>[бб] . Вследствие этого
на пластине вытравливаются глубокие кристаллографически ориенти¬
рованные канавки. Пластину снова подвергают окислению, после
чего канавки заполняю поликристадлическим кремнием путем хими¬
ческого осавдения из газовой фазы. Заключительная операция сос¬
тоит в механическом и химическом удалении монокристаллического
материала с тыльной стороны пластины, пока не выявится поликрис-
таллическая матрица с монокристаллическими "островками", отделен¬
ными от поликристаллической основы дополнительным слоем диэлект¬
рика 3iG	В этих монокристаллических островках"можно фор¬
мировать транзисторы и другие активные элементы, будучи уверенным,
что эти приборы электрически изолированы друг от друга. Необхо¬
димые электрические соединения обеспечиваются путем нанесения
тонких металлических пленок и изготовления необходимого рисунка
межсоединений методом фотолитографии. Сильнолегированные пленки
поликристаллического кремния применяются также для создания про¬
водящих слоев кремния. Такие слои используются в качестве затво¬
ров в МОП-структурах [67] и в качестве межсоединений в интег¬
ральных схемах.Нелегированные поликристаллические пленки при комнатной51
С £температуре обычно обладают удельным сопротивлением 10 -10 Ом-см.
Исследовалось влияние легирования на свойства этих пленок Сбв];
было наедено, что эффект зависит от размера зерна. При слабом
легировании удельное сопротивление вначале изменяется медленно,
а затем резко падает по достижении некоторой критической кон¬
центрации легирующей примеси. Для объянения такого эффекта пред¬
ложены две модели. В первом случае принимается, что примесь пред¬
почтительно скапливается на границах зерен, притом находится там
в электрически неактивном состоянии; по мере увеличения кон¬
центрации примеси границы насыщаются примесью, после чего про¬
исходит легирование внутренних областей и, следовательно, сниже¬
ние величины удельного сопротивления. Согласно второй модели [70),
на границах зерен имеется большая плотность ловушек, которые зах¬
ватывают ионизированные атомы примеси и тем самым препятствуют
их проникновению внутрь зерен. Повышение концентрации примеси
вызывает насыщение ловушек на границах зерен. Дальнейшее повы¬
шение концентрации примеси приводит к быстрому увеличению концен¬
трации носителей в пленке и, следовательно, к резкому снижению
удельного сопротивления. Обе эти модели включают наблюдаемую за¬
висимость концентрации носителей и их подвижности от размера
зерна.2.4. Ионная имплаятапияВ последние года все большее применение для локального леги¬
рования находит метод ионного легирования, или ионной импланта¬
ции. В этом методе осуществляется внедрение (имплантирование)
атомов легирующей примеси через поверхность кремния. Имплантиру¬
емые атомы ионизируются, ионы ускоряются до определенной энергии,
после чего поток ионов направляется на пластину. Попав в крем¬
ний, ионы замедляются и "останавливаются" на определенном рас¬
стоянии от поверхности. После имплантации пластины подвергаются
высокотемпературному отжигу, при котором происходит перераспре¬
деление имплантированной примеси,и одновременно при этом атомы
примеси, не занимающие узлы решетки, переходят в электрически ак¬
тивное состояние,и отжигаются дефекты, возникшие в процессе им¬
плантации. Схема установки ионной имплантации проведена на рис.
2.12.Ионная имплантация обладает несколькими преимуществами по
сравнению о обычным диффузионным методом локального легирования
кремния. Поскольку имплантация проводится, как правило, при52
Рис. 2.12. Схема установки для ионной импланта¬
ции.•I - источник ионов; 2 - ускоритель ионов; 3 - маг¬
нит-анализатор; 4_ - образец; 5. - система вращения
образца; 6 - вакуумная камера; 7 - сканирующий ион¬
ий пучок; 8 - отклонявшие пластины.комнатной температуре, то для маскирования тех участков, кото¬
рые не должны легироваться, можно использовать целый ряд матери¬
алов, в том числе фоторезист, который, конечно же,нельзя ис¬
пользовать для маскирования диффузии. Метод ионной имплантации
обеспечивает высокую точность контроля уровня легирования, так
как ионная природа имплантируемой примеси позволяет использовать
для определения концентрации кулонметры. Кроме того, возможно
очень точное управление процессом легирования за счет регулиро¬
вания интенсивности ионного пучка и энергии пучка. Тонкие окис-
ные пленки на поверхности кремния уменьшают глубину проникно¬
вения ионов, обеспечивая этим дополнительный контроль глубины
залегания перехода и распределения примеси в области перехода.Профиль распределения примеси, получаемый в результате им¬
плантации, характеризуется двумя параметрами: длиной пробега и
разбросом пробегов [71] . Длина пробега определяется как расстоя¬
ние от поверхности, на котором располагается максимум профиля рас¬
пределения имплантированной примеси, тогда как разброс пробегов
является характеристической шириной распределения. В отличие от
обычной диффузии максимум концентрации примеси находится не у
поверхности пластины, а на некотором расстоянии от нее; типич¬
ный профиль имплантации приведен на рис. 2.13. Изменяя дозу при¬
меси и энергию, можно получить практически любой профиль.Много усилий было затрачено на уменьшение количества радиа¬
ционных дефектов, возникающих при ионной имплантации; в частнос¬
ти, исследовалось влияние различных вариантов отжига пластин пос¬
ле имплантации, в том числе нагрева пластин лазерным пучком. Эти
вопросы подробнее рассмотрены в гл. 3 и 5, поскольку большая
Рис. 2.13. Типичный профиль распре¬
деления примеси в кристалле после ион¬
ной имплантации.часть этой работы связана с контролем совершенства пластин и при¬
боров.2.5.ЛитографияЧтобы добиться избирательного легирования нужных областей
кремниевой пластины методами диффузии или ионной имплантации,
необходима защита остальных частей пластины соответствующей
"маской”. Как уже говорилось, чаще всего для этой цели исполь¬
зуются окисные пленки. Чтобы можно было проводить диффузию в нуж¬
ных областях, окисная пленка стравливается в соответствующих
местах. Процесс избирательного маскирования и травления двуокиси
кремния или других диэлектриков, например нитрида кремния, на¬
зывается литографией. В настоящее время теория и практика литог¬
рафии доведены почти до совершенства и основные усилия направ¬
лены на предельное уменьшение минимальных размеров элементов
структуры на пластинах, например толщины напыляемых линий ме¬
таллизации.Среди известных методов литографии наиболее широко исполь¬
зуется метод фотолитографии. В простейшем виде процесс фотолитог¬
рафии можно описать следующим образом. На окисленную пластину
наносят пленку фоточувствительного полимера, устойчивого к воз¬
действию кислот, которые способны растворять SLOa и крем¬
ний; этот материал обычно называют фоторезистом или просто
резистом. Под действием излучения определенной длины волны (обыч¬
но используется УФ-излучение) фоторезист полимеризуется; поли¬
мерная пленка растворяется в различных органических растворите¬
лях. Фоторезист избирательно засвечивается через фотошаблон, ко¬
торый изготавливают последовательным уменьшением больших фотог-54
рафий чертежей нужной конфигурации до размеров отпечатка на
пластине. Засвеченные области полимера удаляются соответствую¬
щим растворителем, так что в этих местах становится возможным
стравливание слоя окисла (до чистого кремния),как правило,с помощью
плавиковой кислоты. Неполимеризованный резист удаляется горя¬
чими кислотами или плазменным выжиганием. Теперь пластина пок¬
рыта окисной пленкой, в которой вытравлен требуемый рисунок, что
позволяет провести локальную диффузию легирующей примеси.На рис. 2Л4 приведена схема последовательности операций
при фотолитографии. Для каждого прибора или микросхемы разраба¬
тывается отдельный шаблон; информация вводится в ЭВМ, с помощью
которой на координатографе вычерчивается требуемый рисунокРис. 2.14. Схема после¬
довательности операций при
фотолитографии.при увеличении в 20 раз. Этот рисунок тщательно проверяется, пос¬
ле чего уменьшается до натурального размера и воспроизводится
на стекле или органическом материале (так называемые эмульсион¬
ные маски) путем многократного повторения со сдвигом. Затем с
полученного эталонного шаблона изготовляются рабочие копии.Собственно,процесс фотолитографии проводят, как правило, сле¬
дующим образом. Фотошаблон накладывается на покрытую резистом
пластину и резист избирательно засвечивается УФ-излучением. При
производстве большинства приборов и схем требуется неоднократ¬
ное проведение литографии, причем при кавдой операции положение
шаблона должно совпадать с его положением во время предвдущей
и последующих операций с очень незначительным отклонением. Хотя
фотолитография чаще всего проводится с использованием метода кон¬
тактной печати, по мере уменьшения ширины линий и увеличения
размеров пластин выявляются некоторые недостатки этого метода.При неоднократном проведении операции дефекты шаблона и несов-55
падение соответственных линий рисунка на различных шаблонах
суммируются и приводят к искажениям. Четкость изображения сни¬
жается искривлением пластин. Контакт мевду пластиной и шаблоном,
необходимый для обеспечения высокого разрешения, приводит к пов-
рездению шаблона. В частности, частицы незасвеченного резиста или
любого другого материала, находящиеся на поверхности пластины,
могут поцарапать или проколоть шаблон,и подобные повреждения
затем проявляются на пластине. Это особенно характерно для эмуль¬
сионных шаблонов, тогда как стеклянные маски, непрозрачные участ¬
ки которых содержат окись хрома или железа или другие соедине¬
ния, придающие поверхности повышенную твердость, менее подвер¬
жены таким повреждениям.Чтобы уменьшить недостатки контактного метода, разработан
ряд неконтактных методов с проецированием изображения [72, 73^»
в которых шаблон не приводится в непосредственный контакт с
пластиной; в них за счет использования соответствующим образом
коллимированного света сводятся к минимуму эффекты искривления
пластин и уменьшение разрешающей способности. В проекционных ме¬
тодах шаблон может служить практически неограниченное время.Основным недостатком фотолитографии является ограниченная
разрешающая способность. Оптическая литография обеспечивает ши¬
рину линий до I мкм; более высокое (субмикронное) разрешение
ограничивается эффектами когерентности и дифракции, труднос¬
тями обеспечения необходимой глубины фокуса и совмещения шабло¬
нов, когда операция фотолитографии используется неоднократно.
Усложнение интегральных схем требует новых разработок в литог¬
рафии, способных обеспечить изготовление все более мелких рисун¬
ков на все больших площадях, и все белее важной становится
проблема возникновения дефектов фотошаблонов.Ограниченную разрешающую способность фотолитографии можно
улучшить путем экспонирования резиста излучением меньшей длины
волны. Для этой цели используются пучки электронов с длиной вол¬
ны в доли ангстрема [74, 75] и рентгеновские лучи с длиной волны
4 - 10 А [76, 77Ц . В этих случаях достижимо субмикронное разре¬
шение .Электронно-лучевая литография (электронолитография) может
проводиться по-разному. Электронный луч можно использовать для
непосредственного изготовления шаблона. Металлизированное (обыч¬
но хромом) стекло покрывают фоторезистом, чувствительным к воз¬
действию электронов, и с помощью электронного луча на резист на¬
носится требуемый рисунок. Управление движением электронного лу¬
ча осуществляется с помощью ЭВМ. Получаемый таким образом шаблон56
(электроношаблон) используется затем для экспонирования пластин
оптическим или рентгеновским методом. Показано, что с помощью
электронно-лучевой системы можно получать эталонные шаблоны, от¬
личающиеся большей точностью, более резкими границами,обеспечи¬
вающие более точный контроль ширины линий по сравнению с опти¬
ческими системами. Вместо изготовления эталонного шаблона, пос¬
тупательным смещением и повторением которого создается весь ри¬
сунок, можно использовать электронный луч для шагово-повторного
переноса изображения непосредственно на пластину кремния, пок¬
рытую резистом. Но наиболее перспективный метод состоит в нане¬
сении рисунка непосредственно на покрытую резистом пластину.Это полностью исключает потребность в шаблоне и обеспечивает боль¬
шую гибкость процесса.Электронно-лучевая система, используемая для изготовления шаб¬
лонов с высокой разрешающей способностью или для непосредствен¬
ного нанесения рисунка на пластину, формирует пучок электронов,
который фокусируетоя на покрытой резистом поверхности в виде
пятна диаметром ~ 0,5 мкм. В процессе сканирования поверхнос¬
ти резиста луч включается и выключается в соответствии с задан¬
ной программой, соответствующей схеме засветки. Для локальной эк¬
спозиции резиста требуется менее Ю-^ с. Для полного экспбнирова-
ния чипа средних размеров требуется нанести до 10^ пятен. Од¬
нако предельное отклонение луча, как правило, составляет нес¬
колько миллиметров, что позволяет получать изображения на пло¬
щади лишь в несколько квадратных миллиметров. Поскольку это
намного меньше диаметра пластины, для нанесения рисунка на всей
поверхности пластину или шаблон необходимо перемещать, для че¬
го используются прецизионные механические столы. Требуемая точ¬
ность взаимного расположения обеспечивается тем, что использу¬
емая для формирования луча электронная колонна используется как
растровый электронный микроскоп, с помощью которого определяется
положение контрольных элементов на подложке и при необходимости
производится подстройка. При этом либо при каждом новом положе¬
нии механического стола производится соотнесение с такими кон¬
трольными элементами, либо после первоначальной сверки для конт¬
роля движения стола используются лазерные интерферометры. Вре¬
мя от времени производится также сверка для обнаружения и пре¬
дотвращения дрейфа электронного пучка.Сканирующие системы описанного выше типа являются электрон¬
но-лучевыми системами, широко используемыми в настоящее время.
Другие варианты электронного экспонирования связаны с использо-57
ванием электронных систем воспроизведения изображений [78] и про¬
ецирования с уменьшением изображения.В электронных системах воспроизведения изображений требуемый
рисунок определяется шаблоном, который представляет собой фото¬
катод - кварцевую подложку, покрытую веществом, способным эмитти-
ровать электроны, например иодвдом цезия или палладием. Шаблон
освещается с тыльной стороны УФ-излучением, под действием кото¬
рого на участках, не закрытых маской, эмитируются электроны,
поток которых соответствует конфигурации рисунка. Электроны ус¬
коряются электрическим полем и попадают на покрытую резистом
пластину, расположенную вблизи маски. Изображение переносится
с маски на пластину с высокой скоростью, при этом обеспечивает¬
ся субмикронное разрешение. Таким образом можно экспонировать
сразу всю пластину, что существенно ускоряет процесс по сравне¬
нию с непосредственной записью электронным лучом. Некоторые проб¬
лемы, возникающие при использовании данного метода, известного
под названием проекционной электронолитографии, связаны с иска¬
жениями шаблона и пластины, трудностями совмещения и с загряз¬
нением материала фотокатода.В системах проецирования с уменьшением изображения исполь¬
зуется теневая маска, увеличенная в 10 раз по сравнению с действи¬
тельными размерами, через которую проецируется поток электронов.
Выбиваемые электроны фокусируются и направляются на пластину.
Обычно с помощью подобного метода можно "засветить" площадь
всего в несколько квадратных миллиметров, чтошзывает необходи¬
мость использования столов с шаговым механизмом перемещения.Вместо электронного пучка для обеспечения высокой разрешаю¬
щей способности можно использовать рентгеновские лучиf79] . По¬
скольку их трудно фокусировать, используют установки для проек¬
ционной "печати" с малым зазором, в которых небольшой источник
излучения находится на расстоянии полуметра или более. Шаблон
состоит из металлического поглотителя, который наносится на ос¬
нову прозрачную для рентгеновских лучей. Металл должен обладать
большим атомным номером, тогда как подложка (мембрана) должна
изготавливаться из вещества с низким атомным номером. Обычно ис¬
пользуется золото на тонкой мембране из кремния.Материалы, используемые в литографии в качестве резистов,
относятся к органическим полимерам, которые под действием излу¬
чения изменяют свою структуру. Используются резисты двух типов:
позитивные и негативные. После облучения позитивные резисты
становятся легче растворимыми в определенном растворителе, тогда
как у негативных резистов растворимость экспонированных облас-58
тей снижается по сравнению с неэкспонированными. В случае пози¬
тивных резистов под действием излучения достаточно высокой энер¬
гии, например потока электронов или рентгеновских лучей, в экс¬
понируемых областях резиста происходит разрыв основной цепи
полимера, что приводит к снижению общего молекулярного веса в
этих областях и увеличению растворимости. Энергия УФ-излучения,
используемого в обычной фотолитографии, недостаточно велика, что¬
бы вызвать разрыв полимерной цепи. В этом случае в состав резис¬
та вводится светочувствительный активатор растворимости, в кото¬
ром при освещении УФ-лучами происходит перестройка, приводящая
к тому, что растворимость засвеченных областей увеличивается.
Действие негативных резисторов основано на том, что облучение
приводит к образованию поперечных связей между короткими цепя¬
ми и, следовательно, к увеличению молекулярного веса, что вызы¬
вает понижение растворимости засвеченного материала.2.6. ТравлениеПри изготовлении полупроводниковых приборов используются са¬
мые разнообразные виды химического травления: это травление
пластин после резки с целью удаления механически поврежденного
слоя, травление диэлектрических пленок для получения определен¬
ного рисунка и травление металлических пленок для обеспечения
внутренних связей и т.д. В данном разделе дается краткий обзор
травления диэлектрических пленок. Операция травления логически
следует за литографией. Хотя при травлении диэлектрических пленок
на кремнии используется целый рад методов, например ионно¬
плазменный, ионно-лучевой, а также жидкостный, газовый
или плазменный, чаще всего используется жидкостное травление,
которое представляет собой одну из ключевых операций в произ¬
водстве приборов на основе кремния [80, 81^] .Диэлектриком, наиболее широко используемым для маскирования
диффузии, является двуокись кремния. Вещества, применяемые для
травления &10я, содержат ионы фтора (как правило, это водные
растворы НР). Реакция травления протекает по следующей схеме:(2. го)Скорость травления окиси зависит от концентрации HF^ и HF [82].
Обычно к НР добавляют NH^P , чтобы создать в растворе буферную
смесь и уменьшить воздействие на фоторезист. В отсутствие NH^F59
плавиковая кислота разъедает слой резиста, что приводит к его вспу¬
чиванию. Буферная смесь предотвращает истощение ионов фтора в раст¬
воре, увеличивая этим срок жизни травильного раствора.Скорость травления зависит кроме состава травителя еще от
некоторых параметров. К ним относятся плотность диэлектрика, его
химический состав и стехиометрия, пористость и остаточные напряже¬
ния, существующие в пленке. Наиболее важными параметрами, которые
можно регулировать и которые оказывают заметное влияние на скорость
травления, являются химический состав, стехиометрия и плотность.
Оказывается, что окисные (а также нитридные) пленки, получае¬
мые при низкой температуре, обладают пониженной плотностью и как
следствие	повышенной скоростью травления. Уплотнение этихпленок при термической обработке уменьшает скорость травления.Как правило, для диэлектрических пленок, полученных при низких
температурах такими методами, как анодное осаждение, химичес¬
кое осаздение из газовой фазы, плазменно-химическое осаждение и
вакуумное испарение, характерны большие скорости травления, тогда
как пленки, полученные высокотемпературными методами, например тер¬
мическим окислением и высокотемпературным пиролизом силана и ам¬
миака (таким образом получают нитридные пленки), травятся медлен¬
но.Сильное влияние на скорость травления оказывает химический
состав диэлектрических пленок. Ярко выраженное действие оказывает
введение в решетку Si 0 2 ионов Ш и У групп. Например, добавки
фосфора значительно увеличивают скорость травления Si.0г (при
этом образуются технологически важные фосфосиликатные стекла).Травление в процессе изготовления полупроводниковых приборов
должно быть предельно избирательным по отношению к различным ма¬
териалам и различным участкам пластины. Это требование обусловле¬
но тем, что в процессе производства приборов кремниевая пластина
представляет собой сложную композицию из многочисленных постоян¬
ных или временных материалов и компонентов. Простым примером по¬
добной избирательности является плавиковая кислота, которая воз¬
действует на Si,0 2 , но не реагирует с кремнием. Аналогично
при избирательном травлении пленок нитрида кремния фосфорной кис¬
лотой в качестве маски можно использовать двуокись кремния: фос¬
форная кислота растворяет Sl3N4 , не затрагивая пленки ^0г.
Для травления по пленке Sl02 можно использовать HF . которая
слабо реагирует с нитридом кремния .Важное применение избирательного травления связано с при-60
тушением кромок слоя окисла в тех местах интегральных схем, в ко¬
торых металлическая пленка, которая образует электрический кон¬
такт с кремнием, переходит со слоя окисла на кремний. Когда кром¬
ка окисла крутая, в результате резкого изменения топографии по¬
верхности могут возникать дефекты типа неоднородности толщины
металлического покрытия.микротрещин в металле и пустот под слоем
металла [83] (рис. 2.15). Избежать появления таких дефектов можно,
если сделать ступеньки более пологими, чтобы обеспечить плавныйРис. 2.15. Схема, иллюстрирующая возникновение дефектов ме¬
таллических пленок, обусловленных дефектами покрытия ступенек.а_ - на краю ступеньки уменьшается толщина слоя металла; б. - в
результате сильного уменьшения толщины металлической пленки на
ступеньке может произойти разрыв электрической цепи; в - в мес¬
тах резкого изменения рельефа поверхности возможно образование
пустот под металлической пленкой;_г - использование пологих сту¬
пенек позволяет решить проблему дефектов покрытия.переход между различными областями пластины, которые необходимо
покрывать металлической пленкой. Для этой цели можно использовать
избирательное травление, если предварительно нанести поверх окис¬
ла слой фосфосиликатного стекла, скорость травления которого выше,
чем у окисла [84, 85^ .Скорость травления диэлектрика можно повысить также за счет
локального внесения радиационных повреждений путем ионной или элект¬
ронной бомбардировки [861 . Локальное облучение верхней области
пленок SlO г по краям ступенек с целью получения пологого про¬
филя ступенек можно проводить в установке для ионной имплантации.
Ионный луч можно использовать также для непосредственного перено¬
са требуемого рисунка на слой окисла: области, подвергшиеся воз¬
действию ионного луча, будут обладать повышенной скоростью раство¬
рения, так что путем травления в соответствующем растворителе
можно получить требуемый рисунок в слое окисла по следам луча и
обойтись, таким образом, без процедур нанесения фоторезиста и его
удаления.61
Значительным усовершенствованием в области избирательного
травления диэлектриков является применение плазменного травления
[87, 88j , т.е. избирательного стравливания материала при взаи¬
модействии его с химически активными радикалами, образующимися
в тлеющем разряде. Плазма, используемая для травления, представ¬
ляет собой ионизированный газ, содержащий ионы, обладающие высокой
реакционной способностью, свободные электроны и свободные ради¬
калы. Плазменное травление обычно проводится при низкой темпера¬
туре (50 - 250°С) и, как правило, при низком давлении (ОД -
3 Торр). Плазму инициируют с помощью высокочастотного генератора
(работающего обычно на частоте 13 МШ с индуктивным или емкост¬
ным возбуждением разряда) в вакуумной камере, через которую пропус¬
кается соответствувдий плазмообразукщий газ. Обычно дая плазмен¬
ного травления используются галоидзамещенныеуглеводороды, чаще
всего CF^ . Ионизированные галоидуглеводороды взаимодействуют с
материалом, подвергаемым травлению, с образованием летучих сое¬
динений, удаляемых из зоны реакции путем откачки вакуумной систе¬
мой. Преимущество плазменного травления заключается в том, что
оно является "сухим" процессом, в котором не используются жид¬
кие реагенты (например, кислоты), и нет необходимости в последую¬
щей промывке и сушке пластин. Кроме того, плазменное травление
обеспечивает более высокое разрешение и меньшее подтравливание фо¬
торезиста.Скорость плазменного травления сложным образом зависит от
целого ряда параметров, а именно: от состава газовой смеси, ско¬
рости образования активных радикалов и их энергии у поверхности
пластины, от рода материала, подвергаемого травлению, его темпе¬
ратуры, а также от скорости удаления продуктов реакции. Сложный
химизм плазменного травления еще не полностью понятен, и большин¬
ство работ до сих пор носит эмпирический характер.Найдено, что в типичных газовых смесях, состоящих из СРЦ и
Og, скорость травления кремния выше, чем SiO, и SС 4А/ц.
Лучшим материалом для маскировки при плазменном травлении является
фоторезист.Важной проблемой плазменного травления является определение
места, до которого стравлен материал, чтобы можно было своевремен¬
но прекратить травление. Определение "конечной точки" травления
имеет особенно важное значение в тех случаях, когда требуется
стравить только диэлектрическую пленку, не затрагивая сам кремний,
так как скорость травления у кремния значительно выше, чем у его
окисла.Простые методы определения "конечной точки" травления основа-62
ны на хронометрировании процесса травления, проводимого с заранее
известной скоростью, и определении изменений толщины пленки по из¬
менению интерференционной окраски стравливаемого тонкого слоя. В
более сложных методах используются спектроскопические способы,
например исследование линий оптического испускания плазмы, кото¬
рые реагируют на наличие или отсутствие стравливаемого слоя.Травление в кислородной плазме используется также дал удале¬
ния фоторезиста с пластины [89] ; скорость снятия достигает 10^
I/мин. Травление диэлектрика и снятие резиста можно проводить в
одном и том же реакторе, изменяя состав плазмообразуицего газа
(заменяя CF„ на 02).2.7. МеталлизацияМеталлизация является последней среда основных операций при
изготовлении приборов. Это процесс создания металлических соеди¬
нений в виде тонких металлических пленок, которые связывают меж¬
ду собой различные области интегральной схемы или служат контакт¬
ными площадками для последующего подсоединения электрических вво¬
дов [эо"| . Нанесение нужного рисунка металлизации на поверхность
пластины обычно производится методом фотолитографии. Если нет
необходимости в очень малой ширине металлических линий, как, напри¬
мер, в случае солнечных батарей, то можно использовать и другие
способы, например метод трафаретной печати [91, 92].Металлические пленки на кремниевых пластинах можно получать
физичеокими методами (вакуумным испарением, катодным раопылением,
трафаретной печатью) или химическими методами (электролитическим
осаздением). Когда требуется малая ширина линий, т.е. высокая раз¬
решающая способность, например в случае интегральных схем, а так¬
же большинства "дискретных" приборов, применяются почти исключи¬
тельно методы вакуумного испарения или катодного (ионно-плазмен¬
ного) распыления. Методы электролитического осаждения или трафа¬
ретной печати используются при производстве приборов, предназна¬
ченных для работы с большими токами или имеющих малую стоимость.К ним относятся некоторые классы силовых транзисторов, а также
другие подобные структуры, предназначенные для переключения и ра¬
боты с большими токами. Гальваноосаждение позволяет создавать на
таких приборах толстые слои металла, которые обеспечивают контак¬
ты и проводящие линии с малым сопротивлением. В случае солнечных
батарей обычно используется гальваноосадцение или трафаретная пе¬
чать, так как это позволяет снизить стоимость приборов, поскольку63
в таких "аддитивных” процессах потери материала меньше, чем в
"субтрактивных“(при вакуумной металлизации и литографии). Еще од¬
но преимущество электроосадцения и трафаретной печати, также при¬
водящее к снижению стоимости приборов, заключается в простоте обо¬
рудования и возможности использования дешевых металлов, таких как
медь и никель. Как правило, вакуумное испарение является периоди¬
ческим процессом, тогда как электролитическое осаждение и трафа¬
ретная печать могут проводиться непрерывно и,следовательно, легко
поддаются автоматизации.Проблема металлических контактов с полупроводниками очень
важна и исследуется в течение многих лет. Требования, предъявляе¬
мые к металлизации, определяются стоимостью и назначением приборов,
а поскольку они очень разнообразны, то ни один металл,
ш даже никакая одна комбинация металлов не могут удовлетворять
всем этим требованиям. Некоторые требования к системе металлизации
определяются назначением контактов (т.е. тем, какой требуется
контакт-омический или типа Шоттки, который образует барьер с по¬
лупроводнике»*), потребляемой мощностью, плотностью упаковки схе¬
мы (т.е. шириной линий), глубиной р-п,-перехода, методом подсо¬
единения внешних электрических вводов, а также, что самое глав¬
ное, высокой надежностью (большим временем наработки на отказ).Для изготовления контактов к кремнию используются самые раз¬
нообразные металлы и их комбинации. Выбор металла или неметал¬
лов, как правило, определяется несколькими факторами, наиболее
важными из которых являются способность к образованию омических
контактов и высокая электропроводность. Кроме того, имеют значе¬
ние характер взаимодействия между металлом и кремнием, а также
коэффициент диффузии металла в кремнии.Для изготовления контактов к кремнию чаще всего использует¬
ся алюминий [93] . Он обладает высокой электропроводностью^ его
можно получать вакуумным осаждением с использованием резистивного
или электронно-лучевого нагрева. Кремний растворяется в алюминии,
в результате образуются очень хорошие омические контакты. Однако
в структурах с неглубокими p-y\-переходами имеется тенденция к
проникновению алюминия в область перехода, что вызывает деграда¬
цию последнего. Эта проблема разрешается путем осаждения пленок
сплава кремния, насыщенного алюминием. При этом подавляется дальней¬
шее растворение кремния в пленке алюминия и одновременно про¬
никновение алюминия в кремний [94] . Достаточно эффективно пре¬
пятствуют проникновению алюминия в кремний также диффузионные
барьеры. Как правило, диффузионный барьер создается путем осажде¬
ния так называемого "барьерного" металла, который при термичес-64
кой обработке взаимодействует с кремнием с образованием силицида.
Толщина силицидного слоя не должна быть большой. В принципе жела¬
тельно, чтобы барьерный металл имел низкий коэффициент диффузии
в кремнии; если это не так, то слой силицида должен препятство¬
вать проникновению металла в кремний. Наиболее часто в качествебарьерного металла используется платина, которая при соответству-щей термической обработке образует Р t Гн • Слой силицида пла¬
тины покрывается каким-либо еще барьерным металлом, например TL,W , Мо или Pol , а сверху наносится слой проводника, например
алюминия. В интегральных схемах обычно используются трехслойные
композиции. Помимо названных при металлизации используются так¬
же и другие металлы (Hi > C't и т.д.).Hi,Pol и Ct образуют сили¬
циды с кремнием, тогда как Мо обеспечивает достаточно прочное
сцепление с кремнием и двуокисью кремния.При производстве и эксплуатации приборов большое значение
имеют соображения надежности и качества. Когда требуется малая
шриналиний металлизации, одной из основных проблем становится
качество покрытия ступеней. Этот вопрос уже упоминался при об-
суэдении селективного травления диэлектрика. Основной причиной
недостаточно хорошего покрытия, которое может приводить к обрыву
проводящих линий, является вертикальный или реверсный профиль ступени.
Для улучшения качества покрытия ступеней пользуются следующими
приемами: испарение или напыление металла проводится на нагретых
подложках, что увеличивает подвижность атомов металла на поверх¬
ности пластины; применяется вращение пластин в процессе осаж¬
дения металла; к пластинам прикладывается разность потенциалов.Однако наиболее удобным и практичным оказалось использование нак¬
лонных профилей слоя окисла (см. выше). Проблема качества покры¬
тия может приобрести еще большее значение, поскольку ширина ме¬
таллических линий уменьшается до субмикронных размеров.Надежность межсоединений при эксплуатации может ухудшаться
в связи со следующими явлениями: 5) изменением структуры металли¬
ческой пленки в результате многократного переключения больших
токов или термоциклирования [95] ; 2) разрывом внутренних соеди¬
нений под действием электромиграции [96, 97]; 3) коррозией метал¬
лических пленок. Из трех факторов первые два тесно связаны с фи¬
зическими и химическими свойствами пленки, тогда как вероятность
коррозии зависит от герметичности корпуса, в котором помещается
прибор.В тех случаях, когда пленка подвергается многократному воз¬
действию пульсаций больших токов, может происходить изменение ее
структуры. Типичными примерами таких приборов могут служить мощ-655-493
ныв ВЧ-или СВЧ-транзисторы. При продолжительной работе изменя¬
ется толщина пленки, часто наблюдаются рост бугорков и образова¬
ние отдельных выступов. Эти выступы, или "выросты", могут об¬
разовать перемычку между двумя проводниками и вызвать короткое
замыкание. Для объяснения подобных явлений выдвигались различ¬
ные теории, в частности различие коэффициентов термического рас¬
ширения металлической пленки и расположенного под ней материала,
т.е. кремния или его двуокиси {95^ . Для подавления роста бугор¬
ков при циклическом колебании мощности или температуры поверх
металла иногда наносят слой диэлектрика; применяется также моди¬
фицирование механических свойств тонких пленок путем соответству¬
ющего легирования [98j| .Во многих полупроводниковых приборах частой причиной отка¬
зов является перенос материала проводника под действием больших
токов за счет так называемой электромиграции, которая возникает
вследствие обмена моментом количества движения между движущимися
электронами проводимости (или дырками) и атомами металла провод¬
ника. Этот процесс аналогичен термической диффузии с дополнитель¬
ной .движущей силой в виде "электронного ветра", который способ¬
ствует смещению атомов из их устойчивого положения (в "седловых"
точках решетки) в соседние свободные узлы решетки. Скорость дви¬
жения атомов под действием тока зависит от температуры и силы
"электронного ветра", т.е. от плотности тока. Скорость миграции
атомов связана с плотностью тока следующим соотношением [97] :(2.20где - плотность тока; j> - удельное сопротивление проводника;
2*6 - эффективный заряд мигрирующего атогла;- коэффициент диффузии; Q - энергия активации диффузии; к - пос¬
тоянная Больщана; Т - температура проводника. Наличие ненуле¬
вой дивергенции потока атомов (и противоположно направленного по¬
тока вакансий) приводит к образованию пустот в проводнике. На от¬
казы приборов из-за электромиграции сильно влияют градиенты тем¬
пературы и стуктурная неоднородность пленки; большой разброс ве¬
личины зерна, характер распределения "тройных точек" на стыках
границ зерен, а также наличие выделений вторых фаз также вызыва¬
ют образование пустот. Среднее время безотказной работы провод¬
ника (средняя наработка до отказа, СБДО), подвергающегося дейст¬
вию больших токов, связано с температурой и плотностью тока следу-66
учтртм выражением t(Z.ZZ)где А - параметр, зависящий от геометрии образца; J - плотность
тока; ft- - показатель степени; Q - энергия активации.Оказалось, что проводящие линии из алюминия особенно под¬
вержены отказам вследствие электромиграции. Для золотых пленок
средняя наработка до отказа значительно вше, чем для алюминие¬
вых. Устойчивость алюминиевых пленок к электромиграции можно по¬
высить различными способами. Поскольку электромиграция в тонких
пленках протекает главным образом путем диффузии по границам зе¬
рен, а не в объеме материала, благоприятно сказывается увеличе¬
ние размера зерна [99]. Положительный эффект дает также осаждение
на поверхности металла стеклянных пленок. СВДО алюминиевых пленок
повышается также при легировании алюминия некоторыми металлами,
например, медью или магнием flOO] . Считается, что- выпадение на
границах зерен второй фазы, например ДI См, . блокирует
диффузию по границам зерен и увеличивает таким образом время
жизни проводника.В больших и сверхбольших интегральных схемах дои увеличения
плотности упаковки элементов в схеме часто используются много¬
уровневые системы металлизации; при этом слои металлических пленок,
которые служат дои соединения различных областей интегральной схе¬
мы, разделяются изолирующими слоями. Используются,в частности,
следующие сочетания металл-изолятор: AS/St02/,AC [401] , АР/А?г0./АС
[102], Mo " Au, - Mo/StO.,/ ho - Au [ •103]. Важными компонен¬
тами такой многоуровневой системы являются "переходы” (Ciosso'/e’is),
т.е. места, где выводы верхнего слоя пересекают выводы нижнего,
но отделены от них слоем изолятора, и "межуровневые соединения”(VIQ.S ), т.е. контакты между слоями металла через слой изоля¬
тора. Одной из ключевых проблем изготовления многоуровневых сис¬
тем металлизации является рост бугорков в нижнем слое металла,
которые могут приводить к короткому замыканию между слоями, обус¬
ловленному либо неполным покрытием изолирующей пленкой, либо ее
повреждением в процессе изготовления или эксплуатации схемы. Для
получения надежных многоуровневых систем следует также принимать
во внимание вопросы качества покрытия в местах резкого изменения
рельефа. Показано, что почти плоскую поверхность, удобную дляб?
последующего осаждения пленки металла, обеспечивает анодирование
исходного слоя алюминия. Рост бугорков в процессе производства
и эксплуатации приборов подавляет добавление к алюминию 1-3^
меди. Для формирования плотных изолирующих слоев на алюминии по¬
мимо А! 2^з можно также использовать пленки St0^ , получаемые
химическим осаддением из газовой фазы с использованием плазмы
[104] .Металлические контакты к солнечным батареям должны удовлет¬
ворять другой системе критериев. Поскольку при крупномасштабном
использовании кремниевых фотовольтаических приборов в наземных
условиях огромное значение приобретает стоимость приборов, в дан¬
ном случае используются совершенно другие методы металлизации.Как уже упоминалось ранее, "субтрактивные" методы, подобные вакуум¬
ному осаддению в сочетании с литографией, неэффективны с точки
зрения производства дешевых солнечных элементов. Кроме того,
"периодические” процессы, такие как напыление или испарение, не
обеспечивают большой производительности и, следовательно, не
экономичны*'.Наиболее подходящими для металлизации солнечных батарей явля¬
ются методы электролитического осаждения и трафаретной печати.Паста для трафаретной печати содержит, как правило, следующие ком¬
поненты: I) тонко измельченный металлический порошок, например
серебро; 2) мелкий стеклянный порошок (фрит), который обеспечи¬
вает хорошую адгезию пасты или пленки к полупроводнику и являет¬
ся связкой для частиц металла,и 3) какое-либо органическое соеди¬
нение (биндер), придающее пасте необходимые реологические свойст¬
ва. Паста наносится на поверхность прибора путем продавливания
через отверстия сетчатого трафарета из нержавеющей стали или
пластмассы, рисунок которого соответствует конфигурации изготов¬
ляемого контакта. После нанесения пасты структуру подсушивают при
невысокой температуре (Я25-150оС), чтобы удалить из отпечатка
биндер и другие органические вещества. Затем паста обжигается
при температуре выше 800°С. При обжиге выгорают все остатки орга¬
нических веществ и плавится стеклянный фрит, чем обеспечиваются
прочная связь между металлом и полупроводником, а также спекание^ В принципе, конечно, процессы вакуумного напыления и ис¬
парения можно сделать непрерывными при условиия разработки осо¬
бых установок с вакуумными шлюзами, чтобы пластины могли непре¬
рывно поступать из области с атмосферным давлением в вакуумную
систему и извлекаться из нее после окончания процесса. Однако
неизбежные при вакуумировании большие потери металла все равно
не позволят снизить стоимость производства до желаемого уровня.68
я уплотнение пленки. При проведении металлизации по этому методу
возникают некоторые трудности, связанные, в частности, с воспроиз¬
водимостью свойств омических контактов и тенденцией к шунтированию
неглубоких переходов. Кроме того, этим методом трудно получать
воспроизводимо линии шириной менее 100 мкм; правда, такие линии
требуются только для солнечных элементов, работающих под воздей¬
ствием концентрированного солнечного света.Для металлизации путем электролитического осаадения обычно
используются металлы, дающие силициды, например палладий или ни¬
кель; поверх пленки силицида наносится тонкая пленка никеля или
меди. Электроосажцение проводится после нанесения соответствующей
маски, в которой окна желаемого рисунка металлизации формируются
с помощью методов фотолитографии и избираемого травления или плаз¬
менным травлением через металлический шаблон. Метод электролити¬
ческого осаждения позволяет создавать металлические контакты
одновременно на обеих сторонах солнечной батареи.Для изготовления первичных омических контактов к кремнию
наиболее привлекательным является никель благодаря его доволь¬
но низкой стоимости и способности легко образовывать силициды с
кремнием. Никель дает три силицида: Nl ,Sl (в интервале темпера¬
тур 200-350°С), IVlSi (350-750°С) и }li5i2(при температуре выше
750°С) [Юб ] . Типичными растворами для электрохимического осажде¬
ния никеля методом замещения или погружения являются основные
растворы (с высокими pH); в качествевосстанавливающего агента ис¬
пользуется гипофосфит натрия. Оказалось, что в таких гипофосфитных
ваннах происходит образование промежуточного слоя Sl02 между нике¬
лем и кремнием, так что для проникновения никеля через этот слой
и образования силицида требуется высокотемпературный нагрев
(обычно > 400°С). Однако подобный нагрев приводит к диффузии ни¬
келя в область р-К-перехода и (поскольку в солнечных элементах,
как правило, используются мелкие переходы) к ухудшению характерис¬
тик прибора, поэтому применение для металлизации обычных процес¬
сов электрохимическими осаадения Nt при изготовлении солнечных
батарей не увенчалось успехом. Необходим такой метод, который поз¬
волил бы избежать образования промежуточного окисного слоя и тем
самым проводить низкотемпературную агломерацию ( < 400°С)
осазденного слоя с образованием низкотемпературной фазы M2St.Было показано, что для формирования силицидного слоя с не¬
значительным проникновением в кремний можно использовать палла-
дий(10б]. Pet 251 образуется при низких температурах ( ~ 200°С)
и очень стабилен. Разработана система металлизации, состоящая из
Pet г Si, Pci , Ait и припоя, которая оказалась весьма69
эффективной для приборов с мелкими переходами. При оценке эффек¬
тивности этой системы важное значение имеет стоимость палладия.Техника металлизации непрерывно развивается, причем в двух
диаметрально противоположных направлениях. Непрерывно возрастаю¬
щая сложность интегральных схем требует уменьшения ширины линий,
усложнения структуры и повышения надежности системы металли¬
зации. С другой стороны, для производства в больших количествах
дешевых солнечных батарей необходима дешевая технология металлиг-
зации с точки зрения как используемых материалов, так и методов
создания контактов. И проблема в данном случае заключается не в
уменьшении ширины линий (в солнечных элементах она колеблется в
пределах 50 - 200 мкм в отличие от субмикронннх размеров в тех¬
нологии сверхбольших интегральных схем), а в создании деше¬
вых контактов к мелким р-п -переходам и в необходимости обеспече¬
ния их высокой надежности, так как солнечные батареи рассчитаны
на срок службы до 20 лет и более.2.8. Последовательность изготовления приборовМы рассмотрели отдельные процессы, используемые при изготовлении
различных приборов и интегральных схем. На практике при изготов¬
лении даже самого простого прибора, как правило, используется
несколько таких последовательных или параллельных процессов.В качестве иллюстрации рассмотрим технологическую цепочку про¬
изводства некоторых приборов и схем.2.8.1. Биполярные транзисторыРабочие характеристики транзисторов будут детально рассмот¬
рены в гл. 5. На рис. 2.16 представлена схема изготовления
простого планарного биполярного транзистора. Производство начи¬
нается с выращивания соответствущим образом легированных моно¬
кристаллов кремния из поликристаллического материала высокой чис¬
тоты. Затем кристаллы с помощью резки, травления и полировки прев¬
ращают в пластины требуемой толщины. Полированные пластины подвер¬
гают окислению, и с помощью методов фотолитографии в слое окис¬
ла вытравливают окна определенных размеров. Далее через эти окна
проводится диффузия легирующей примеси (противоположного по срав¬
нению с подложкой типа), обычно в две стадии и, как правило, при
различных температурах и в течение разного времени. В процессе
диффузии (на рис. 2Л6 это диффузия бора в кремний, легированный70
Рис. 2.16. Последовательность операций при изготовлении
обычных биполярных транзисторов.фосфором) на поверхности легированной бором области образуется
тонкая пленка так называемого "диффузионного окисла", поскольку диф¬
фузия проводится, как правило,в окисляющей атмосфере. Эту пленку
избирательно стравливают с помощью фотолитографии так, чтобы
образовались окна чуть меньшего размера, через которые проводится
Диффузия фосфора (опять-таки в две стадии). В результате полу¬
чается структура такого типа: слой ll-типа заключен в р - область,
которая в свою очередь окружена материалом а-типа. Это - транзис-71ВыращиваниекристаллаОбточка и резкаОтполированные и
протравленные пластиныУФ“ лучиФотошаблонОкисление кремние¬
вой пластиныНанесениефоторезистаЭкспонированиефоторезистатравление „диффу¬
зионного" окислаУдаление резиста
и диффузия бораПроявление резиста и
травление окислаМеталли¬ческаяпленкаДиффузияфосфораизбирательное трав¬
ление окисла для
вскрытия окон под
контакты к эмитте¬
рам и базамИзготовление металли¬
ческих контактов
определенной
конфигурацииСкрайбирование и раз¬
деление пластины на отдель¬
ные приборыКристаллАлмазный круг
(с внутренней
режущей кромкой
тор ft-p-rv-типа; верхняя И- область служит эмиттером прибора, сред¬
няя часть (р - область) является базой, а нижняя 1\-область (в
данном случае исходная пластина) представляет собой коллектор.При изготовлении комплементарного прибора, т.е. прибора со струк¬
турой Р-п.-р, исходят из кристалла р - типа, проводя затем после¬
довательно диффузию примесей Ц-и р-типов. Эта схема показывает,
что изготовление даже самого простого транзистора связано с про¬
ведением нескольких механических, термических и диффузионных опе¬
раций, каждая из которых влияет на качество кристалла (плотность,
морфологию, распределение и электрическую активность образующих¬
ся в нем кристаллографических дефектов).2.8.2. Интегральные схемыНа рис. 2.17 и 2.18 приведена последовательность операций,
используемых при изготовлении типичных биполярных и МОП (металл-
окисел-полупроводник) интегральных схем; из них видно, что тех¬
нологическая цепочка состоит из большого числа операций. Началь¬
ной стадией при изготовлении типичной биполярной интегральной
схемы (рис. 2Л7) является создание подколлекторного "скрытого слоя". +	7)П, -типа- ' в подложке p-типа с образованием р-перехода. Дяя это¬
го сначала проводят термическое окисление подложки; в слое окисла
с помощью фотолитографии с последующим травлением формируют ок¬
на, в которые проводят диффузию примеси -типа. Затем слой окис¬
ла (как термического, так и образовавшегося в процессе диффузии
при формировании Н -областей) удаляют с поверхности путем раст¬
ворения его в плавиковой кислоте, которьл не взаимодействует с
кремнием. На поверхность кремния с островками материала И -типа
осавдают теперь эпитаксиальную пленку толщиной примерно 2-5 мкм,
легированную примесью п.-типа. После эпитаксии поверхность (эпитак¬
сиальной пленки) окисляют и вытравливают в окисной пленке нужный
рисунок (рис. 2.17). Далее в области пластины, не закрытые слоем
окисла, проводится диффузия бора таким образом, чтобы атомы бора
проникали через эпитаксиальную иленку П-типа и достигали подлож-^ Знак <<+>> или <£-» , используемый в качестве верхнего
индекса, означает высокую или низкую концентрацию примеси:
указывает на сильное легирование примесью п. -типа до концентра¬
ции, близкой к пределу растворимости данной примеси в кремши (ве¬
личина удельного сопротивления кремния при этом очень мала). Нао¬
борот, П~ указывает на очень слабое легирование и, следова¬
тельно, высокое удельное сопротивление.72
ОкиселОкисление поверхности
кремнияЭпитакси -
альная
пленкавытравливание окон в
окисле и формирование
л+- областей диффузией
примесиСтравливание окисла и
наращивание эпитак¬
сиального слоя п-типаОкисление эпитаксиаль¬
ного слояВытравливание окон в
окисле и „ изолирующая
диффузия “ бора через
зпитаксиальный слойВытравливание окон в
окисле над „скрытыми"
областями л + -типа и
диффузия бораВскрытие окон меньшего
размера в областях
диффузии бора и
диффузия фосфораИзолирующие области р-типа„ Скрытый" слой
ПодлоккаРис, 2.£7. Последовательность основных операций при изго¬
товлении биполярных интегральных схем (операции фотолитографии
на отдельных этапах процесса не показаны).ки исходного материала p-типа. Эта так называемая изолирующая
диффузия приводит к тому, что области lt-типа над скрытым слоем
п*-типа оказываются окруженными р-*г-переходами. Такой способ
изоляции посредством р-а-перехода 'является основным способом
электрической изоляции активных элементов (диодов и транзисторов)^ Более подробно он рассматривается в гл. 5.73
Формирование слоя нитрида
на поверхности кремнияизбирательное окисление
поверхности по нитридной
маскеПоликремний"Удаление нитрида с
поверхности одного элемента
схемы и дисрсрузия бораОсаждение поликремния на
окисленную пластину и лито¬
графия под затворные
электродыимплантация бора в
первый транзистор и
отлсигИмплантация сросфора
во второй транзистор и
отжигРис. 2.18. Последовательность основных операций при изго¬
товлении интегральных схем на основе комплементарных МОП-струк¬
тур (К-МОП-ИС).при одновременном формировании их в пластине кремния для предот¬
вращения их электрического взаимодействия через материал пластины.
Необходимые электрические контакты при этом осуществляются с по¬
мощью внешних соединений, обычно с помощью тонких металлических
пленок.После проведения изолирующей диффузии в "карманах" Yi -типа,
ограниченных областями p-типа, формируются активные элементы:
последовательной диффузией бора и фосфора создаются транзисторы,
причем каздой операции диффузии предшествует соответствующая
операция литографии. Изготовление интегральной схемы завершается
напылением тонких пленок металла соответствующей конфигурации,
образующих систему внутренних соединений интегральной схемы.На рис. 2Л8 показана схема процесса изготовления типич¬
ной МОП-ИС, в которой для изоляции элементов ИС используется ме¬
тод локального окисления кремния ( £0С05 - процесс)[107], Приведенная на рис. 2.18 последовательность операций отно¬
сится к производству комплементарной интегральной схемы (К-МОП),74
когда на одной и той же подложке создаются транзисторы двух типов
с таиалами п, - и р-тйпов .Для этой цели на поверхность кремния наносят пленку нитрида
кремния, которую получают либо высокотемпературной обработкой
поверхности кремния в азотсодержащей атмосфере, либо химическим
осаждением из газовой фазы. Пленка нитрида подвергается избира¬
тельному травлению, после чего пластину подвергают окислению,
чтобы получить в областях, не покрытых нитридом, толстый слой
двуокиси кремния. Окисел имеет больший объем по сравнению с
самим кремнием , поэтому слой окисла оказывается заглубленным в
пластину кремния, и поверхность раздела кремний-двуокись кремния
находится ниже поверхности раздела кремний-нитрид кремния. Далее
в областях, окруженных толстым слоем окисла, формируются активные
элементы ИС. Для изготовления К-ЮП-ИС (рис. 2.18) диффузия бора
проводится только в одном из#карданов! Затворы прибора формируются
путем окисления поверхности кремния до образования тонкой
(500-700 А) пленки окисла и последующего осаадения сильнолегирован¬
ной пленки поликремния и литографии на этой пленке. Перед
наращиванием слоя окисла на затворе и осаждением поликристалли-
ческой пленки нитридная пленка и слой окисла, образовавшегося при
диффузии бора, удаляются. Области истоков и стоков транзисторов
обоих типов создаются ионной имплантацией примесей tv- и р-ти-
пов в соответствующих областях пластины. За ионной имплан¬
тацией следует отжиг с целью активации атомов легирующей примеси;
цри этом одновременно отжигаются введенные при имплантации де¬
фекты. Завершающей стадией изготовления прибора является метал¬
лизация.Рис.2.16 - 2.18 представляют собой иллюстрацию лишь трех
конкретных случаев изготовления дискретных приборов и интеграль¬
ных схем. Процессы, рассмотренные в данной главе, используются
в более сложных комбинациях и в различных последовательностях
при производстве целого ряда приборов и интегральных схем.^ См. гл. 5.
ГЛАВА 3. ПРОЦЕССЫ ДЕФЕКТ00БРА30ВАНЩ 3 КРЕМНИИВ предыдущих главах обсуждались различные процессы, исполь¬
зуемые при изготовлении приборов и схем из кремния. Изготавлива¬
емые приборы должны удовлетворять определенным требованиям, среди
которых на первом месте стоят заданные электрические характерис¬
тики и низкая стоимость производства. Стоимость производства тес¬
но связана с выходом продукции, отвечающей предъявляемым техни¬
ческим условиям. В свою очередь выход годных приборов и их ха¬
рактеристики непосредственно зависят от чистоты и кристаллографи¬
ческого совершенства исходного материала.Различные термические и механические процессы, которые рас¬
сматривались в гл. 2, могут приводить к появлению дефектов и не¬
желательных примесей в обрабатываемом материале. Кроме того, эти
процессы могут менять природу дефектов. В данной главе дается де¬
тальный анализ причин образования дефектов в кристаллах
кремния и механизмов их развития. Как станет ясно в дальнейшем,
при высоких температурах, типичных для большинства операций техно¬
логического процесса, возникающие кристаллографические дефекты
становятся очень подвижными, поэтому во время обработки материа¬
ла могут меняться их морфология, плотность, распределение и тип.
Даже если для наглядности механизмы формирования опеределен-
ных дефектов на кавдой стадии технологического процесса рассмат¬
ривать отдельно, следует все время помнить, что на каждый про¬
цесс сильное влияние оказывают и предыдущие,и последующие операции.3.£. Выращивание кристалловПервым шагом на пути создания совершенного материала, конеч¬
но, является выращивание соответствующим образом легированного76
монокристалла. В настоящее время теория роста и методы выращивания
кристаллов развиты достаточно хорошо, и на их основе проводятся
широкие исследования физических процессов, обусловливающих появ¬
ление дефектов и нежелательных примесей в кристалле. В данной
главе обсувдаются некоторые детали этих процессов.3.5Л. ДислокацииЗарождение дислокаций при росте кристалла из расплава может
происходить по различным механизмам. Хотя не все эти механизмы
действуют в случае выращивания кристаллов кремния, они здесь бу¬
дут кратко рассмотрены для полноты изложения.Гермомеханические напряжения. Одной из причин возникнове¬
ния дислокаций является наличие переменных градиентов темпера¬
тур. существующих в кристалле во время роста [i-3^. Любое откло¬
нение сГдТ от постоянного градиента температуры на фронте крис¬
таллизации вызывает неоднородное термическое расширение, при¬
водящее к внутренним напряжениям в затвердевающем кристалле и
как следствие к образованию дислокаций. Благодаря возникновению
дислокаций внутренние напряжения в кристалле уменьшаются. Плот¬
ность дислокаций выражается формулой(3.1)коэффициент термического рас¬
ширения, & - период решетки.Известны три причины, обусловливающие колебания аксиального
и радиального градиентов температуры в растущем цилиндрическом
кристалле, а именно : 1) радиальные тепловые потери; 2) ненуле¬
вая скорость роста кристалла; 3) вращение кристалла вокруг своей
оси. Изменение градиента температуры вследствие радиальных тепло¬
вых потерь легко объяснить: при вращении и поступательном движе¬
нии растущего кристалла температура в каждой его точке меняется
со временем. Каждый элемент объема растущего кристалла будет пе¬
реносить тепло вверх и изменять аксиальный градиент темпера¬
туры, который имеет место в случае стационарной системы. Выраже¬
ние для температурного распределения содержит первую производную
3 Т / 3 2 9 постоянную для неподвижного кристалла, а также
вторую производную 3 гТ/ 3 2 , отличную от нуля для растущегокристалла. Кроме того, при вращении кристалла появляются измене-77
ния температурного градиента, зависящие от времени. Вращение
используется для того, чтобы,во-первых, за счет перемешивания
расплава получить возможно более однородно легированный кристалл
и, во-вторых, чтобы получить кристалл цилиндрической формы. Хо¬
тя вращение кристалла помогает свести к минимуму радиальные неод¬
нородности температуры в макроскопическом масштабе, микроскопи¬
ческие флуктуации температуры при этом остаются. Частота этих
температурных колебаний определяется скоростью вращения кристалла.Обычно очень трудно рассчитать фактические напряжения, воз¬
никающие при отклонениях градиента температуры от постоянной ве¬
личины. Однако существование таких отклонений подтверждается
наличием дислокаций в кристалле. Если градиент температуры в крис¬
талле постоянен, термические напряжения не возникают.Другим важным параметром с точки зрения возможности зарож¬
дения дислокаций является скорость охлаждения кристалла от темпе¬
ратур] плавления. Если имеются подходящие источники дислокаций,
быстрое и неравномерное охлаждение кристалла может привести к об¬
разованию большого количества дислокаций. В отсутствие таких ис¬
точников дислокации не образуются, однако в полученном кристал¬
ле будут существовать большие напряжения, которые могут привести
к его разрушению.Конденсация точечных дефектов. Если в растущем кристалле
концентрация собственных точечных дефектов превышает равновесную,
то при охлаждении слитка избыточные точечные дефекты (вакансии
и межузельные атомы) будут объединяться, образуя агломераты. В
тех случаях, когда это энергетически выгодно, происходит их
перестройка с образованием дислокационных петель в плотноупайо-
ванных плоскостях [з-5] . Эти дислокационные петли могут расти
или уменьшаться в зависимости от таких параметров, как концентра¬
ция точечных дефектов в кристалле, размер первоначальной петли,
температура, скорость охлаждения слитка и наличие других стоков
для собственных точечных дефектов. Поскольку указанные выше па¬
раметры важны также и при обсуждении динамики дефектов в других
процессах, этот вопрос будет подробно рассмотрен в разд. 3.3.Сегрегация примесей. Предполагается, что если кристаллы
содержат примеси (либо специально вводимые, так называемые леги¬
рующие примеси, либо неконтролируемые), микроскопическая неодно¬
родность в распределении этих примесей обусловливает локальные78
изменения параметра решетки кристалла, приводящие к образованию
дислокаций [б, 7] . Согласно теории Бартона - Кабрер* - Франка
[^предполагается, что рост кристалла происходит путем ступен¬
чатого наращивания слоев, имеющих толщину порядка атомных раз¬
меров. Эта теория проверялась в ряде наблюдений за ростом кристал¬
лов [9 - 12\ . Оказалось, что,действительно, в общем случае фронт
кристаллизации - это не ровная плоскость , продвигающаяся перпен¬
дикулярно самой себе, а поверхность, состоящая из ступенек, и
рост затвердевающего кристалла происходит путем тангенциального
.движения этих ступеней.В работе [б J сделано предположение, что на ребрах движущих¬
ся ступеней происходит сегрегация растворенного компонента, при
этом концентрация оттесненной примеси меняется по высоте ступени.
При толщине ступени порядка нескольких атомных размеров градиент
концентрации по высоте ступени будет очень большим, что может
привести к значительному изменению параметра решетки в пределах
от верхней грани ступени до нижней. Эта разница в параметре
решетки будет компенсироваться введением или удалением атомных
экстраполуплоскостей, т.е. образованием дислокаций. Схема такого
механизма формирования дислокаций представлена на рис. З.Я.Рис. 3.1. Зарождение дисло¬
каций вследствие сегрегации при¬
меси на ступеньках СбЗ .1 - грань ступеньки; 2 - край
ступеньки; J3. - дислокации.Другим следствием этой теории является возникновение ячеис¬
той структуры в материалах с относительно высоким содержанием при¬
месей, а также форшрование дислокаций по границам этих столб¬
чатых "ячеек". Однако в подавляющем большинстве случаев такие
сильные эффекты не наблюдаются при выращивании кристаллов крем¬
ния по методу Чохральского или зонной плавки.Тем не менее и в кристаллах кремния примеси играют очень
важную роль. Обычно невозможно вырастить бездислокационные крис¬
таллы кремния, если концентрация легирующей примеси близка к
пределу растворимости (например, более I020 см-^ в случае фосфо¬
ра). Поэтому в кристаллах с очень низким сопротивлением (~ 0,001
Ом*см) плотность дислокаций обычно оказывается относительно вы¬
сокой (Я О - 10 см ).79
Особенно интересно рассмотреть влияние, которое оказывает
на кристаллографическое совершенство кремния углерод. Известно,
что при концентрации углерода £0*® - ЯО*® см кристалл стано¬
вится несовершенным [13] . Если концентрация углерода мала, об¬
разуется твердый раствор углерода в кремнии, а при высоком
содержании углерода происходит образование JS_SlC в виде выделений
второй фазы. В таком случае между преципитатами Si С и кремни¬
ем существует некогерентная граница, что приводит к образованию
дислокаций в матрице. Однако для появления дислокаций не обяза¬
тельно образование частиц Si С, поскольку для этого оказывается
достаточной высокая концентрация углерода сама по себе.Плотность и распределение дислокаций, образовавшихся во вре¬
мя роста, не остаются неизменными в процессе охлаждения кристал¬
ла от температуры плавления. Это связано с тем, что дислокации
в кремнии достаточно подвижны вплоть до температур порядка 800-
900°С, поэтому часто в кристаллах во время охлаждения возникает
субструктура, которая состоит из рядов дислокаций, образующих
малоутловые межзеренные границы с разориентацией зерен от нес¬
кольких минут до нескольких градусов. Такие ряды часто называют
"биографическими" структурами ( lineage structures) [5, 14J.
Типичный пример такой структуры, наблюдаемой в кремнии, представ¬
лен на рис. 3.2.Хотя дислокации относятся к очень важным дефектам в кремнии,
современная технология роста кристаллов достигла уровня, при ко¬
тором большинство механизмов, описанных выше, при выращивании
кристаллов обычными методами Чохральского или зонной плавки не
действуют: в таких кристаллах редко возникают большие термические
напряжения вследствие высокой точности регулировки температур!
в современных установках. Кроме того, термические напряжения,
необходимые для возникновения дислокаций в кремнии, довольно ве¬
ликими при обычных условиях выращивания они не достигаются. Что
касается зарождения дислокаций в результате конденсации точечных
дефектов, то при достаточно малой скорости роста (обычно 1,5 -
2,5 мм/мин) эти дефекты успевают уйти на поверхность или анниги¬
лировать на стоках, поэтому в отсутствие активных центров зарож¬
дения агломерации и прецйпитации точечных дефектов, а также выз¬
ванного этими процессами формирования дислокаций обычно не проис¬
ходит.Естественно, что примеси играют важную роль в сильнолеги¬
рованных кристаллах. Однако подавляющее большинство кристаллов
легируется умеренно (до удельных сопротивлений Я-10 Ом* см), и по
существу образование дислокаций вследствие сильного легирования80
Рис. 3.2. "Би¬
ографическая"
дислокационная
структура в крем¬
нии.816-493
наблюдается относительно редко. Положение может измениться, ес¬
ли кроме легирующих примесей в кристалле есть другие примеси.В частности, заметную роль в формировании дислокаций играют быстро-
диффуцдирующие примеси; этот вопрос будет обсуждаться в следую¬
щем разделе данной главы.Выращивание кристаллов кремния, не содержащих высокой плот¬
ности легко наблюдаемых дислокаций,является в настоящее время
обычным явлением. Подчеркнем здесь слова "легко наблюдаемых".
Существующие макроскопические методы наблюдения, например изби¬
рательное травление в сочетании с оптической микроскопией, рент¬
геновская дифракция и т.д., свидетельствуют, что длинные ряды и
плотные "клубки" дислокаций, характерные для многих металлов,
действительно, редко наблюдаются в обычных высококачественных
кристаллах кремния. Однако в таких "бездислокационных" кристал¬
лах были обнаружены очень маленькие .дислокационные петли; причи¬
ны их образования и другие связанные с ними вопросы мы обсудим
в следующем разделе этой главы.З.Я.2. МикродефектыПри росте кристаллов кремния с очень низкой плотностью дис¬
локаций возникает новый тип дефектов, которые, вероятно, характер¬
ны исключительно для полупроводниковых кристаллов и в настоящее
время интенсивно исследуются. Эти дефекты можно наблюдать, напри¬
мер, с помощью избирательного травления; из-за малого размера их
называют микродефектами. Картина распределениия микродефектов
в поперечном сечении кристалла обычно имеет вид спирали, поэтому
ее обычно называют свирл-картиной^ |jI5-I8^. Свирл-картина обна¬
руживается и в кристаллах, выращенных по методу Чохральского, и
в кристаллах зонной плавки независимо от их кристаллографичес¬
кой ориентации • На рис. 3.3 представлено свирл-распреде-
ление микродефектов в кристаллах, выращенных по методу Чохраль¬
ского и зонной плавки.Впервые такие дефекты наблюдались при избирательном травле¬
нии пластин бездислокационного кремния. В них обнаружены дефек¬
ты, отличающиеся от .дислокаций, дефектов упаковки, .двойников,
преципитатов и межз,еренных границ; они давали фигуры травления,
названные "некристаллографическими ямками травления". На рис. 3.4"Свирл" (Swlt£ ) по-английски означает "воронка, вихрь,
спираль, водоворот". - Прим. ред.
Рис. 3.3. Поверхность
пластин кремния после
избирательного травле¬
ния Г19] .а_ - кристалл, выращен¬
ный по методу Чохраль¬
ского в направлении4100>;
б_ - кристалл, выращенный
по методу зонной плавки
в направлении <1Н>; в
обоих случаях видно не¬
однородное распределение
микродефектов (свирл-
картина;.показаны ямки травления, соответствующие микродефектам, которые
образуют свирл -картину. Это микрофотографии той же пластины,
что показана на рис. 3.3, но с большим увеличением. Такье ямки
травления часто распределяются по сечению кристалла полосами.
Многие ямки перекрываются, а их размеры колеблются в широких пре-
делах.Это позволяет предполагать, что дефекты распределены по
всему объему кристалла.Рис. 3.5 иллюстрирует различие меаду ямками травления,
обусловленными дислокацией и микродефектом. Дислокационные ямйи
обычно бывают глубокими, остроконечными и ограничены кристаллог-83
Рис. 3.4, "Пустые" ямки травления, соответствующие микро-
дефектам, которые образуют свирл-картину (при двух различных
значениях увеличения) [20].Этот рисунок впервые был представлен на Весеннем собрании Элек¬
трохимического общества 5973 г. в Чикаго, шт. Иллинойс.Рис. 3.5. Микро¬
фотографии ямок трав¬
ления, полученные с
помощью сканирующего
электронного микро¬
скопа и обусловленные
дислокацией (а) и
микродефектом (сО
[203.Этот рисунок впервые
был представлен на
Весеннем собрании
Э лектрохимиче ского
общества 1973 г. в
Чикаго, шт.Иллинойс.84
рафическиш поверхностями ( плотноупакованными плоскостями
"Некристаллографические" ямки, которые называют также "пустыми"
ямками, не имеют определенной ориентации относительно кристал¬
ла или друг друга. Эти ямки имеют плоское дно и, следовательно,
обусловлены вытравливанием локализованных, приблизительно сфери¬
ческих дефектов, отличных от дислокаций, которые являются линей¬
ными дефектами и дают при травлении "глубокие" ямки в местах
своего выхода на поверхность криоталла.На рис. 3.6 приведена рентгеновская топограмма продольного
сечения кристалла, декорированного медью, демонстрирующая распре¬
деление микродефектов в объеме пластины. Исследования показали, '
что картина распределения микродефектов тесно связана с формой
фронта кристаллизации; в продольном сечении дефекты обычно имеют
полосчатое распределение, в поперечном сечении - нруговое или спи¬
ральное, а пространственное их распределение представляет собой
спиральную поверхность, проходящую через весь кристалл [д, 22].В исследованных кристаллах, выращенных по методу Чохральс¬
кого или зонной плавки, с помощью рентгеновской топографии и из¬
бирательного травления были идентифицированы .два типа микродефекг-
тов, отличающихся по размеру и концентрации. Микродефекты боль¬
шего размера, названные A-дефектами [ю] , располагаются глав¬
ным образом в областях, удаленных от поверхности кристалла и отРис. 3.6. Рентгеновская топограмма продольного сечения де¬
корированного медью кристалла, полученного по методу Чохральско¬
го, которая иллюстрирует полосчатое распределение микродефектов
[23].Этот рисунок впервые был представлен на Весеннем собрании Элек¬
трохимического общества 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсильвания.85
краев пластин, вырезанных из кристалла. Микродефекты меньшего
размера (3-дефекты) наблюдаются во всем объеме кристалла вплоть
до самой его боковой поверхности. На рис. 3.7 показано распре¬
деление свирл-дефектов этих .двух типов в продольном сечении крис¬
таллов при большом увеличении. На рис. 3.8 представлена картина
распределения декорированных микродефектов в поперечном сечении
кристалла, выращенного в аргоне. Видно, что концентрация микро¬
дефектов минимальна в центре и, как отмечалось выше, А-дефекты
отсутствуют у краев пластины.По поводу природы микродефектов и механизмов их образования
в литературе имеются противоречивые мнения. Длд объяснения явле¬
ний, связанных с возникновением микродефектов в кремнии, предла¬
гаются две основные модели, которые мы обсудим в следующих разде¬
лах главы.Образование вакансионно-кислородных комплексов. В отсутст¬
вие большой плотности дислокаций быстрое охлаждение кристалла от
температуры плавления будет приводить к закалке избыточных точеч¬
ных дефектов и, следовательно, к пересыщению кристалла по этим
дефектам. Согласно работе [25], верхний предел равновесной кон¬
центрации вакансий в кремнии составляет 9-10^ см”3, а нижний -
порядка 2,2*10*3 см"3. Вакансии в кремнии имеют довольно низкую
величину энергии миграции.Коэффициент диффузии вакансий Dv дается выражением(1.2)где $ - геометрический фактор; (I - длина элементарного скач¬
ка; ^ - частота скачков; Е у - энергия миграции вакансии.Подставляя соответствующие величины ' этих параметров, по¬
лучаем в точке плавления величины Dv- = *,4*Ю"® см2/с для
однозарядной вакансии и D г«, = 4,1*10"® см2/с для двухзарядной
вакансии [26, 27]. Вследствие низкой величины энергии миграции
вакансии коэффициент диффузии почти не зависит от температуры.
Уменьшение концентрации вакансий во время роста кристалла проис¬
ходит очень медленно, еслп используются обычные скорости роста
I мм/мин). Избыточные вакансии стремятся к объединению в
кластеры, и эти кластеры по предположению являются теми пер-^ 9 = 1/8 для кубической решетки типа алмаза;^ = 2•10^ с”*
CL * 2,35-iO"8 см; Е" = 0,33 эВ для однозарядной вакансии; EIJ- *= 0,8 эВ для двухэарядкой отрицательной вакансии.86
Рис. 3.7. Рентгеновские топограммы продольных сечений деко¬
рированных медью щшсталлов кремния, выращенных методами бести¬
гельной зонной плавки (вверху) и Чохральского ( внизу) [23] .Топограммы показывают распределение микродефектов у боковой по¬
верхности кристаллов. Видно, что большие дефекты (1-типа) не до¬
ходят до края кристалла, а маленькие (В-тида) доходят до самой
поверхности.Этот рисунок впервые был представлен на Весеннем собрании Элек¬
трохимического общества -1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсильвания.
Рис. 3.8. Микрофотография поперечного сечения кристалла,
выращенного по методу зонной плавки, после избирательного трав¬
ления, которая иллюстрирует распределение микродефектов.A-дефекты отсутствуют на периферии; в центре пластины плотность
дефектов наименьшая.вичными, элементарными дефектами, на основе которых впослед¬
ствии возникают микродефекты.В первоначальной модели, выдвинутой в работах [l7, 18, 22] ,
предполагалось, что образование свирл-дефектов происходит путем
агломерации избыточных вакансий с атомами кислорода. Согласно
модели,при охлаждении кристалла сначала образуются различные
комплексы вакансия - кислород. Некоторые их них вырастают до
достаточно больших размеров и начинают действовать как центры
конденсации дополнительного количества вакансий. В своей моде¬
ли Де Кок исходил из того факта, что в кремнии, облученном элект¬
ронами, легко образуются комплексы из атомов кислорода и вакан¬
сий [27] . Одновременное существование кластеров большего и
меньшего размеров(А- и В-кластеров соответственно) объясняется
на основе этой модели тем, что существуют только два типа ваканси-
онно-кислородных комплексов, способных служить центрами кон¬
денсации избыточных вакансий. A-дефекты формируются в результате
конденсации вакансий при температурах ниже некоторой критической
температуры Тс, при которой концентрация вакансий еще достаточ¬
но велика. В-дефекты образуются при более высоких температурах
и имеют меньший размер, что обусловлено их большей концентра-88
цией. Хотя распределение избыточных вакансий в охлаждающемся
кристалле должно быть однородным, распределение микродефектов,и
в частности A-дефектов, как было обнаружено, является неодно¬
родным и периодически изменяется вдоль кристалла. Де Кок связал
это с тем, что неравномерно распределен в кристалле кислород,
имеющий коэффициент распределения к = 0,5 [28]; его концентрация
периодически изменяется вдоль слитка и довольно сильно колеблет¬
ся в радиальных направлениях. Величина этих колебаний концентра¬
ции кислорода зависит от изменения скорости роста при вращении
кристалла1'. Число ваканоионно-кислородных комплексов пропорцио¬
нально концентрации кислорода,и их распределение будет отражать осо¬
бенности распределения кислорода в кремнии. Колебания концентрации
микродефектов, имеющих полосчатое распределение,могут быть очень
сильными, причем в промежутках между отдельными полосами микро¬
дефектов их концентрация падает до нуля. В-дефекты в отличие от
A-дефектов не дают ярко выраженной полосчатой картины, и это
объясняется тем, что определенная часть В-дефектов начинает фор¬
мироваться при температурах выше критической температуры Тс об¬
разования А-дефектов.Приповерхностные области кристалла (периметр пластины) либо
полностью свободны от микродефектов, либо содержат микродефек¬
ты в меньшем количестве пр сравнению с внутренней частью крис¬
талла, так как поверхность является эффективным стоком для вакан¬
сий (а также для межузелышх атомов и примесей). Кроме того, по¬
верхность кристалла охлаждается быстрее, чем объем, поэтому ва¬
кансии не успевают сконденсироваться и образовать микродефекты.
Установлено также [29] , что и концентрация кислорода на поверх¬
ности кристалла ниже, чем в объеме, вследствие испарения кис¬
лорода с поверхности в виде 5с0. На рис. 3.9 представлено влия¬
ние дислокаций на образование микродефектов. Из него видно, что
в окрестности дислокаций (на фотографии - темные ямки травления)
микродефекты почти полностью отсутствуют, но в большом количест¬
ве образуются в областях, где дислокаций нет.Образование комплексов межузельный атом - примесь. В насто¬
ящее время доказано, что эта ранняя модель [18, 591 , основан-
ная на предположении об объединении вакансий и атомов кислорода,
в основном неверна. Обнаружено, что большинство кристаллографи-^ Вопросы распределения примесей во время роста кристалла
в зависимости от условии роста рассматриваются в следующем раз¬
деле.89
Рис. 3.9. Влияние дисло¬
каций на распределение мик¬
родефектов.90
ческих дефектов в кремнии относится к дефектам типа внедрения,ИЛИ межуЗеЛЬНОГО типа (extrinsic, or interstitial-based defects),
а не ВаКанСИОННОГО типа (intrinsic, or vacancy-related defects).В частности, как было показано в работах [30-35j , А-дефекты
представляют собой дислокационные петли межузельного типа раз¬
мером цримерно i-З мкм. Эти петли имеют различную, часто слож¬
ную форму (рис. 3.10). "Чистые" дефекты В-типа не удается наблю¬
дать в просвечивающем электронном микроскопе, хотя декорированные
примесями В-дефекты, как сообщалось в работе [ззЗ .представляют
собой очень маленькие петли диаметром 600-800 й (рис. З.И).Межузельная природа дислокационных петель показывает,
что формирование петель связано с наличием избыточных собствен¬
ных межузельных атомов кремния или примесных атомов, а не
вакансий. Согласно существующим в настоящее время представле¬
ниям,избыточные собственные межузельные атомы могут объединятьсяРис. 3.10. Дислокационные петли межузельного типа, приписы¬
ваемые A-дефектам, в кристаллах, полученных по методу зонной
плавки [31].Этот рисунок впервые был представлен на Весеннем собрании Элек¬
трохимического общества 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсильвания.91
Рис. 3.II. Трансмиссионные электронные микрофотографии де¬
фектов А-тиш Оа) и В-типа (б) С331.Оба снимка свидетельствуют о наличии примеси в области дефекта.в кластеры совершенно аналогично тому, как это предполагалось для
вакансионно-кислородных кластеров, образуя "элементарные" дефек¬
ты (В-дефекты), представляющие собой рыхлые трехмерные группиров¬
ки из межузельных атомов кремния и характеризующиеся очень малень¬
ким полем напряжений. Было установлено, что распределение В-де-
фектов аналогично распределению примесей с малым коэффициентом
сегрегации. В кремнии основными примесями, которые имеют коэффи¬
циент распределения меньше единицы и присутствуют в достаточно
высокой концентрации в кристаллах, выращенных как по ме¬
тоду зонной плавки, так и по методу Чохральского.являются кисло¬
род и углерод. Поэтому было высказано предположение, что гетеро¬
генное объединение собственных мея^гзельных атомов кремния происхо¬
дит с участием углерода и кислорода. Обычно главной примесью,
атомы которой действуют как центры зарождения комплексов при кон¬
денсации точечных дефектов, считается кислород. С влиянием кисло¬
рода связывается и образование микродефектов в виде преципитатов
окислов [36, 37^ . Однако оказалось, что влияние углерода прояв¬
ляется более отчетливо. На рис. 3.12 представлена зависимость
плотности В-дефектов от концентраций углерода и кислорода. Вид¬
но, что для тех условий роста, которые были использованы в этом
эксперименте [З!^ > зависимость плотности В-дефектов от содер¬
жания углерода в кристалле выражается достаточно четко, а от со¬
держания кислорода практически отсутствует. Кроме того, о наличии
взаимо.связи между содержанием углерода и концентрацией В-дефек¬
тов говорит тот факт, что при более высокой концентрации углеро¬
да предельные скорости роста кристалла, при которых В-дефекты все
еще образуются, оказываются более высокими, а область существова¬
ния В-дефектов - более широкой (доходит почти до самой поверх¬
ности кристалла).92
Рис. 3.12. Зависи¬
мость плотности В-де-
фектов от концентрации
плотности углерода и
кислорода в кристалле
L 31.1 .Прямого влияния кислорода на плотность В-дефектов не обнару¬
жено (рис. 3.12), однако кристаллы, выращенные по методу Чох¬
ральского с их значительно более высоким содержанием кислорода
(40*® см-3), отличаются от кристаллов зонной плавки. Следователь¬
но, хотя главным фактором, влияющим на зарождение дефектов в
кристаллах зонной плавки, является углерод, возможным влиянием
кислорода тоже нельзя пренебрегать.A-дефекты, которые по размеру больше В-дефектов и являются,
как установлено прямым наблюдением в электронном микроскопе,
дислокационными петлями, образуются при более низких
температурах, чем В-дефекты, и рассматриваются как продукт прев¬
ращения В-дефектов. Это превращение может происходить в резуль¬
тате увеличения размера В-дефекта в процессе охлаждения кристалла
до температуры примерно Я050°С, при которой саше большие В-де¬
фекты становятся нестабильными и происходит их перестройка (кол¬
лапс), в результате которой составлявшие их собственные медузель-
ные атомы кремния располагаются мезду соседними плотноупако-
ванными плоскостями в виде диска таким образом, что дают дефект
упаковки типа внедрения. Поскольку A-Дефект представляет собой
полную .дислокационную петлю с вектором Еюргерса (а/2 ) {ио} ,
дефект упаковки и окружающая его первоначальная петля, которая
является частичной дислокацией Франка, будут претерпевать даль¬
нейшую перестройку согласно реакции (3.15) (разд. 3.2.2). Полу¬
чившаяся призматическая петля может расти, поглощая избыточные
межузельные атомы. Наблюдаемые в кристаллах кремния А-дефекты
и являются такими петлями [34] .Слабость этой модели состоит в требовании, что большая часть
В-дефектов должна дорасти до размера, достаточного для превращения в
дефект упаковки, и что большинство этих дефектов упаковки долж¬
ны превратиться в полные дислокационные петли, так как большин¬
ство наблюдаемых А-дефектов - это полные дислокационные петли.В исходных кристаллах кремния, содержащих свирл-дефекты, высокая93
плотность дефектов упаковки наблюдается очень редко. С другой
стороны, дефекты упаковки внедрения, особенно малого размера,
очень устойчивы в кремнии. Поэтому реакция уничтожения дефек¬
та упаковки (3.15), хотя и имеет место, как показано в работе
Г38], происходит только в тех случаях, когда велик размер дефек¬
тов или высока их плотность. Дальнейшее обсуждение этого вопроса
приводится в разд. 3.3.Существуют два механизма, на основе которых можно объяснить
образование "элементарного" дефекта (В-дефекта). Исследователи
одной школы [35] предполагают, что при росте кристалла на фрон¬
те кристаллизации захватываются избыточные собственные межузель-
ные атомы крагдния в результате двух причин: 1) плотность кристал¬
ла меньше плотности расплава [39] и 2) межфазная граница имеет
диффузную природу {40] . Согласно этой модели, которая является
неравновесной, захват избыточных собственных межузельных атомови конденсация межузельных атомов с последующим формированием
свирл-дефектов В-типа овязаны с конкретными условиями, в кото¬
рых происходит рост кристалла. Эти условия (скорости вытягивания
и вращения кристалла, термические условия и т.д.) важны цри рас¬
смотрении методов, при помощи которых можно предотвратить образо¬
вание свирл-дефектов; они обсуждаются более детально в гл. 6.Второй механизм, который лучше объясняет различные явления,
связанные с микродефектами, основывается на допущении, что при вы¬
соких температурах в кремнии основными естественными дефектами
являются собственные межузельные атомы и что условия захвата то¬
чечных дефектов на фронте кристаллизации являются равновесными,
поэтому концентрация собственных межузельных атомов должна быть
одинаковой при всех скоростях роста. По мере охлаждения кристал¬
ла от температуры плавления в отсутствие гетерогенных центров за¬
рождения, таких, как утлерод, концентрация собственных межузельных
атомов будет принимать равновесное значение при всех температурах.
Однако наличие примесей может способствовать локальному объедине¬
нию собственных межузельных атомов и примесей. Некоторые авторы
считают, что такое объединение может происходить в результате
формирования капель жидкого кремния в затвердевающем кристалле
у фронта кристаллизации [41, 42j за счет того, что углерод или
примеси некоторых переходных металлов, неоднородно распределяясь
в затвердевающем кристалле, приводят к локальному увеличению по¬
глощения инфракрасного излучения печи. Капли будут образовывать
свирл-картину в соответствии с распределением примеси.Экспериментальное доказательство существования капель жид¬
кого кремния в кристалле было получено с помощью метода рентге-94
новской топографии. На рис. 3.13 показана серия рентгеновских
топограмм бездислокационного кристалла, снятых при постепенно по¬
вышающейся температуре вблизи точки плавления. Маленькие черные
точки соответствуют каплям жидкого кремния, образующимся в кристал¬
ле при температуре нике точки плавления всего кристалла как целого.Когда капля затвердевает, в области, занимаемой каплей, будет со¬
держаться избыточных (межузельных) атомов кремния вследствие
более высокой ( на»/ 10%) плотности жидкого кремния по сравне¬
нию с кристаллическим. Эти избыточные межузельные атомы либо кон¬
денсируются, образуя В-дефекты, либо при достаточном размере кап¬
ли могут превратиться в дислокационную петлю (A-дефект), как
схематически показано на рис. 3.14. Если в окрестности капли имеет¬
ся примесь, она будет при этом диффундировать к жидкой капле и
растворяться в ней Еоледствие более еысокой растворимооти в жид¬
кой фазе по сравнению о твердой. Следовательно, наличие примеси
в А- и В-дефектах может обуславливаться как тем, что дефект и об¬
разуется там, где есть примесь, локально увеличивающая поглоще¬
ние излучения (и тем оамым способствующая стабилизации капли,
в то время как веоь окружающий ее материал уже затвердел), так
и вследствие более выоокой растворимооти примеси в капле.Рис. 3.13. Трансмиссионные рентгеновские топограммы, полу¬
ченные при последовательной съемке пластинчатых образцов бездис¬
локационного кристалла, подвергаемых быстрому нагреву [423.Плавление начинается приблизительно через 8 с. Прежде чем обра¬
зец полностью расплавляется, в нем появляются темные точки (то¬
пограммы _б - д;, которые авторы [423 приписывают каплям жвдкого
кремния, возникающим в твердой матрице.95
Рис. 3.14. Схема превращения жидкой капли в дислокацию [42].Показаны искажения решетки и профили примеси в области капли и
дислокации.ЗД.З. Неоднородное распределение сопротивленияКроме неоднородного распределения кластеров точечных дефек¬
тов в криоталлах кремния часто обнаруживается картина неодно¬
родного распределения примеси, подобная той, которую дают свирл-
дефекты.Примесями в твердом растворе, которые могут иметь неслу¬
чайное распределение и содержаться в достаточно больших концентра¬
циях, могут быть кислород, углерод и легирующие элементы, напри¬
мер фосфор и бор. Картину распределения этих элементов обыч¬
но называют "полосчатостью" или стратами. Полосчатая картина назы¬
вается примесной олоистой неоднородностью или примесными стратами,
если полосы содержат электрически активную примеоь.Примесные отраты обычно не приводят к образованию кристал¬
лографических дефектов во время роста кристалла, однако их нали¬
чие тесно связано о механизмом образования свирл-дефектов. Дей¬
ствительно, как отмечалось выше, образование зародышей, на кото¬
рых происходит конденсация собственных межузельных атомов крем¬
ния,по предположению,сЕязано с наличием кислорода или углерода.Как кислород, так и углерод распределяются в кристалле в полоо-96
чатую картину. Полосы о повышенной концентрацией киолорода яв¬
ляются также областями зарождения дефектов при термической об¬
работке кристалла (разд. 3.1.2). На рис. 3.15 показана область
плаотины после травления в избирательном травителе. На пластине
видны свирл-распределение кластеров точечных дефектов, а также
полосы, обусловленные флуктуациями концентрации примеси.Принято считать, что примесные страты образуются вследствие
флуктуаций температуры во время роста кристалла. В свою очередь,
флуктуации температуры возникают из-за вращения кристалла в теп¬
ловом поле, не имеющем цилиндрической симметрии, или вследствие
наличия конвекционных потоков в расплаве. Колебания температу¬
ры приводят к колебаниям микроскопической скорости роста,
вызывая неоднородное внедрение примесей, равновесный коэффициент
распределения которых отличен от единицы J43, 44^] .Концентрация С6 примеси, захваченной растущим кристаллом,
зависит от количества примеси Си в расплаве, из которого рас¬
тет кристалл, и величины коэффициента распределения. Равновесный
коэффициент распределения к есть отношение концентрации при¬
меси в твердой фазе к концентрации примеси в жидкой фазе. При
затвердевании примесь, у которой к<1 , "оттесняется" в жидкую
фазу, т.е. расплав обогащается примесью. При медленной кристал¬
лизации оттесняемая примесь успевает диффундировать в объем. Од¬
нако при достаточно быстрой кристаллизации, как в большинствеРис. 3.15. Свирл-распределе¬
ние микродефектов, наблюдаемое
на фоне полосчатой неоднород¬
ности, обусловленной неравномер¬
ным распределением примесей.Стрелками показаны полосы свирл-
дефектов.977-493
процессов выращивания кристаллов кремния, атомы примеси накапли¬
ваются в расплаве перед фронтом кристаллизации быстрее, чем они
могут диффундировать в объем расплава. Поэтому в области, примы¬
кающей к растущему кристаллу, в расплаве будет возникать градиент
концентрации примеси. Следовательно, количество внедряемой в
кристалл примеси будет определяться обогащенной областью распла¬
ва. Поэтому приходится вводить эффективный коэффициент распре¬
деления кэфф . определив его как отношение Cg/ Z и в данный
момент, т.е. с учетом обогащения расплава примесью вблизи фрон¬
та кристаллизации. Величина к ^ дается выражением [45](Л.Л)где к - равновесный коэффициент распределения; S - толщина при -
граничного диффузионного слоя, т.е. толщина прилегающей к фронту
кристаллизации области расплава, обогащенной примесью; $ - мик¬
роскопическая скорость роста кристалла; 1)- коэффициент диффу¬
зии примеси в жидкости.Если k * i , то концентрация примеси в кристалле L s
будет функцией скорости роста. Коэффициенты распределения всех
важных примесей в кремнии <1 . В частности, коэффициенты распре¬
деления кислорода, углерода, бора и фосфора имеют величины 0,5 [28]
0,07 [4б] , 0,8 [28]и 0,35 [28] соответственно. (Для кислорода
в кремнии также сообщалось о значении 1,25 ± 0,17 [47] .) Сле¬
довательно, для всех этих примесей величина Cs увеличивается с
увеличением скорости роста. Для кристаллов, вращающихся в несим¬
метричном тепловом поле, мгновенная микроскопическая скорость
роста 5 примерно равна [50](3.4)(3.5s)Здесь Д Т - изменение температуры в какой-либо точке фрон¬
та кристаллизации за время одного оборота кристалла; & г
градиент температуры в расплаве в области, примыкающей к фронту
крсталлизации; V - скорость вытягивания кристалла (макроскопи¬
ческая скорость роста); R - скорость вращения кристалла.При низкой скорости вытягивания (т.е. при малых значениях'О')
величина cL будет больше единицы, и затвердевающий кристалл
в течение каждого оборота частично будет оплавляться. Когда проис¬
ходит оплавление, микроскопическая скорость роста резко меняет¬
ся. Так как поведение k определяется изменениями j-19 внед¬
рение примеси в кристалл будет происходить неравномерно. Период
флуктуаций концентрации примеси в кристалле будет равен WR |49] .Периодические изменения концентрации легирующих примесей,
углерода и кислорода в кристалле приводят также к локальным из¬
менениям периода решетки кремния. Эти, хотя и слабые, искажения
решетки можно обнаружить с помощью метода рентгеновской топогра¬
фии, так как они обусловливают характерные дифракционные эффек¬
ты [50, 52] . Влияние углерода на образование страт и на локаль¬
ное изменение периода решетки было четко продемонстрировано в
работе [52] . Было обнаружено, что образование страт вызывают
уже следы углерода (* 4*10“^) в кремнии, и это позволяет пред¬
положить, что образование полос роста в кристаллах кремния свя¬
зано в первую очередь именно с остаточным углеродом.3.2. ОкислениеПри изготовлении почти всех приборов и микросхем из кремния
требуется операция окисления пластин. Окисление может проводить¬
ся перед диффузией легирующей примеси, одновременно с ней или
после нее; кроме того, окисление применяется при формированииактивной области прибора в ШП-структурах. Окисление кремния
часто приводит к появлению в пластине термических, механических
и химических напряжений, вызывающих образование кристаллографи¬
ческих дефектов. Процессы образования дефектов, связанные о окис¬
лением, можно разделить на две категории. Первая связана с влия¬
нием термических напряжений, вторая - с химическими факторами,
возникающими вследствие протекания окислительно-восстановитель¬
ных реакций на поверхности пластины.3.2.1. Термомеханические напряженияКак окисление, так и другие процессы обработки пластин, на¬
пример эпитаксия и диффузия, обычно проводятся при повышенной
температуре. При этом в пластине возникают дефекты как резуль¬
тат термомеханических напряжений. Эти дефекты появляются в плас¬
тине кремния с тем большей вероятностью, чем выше отношение99
П.7ГЛТЦЯДИ поверхности пластины к ее толщине. При проведении высоко¬
температурной обработки пластины располагают вертикально в квар¬
цевой, графитовой или кремниевой "лодочке", где они поддер¬
живаются всего в нескольких точках по периметру. При нагреве и
охлаадении тонких пластин (толщиной 300-600 мкм) большого диамет¬
ра (5-12,5 см) возникающие в них термомеханические напряжения
могут быть настолько велики, что превышают предел текучести крем¬
ния. Вследствие этого зарождаются скользящие дислокации, которые
перемещаются внутрь пластины от своего источника, расположенного,
как правило, на краях. Прежде чем рассматривать влияние термомеха¬
нических напряжений на образование дислокаций, кратко обсудим
механические свойства монокристаллического кремния.Механические свойства. Кремний и другие материалы с куби¬
ческой структурой алмаза чрезвычайно хрупки при комнатной темпе¬
ратуре, но становятся пластичными при температурах выше ~ 0,6 Тщ
(~750°С для кремния). Когда кристалл высокого качества, т.е.
с малой плотностью дислокаций подвергается сжатию или растяжению
при повышенной температуре (> 750°С), на начальных стадиях
деформации наблюдается заметное падение напряжения пластического
течения. На рио. 3.16,а представлена типичная кривая зависимости
напряжения от деформации, которая наблюдается при малых степенях
деформации. С увеличением деформации напряжение возрастает до
тех пор, пока не достигает величины, известной как "верхнийРис. 3.56.а - типичная зависимость напряжения от деформации для кремния
"при малых степенях деформации, демонстрирующая падение напряже¬
ния в результате образования подвижных дислокаций; _б - темпера¬
турная зависимость предела текучести в кремнии.100
предел текучести" (|1®еРхн) , затем напряжение резко па¬
дет до уровня, обозначаемого как "нижний предел текучести"^ Jj1/,
после чего начинается медленное увеличение напряжения с
ростом деформации. На начальном участке возрастание напряжения
происходит из-за отсутствия в кристалле подвижных дислокаций.На уровне верхнего предела текучести образуется большая
плотность подвижных дислокаций, присутствие которых проявляется
в том, что напряжение резко падает при малом увеличении дефор¬
мации. При дальнейшем возрастании деформации кристаллы ведут се¬
бя подобно высокочистым монокристаллам металлов, имеющим гране-
центрированную или объемноцентрированную кубическую решетку. Про¬
должительная деформация приводит к упрочнению кристаллов в резуль¬
тате взаимодействия дислокаций. Однако при технологической об¬
работке кремния в процессе изготовления приборов сильная дефор¬
мация пластин наблюдается редко, поэтому мы не будем больше об¬
суждать явления, связанные с большими степенями деформации. Под¬
робную информацию об этом предмете можно получить в литературе
[53].Температурная зависимость предела текучести в кремнии и дру¬
гих материалах со структурой алмаза, как правило, имеет вид,
представленный на рис. 3.16,6. С повышением температуры напря¬
жеше, требуемое для начала пластического течения (т.е. для появ¬
ления дислокаций), уменьшается |_54] . Кроме того, установлено, что
скорость движения дислокаций также зависит от температур!. В ра¬
боте [55] показано, что скорость перемещения дислокаций возрас¬
тает примерно от 5*10“®см/с при температуре 600°С до 3*10“^ см/с
при 900°С.Большие напряжения, требуемые для начала пластического те¬
чения в кремнии, объясняются тем, что дислокация, чтобы начать
перемещаться, должна преодолеть барьер, связанный с внутренним
трением. Прямая дислокация имеет наименьшую энергию, если она
лежит в "долине" потенциального рельефа, т.е. параллельно плот-
ноупакованннм плоскостям кристалла. Чтобы переместить дислока¬
цию из одной такой долины в другую, необходимо преодолеть энер¬
гетический барьер, который находится примерно посередине между
двумя соседними минимумами. Максимальное напряжение сдвига, необ¬
ходимое для перехода дислокации через этот энергетический барьер,
известно как напряжение Пайерлса-Набарро [56] . Оказалось, что
чем более направленный характер имеют химические связи в крис¬
талле, тем выше напряжение, требуемое для движения дислокаций.101
Для объяснения большого внутреннего трения в материалах с
кубической структурой алмаза выдвигаются две модели. В первой
модели предполагается, что в ядре 60°-ной дислокации существует
трещина атомных масштабов, которая увлекается дислокацией (диф¬
фундирует с ней) при ее движении [57]. Скорость дислокации в этих
условиях можно представить следующим образом:(А. «Лгде - скорость движения дислокаций; - приложенное нап¬
ряжение; F - сила, приложенная к дислокации;D0 - коэффициент
диффузии трещины; Ь - вектор Еюргерса дислокации; Г - энер¬
гия активации движения дислокации. Эта модель требует, чтобы
дислокации перемещались путем переползания, поскольку в ней
постулируется, что скорость дислокации является функцией коэф¬
фициента диффузии трещины 1) с . Поскольку движение дислокаций
не всегда осуществляется переползанием, справедливость этой тео¬
рии сомнительна.Вторая модель учитывает детальную атомистическую структуру
дислокаций в кремнии. В работе [581, в которой исследовалась цэи-
рода дислокаций в материалах с кубической структурой алмаза,
показано, что большинство дислокаций в таких материалах диссоции¬
рованы, т.е. состоят из частичных дислокаций, отстоящих друг от
друта на некоторое обычно очень небольшое расстояние ( ~ 50 А).
Наблюдение дислокаций до и после приложения термомеханического
напряжения показало, что дислокации имеют расщепленную структуру
как до, так и после перемещения [59^ . Такие наблюдения наво¬
дят на мысль, что дислокации скользят в диссоциированной конфи¬
гурации. Следовательно, приложенные напряжения должны произво¬
дить работу по перемещению частичных дислокаций и дефекта упа¬
ковки, ограниченного этими дислокациями, что и объясняет высокие
напряжения, требуемые для пластического течения в материалах с
кубической структурой алмаза.Однако убедительные доказательства действия этого механиз¬
ма отсутствуют, поскольку наблюдения диссоциированных дислока¬
ций были сделаны только на стационарных диолокациях. Действитель¬
ный механизм может быть другим, например, приложенное напряжение
может привести к стягиванию двух частичных дислокаций в недиссо-
циированную, которая затем скользит в нерасщепленной конфигура-102
щш и вновь диссоциирует, когда снимается приложенное напряжение.
Схема этого механизма представлена на рис. 3.17.Механические свойства кристалла кремния зависят также от
электронных процессов, т.е. от таких факторов, которые изменяют
тип проводимости материала и концентрацию носителей. На рис.ЗЛ8 показано влияние типа проводимости на скорость винтовнх
дислокаций в кремнии [бо]. Видно, что она выше в кристаллах (г-ти-
па и ниже в кристаллах p-типа по сравнению с нелегированными
кристаллами.Предлагаются различные механизмы для объяснения влияния
доноров на увеличение скорости дислокаций и влияния акцепторов на
уменьшение этой скорости при данном напряжении. Например, еоли
считать, что дислокации заряжены и создают локальные уровни в
запрещенной зоне кремния, положение этих уровней будет сдвигать¬
ся в зависимости от типа легирующей примеси и таким образом вли-IIРис. 3.17. Скольжениерасщепленной дислокации.Приложенное напряжение обус¬
ловливает стягивание двух
частичных дислокаций на не¬
котором участке и скольже¬
ние дислокации в нерасщеп-
ленной конфигурации. Снятие
напряжения приводит к тому,
что дислокации снова рас¬
щепляются.Рис. ЗД8. Влияние типа прово¬
димости кремния на скорость движе¬
ния винтовых дислокаций Гбо1 .o-n-тип (As); Д - p-тип (Ga);
•- нелегированный SU.103
ять на скорость дислокаций. Более полно электрическое влияние
дислокаций рассматривается в гл. 5.Если при легировании происходит изменение общей концентра¬
ции вакансий, что, по-видимому, действительно имеет место (разд.
3.2.2), то скорость дислокаций может изменяться вследствие влия¬
ния концентрации вакансий на коэффициент диффузии в уравнении
(3.6), т.е. на коэффициент диффузии трещины в первой модели [57].В работе rSL\авторы предположили, что образование перегибов
происходит, главным образом, на заряженных "дислокационных" ак¬
цепторных центрах. Увеличение плотности перегибов
может?соответственно, вызывать возрастание скорости дислокаций.
Однако в настоящее время ясного понимания сильного влияния леги¬
рования на подвижность дислокаций еще нет.Кроме легирующих сильное влияние на механические свойства
кремния могут оказывать другие примеси, в частности кисло¬
род. В работе [62] было показано, что предварительная термооб¬
работка кремния, содержащего кислород, приводит к образованию
дислокационных источников, на которых происходит зарождение под¬
вижных дислокаций. Увеличение числа таких источников дислокаций
(которыми являются по предположению "кластеры", состоящие из
кислорода и кремния) приводит к уменьшению предела текучести
и уменьшению величины его падения (рис. 3.i9). Образование дис¬
локаций на агломератах кислород-кремний (кластеры, преципитаты) -
часто встречающееся жление; оно обсуждается в следующем раз¬
деле.Термомеханические напряжения в пластине. Когда круглые
пластины, поддерживаемые в нескольких точках по периметру,
вносят в горячую зону окислительной или диффузионной печи либо
извлекают из нее, радиальные изменения температуры в пластинах
могут привести к возникновению в них термомеханических напряжений.Рис. 3.19. Влияние термообработки на ме¬
ханические свойства бездкслокационного кисло¬
родсодержащего кремния L62H .а_ - исходный,оС (9 мкм) = 3,4 см-1; Д - 63 ч,
об (9 мкм) = 2,5 см"1; в - 134 ч, оС (9 мкм) =
= 2,2 см-1.104
Если при этом пластины вносят в печь или вынимают из нее с
большой скоростью, термические напряжения могут быть достаточ¬
но большими, чтобы привести к пластической деформации пластин.
Быстрое охлаждение в первоначальный период извлечения плас¬
тин из горячей зоны печи контролируется иэлучательной теплопе¬
редачей.Если температура быстро уменьшается от величины Т до
более низкой величины Т0, в пластине возникают радиальное
и угловое растягивающие напряжения, которые можно предста¬
вить следуицим образом [63} :Сb.Vгде о р и 6 е - радиальное и угловое растягивающие напряжения
соответственно; - линейный коэффициент термического напря¬
жения; Е - модуль Юнга.Задавая соответствующие величины для <L г г' и полагая
Т=0, получаем, что ^ЕТ0 при 1500 К уменьшается до 0,9*10*®
дин/см^. _При б" 0 =0,05 уровень напряжения превышает предел теку¬
чести кремния при температуре 815°С [б2] . Это говорит о том,
что уровень термических напряжений, превосходящий предел теку¬
чести кремния, легко достигается и приводит к образованию дисло-
каций.Распределение дислокаций, образующихся под действием терми¬
ческих напряжений, обычно имеет тройную симметрию в пластинах,
ориентированных по jlll] , и четверную симметрию в пластинах,
ориентированных по (100] (см. рис. 3.83). Как и ожидалось, они
лежат в плоскостях {lllj и обычно имеют более высокую плотность
на краях пластин по сравнению с центром, что отражает распре¬
деление напряжений в пластинах, а также тот факт, что зарожде¬
ние дислокаций на краях пластин происходит легче.^ cL = 4-i0-6 К"1 [64] ; Е = 4,5-10*2 дин/см2 [бЗ-] .105
3.2.2. Дефекты упаковки, возникающие при окисленииВо время окисления кремния в нем часто образуются двумер¬
ные дефекты, т.е. дефекты упаковки. Даже если используется без¬
дефектный в других отношениях материал, например материал, не
содержащий дислокаций, и обрабатывается так, чтобы во время
окисления дислокации в нем не образовывались, дефекты упаковки при
этом, как правило, все равно образуются. В данном разделе под¬
робно обсуждаются причины возникновения дефектов упаковки в
кремниевых пластинах, рассмотрены механизмы, объясняющие зарож¬
дение этих дефектов, динамика их роста, уменьшения и аннигиляции.
Как дискретные дефекты, обладающие локализованными полями нап¬
ряжений, дефекты упаковки являются стоками для примесей, поэ¬
тому часто между ними и примесями имеет место заметное взаимо¬
действие. Поэтому в данном разделе мы рассмотрим также и вли¬
яние примесей на динамику развития дефектов и их морфологию.Образование дефектов упаковки в кремнии и их характеристи-
ки. Окисление пластин кремния при высоких температурах (обычно
900-1250°с) в сухом или влажном кислороде либо в парах воды
часто приводит к образованию дефектов упаковки в приповерхност¬
ных областях пластин [65-67] . Первые наблюдения таких дефек¬
тов были проведены методом избирательного травления. Для этого
после окисления окисел удаляется (растворением в плавиковой кисло¬
те ) и чистая поверхность кремния подвергается избирательному
травлению.После такой обработки дефекты исследуются в оптическом
микроскопе. Оказалось, что они имеют вид коротких прямых "ли¬
ний" на поверхности пластины. При продолжительном травлении
короткие линии принимают форму сегмента круга или усеченного
гексагона, а иногда также и полной окружности или овала (рис.
3.20).Дефект упаковки - это двумерный дефект, для образования
которого необходимо удалить (если дефект вакансионного типа) или
вставить (если дефект межузельного типа) атомную "экстраполуплос¬
кость" между плотноупакованными плоскостями (1И] . В случае
кубической структуры алмаза для создания этих двух типов де¬
фектов необходимо извлечь или вставить две атомные плоскости.Дефекты упаковки в кремнии лежат в плоскостях	и пе¬ресекают поверхность пластины вдоль направлений <110> . Поэто¬
му кристаллография дефектов, т.е. их форма, углы наклона к
поверхности кристалла и углы, которые они образуют друг с другом106
Рис. 3.20. Мик¬
рофотографии по¬
верхности пластин,
содержащих дефек¬
ты упаковки, обус¬
ловленные окисле¬
нием, после трав¬
ления в селектив¬
ном травителе.Бремя травления
увеличивается от
верхнего снимка к
нижнему.107
(если они не компланарны), должны зависеть от ориентации поверх¬
ности пластины. На рис. 3.21,а-в представлены трансмиссионные
электронные микрофотографии дефектов упаковки, образующихся
при окислении пластин, ориентированных по плоскостям
>100} и )Ш2] . В пластинах (Ш| плоскости, в которых лежат
дефекты упаковки ("наклонные" плоскости (ill]), располагают¬
ся под углами 70,5° к поверхности, а направления < НО> , по
которым эти дефекты упаковки пересекают поверхность пласти¬
ны,лежат под углом 60° друг к другу. В пластинах с ориентацией
поверхности [loo] дефекты лежат в плоскостях [т] , наклонен¬
ных к поверхности под углами 54,7°, и их следы на поверхности
располагаются вдоль перпендикулярных направлений , посколь¬
ку линии пересечения наклонных плоскостей [Шл с поверхностью
[юо] перпендикулярны друг другу.На рис. 3.21, в показан интересный случай дефектов упаков¬
ки в пластинах с ориентацией {lI2J . В них четыре плоскости
[lllj наклонены к поверхности пластины [П2^ под углами
19,5° (одна плоскость), 61,9° (две плоскости) и 90° (одна
плоскооть). Поэтому дефекты упаковки, наблюдающиеся на этих
поверхностях, будут наклонены под различными углами к поверх¬
ности. Дефект, обозначенный на рис. 3.21,в буквой А, лежит в
плоскости {ш} , пересекающей поверхность под углом 19,5°.Дефект В лежит в плоскости, пересекающей поверхность под углом
61,9°. Короткие темные сегменты, обозначенные на рисунке буквой
С, соответствуют дефектам, лежащим в плоскостях, ортогональных
к поверхности; поэтому такие дефекты выявляются в виде тонких
линий. Плоскости залегания дефектов упаковки оказывают некоторое
влияние на электрическое поведение этих дефектов (гл. 5).Хотя в большинстве случаев дефекты упаковки пересекают
поверхность наблюдения, в общем случае это не обязательно. На
рис. 3.22 показаны четыре дефекта различных размеров. Дефекты,
обозначенные буквами А и В, имеют форму полуокружности. Они почти
полностью расположены внутри кристалла, тогда как дефекты С и
I) пересекают поверхность. Дефекты упаковки, расположенные
целиком внутри кристалла, видны также на рис. 3.20. Ниже
особенности формы и расположения дефектов упаковки по отношению
к окисляемой поверхности будут рассмотрены более детально.Дефекты упаковки в кремнии, как оказалось, всегда имеют меж-
узельную природу,т.е. представляют собой куоок "лишней" атомной
плоскости, ограниченной частичными дислокациями [68^ . На рис.
3.23 представлены три частично перекрывающихся дефекта упаковки.
Эти дефекты расположены в параллельных плоскостях {lli} и отстоят108
Рис. 3.21. Трансмиссионные электронные микрофотографии де¬
фектов упаковки в пластинах кремния, имеющих ориентацию {ill}
(а), {100} (6) и {112} (в).109
по
Ill
Рис. 3.22. Тран¬
смиссионная элект¬
ронная микрофотогра¬
фия дефектов упаков¬
ки.Дефекты упаковки А
и Ё. располагаются
целиком в объеме
пластины; дефекты
С и Г пересекают по¬
верхность.друг от друга на несколько межатомных расстояний. Микрофотог¬
рафии были получены при различных условиях дифракции в трансмис¬
сионном электронном микроскопе . Анализ дифракционного кон¬
траста, выполненный дай данных дефектов, показал, что они явля¬
ются дефектами Франка, ограниченными дислокациями Франка с век¬
тором Воргероа типа (а/3)<Ш> [69] .	.Образование дефектов упаковки на поверхности пластины
происходит по двум различным причинам. Первая причина - это
механические повреждения поверхности пластин при резке или шли-^'Обсуждение теории дифракции электронов и ее приложения
к изображению дефектов дается в гл. 4.2) Термин "поверхность" используется не в буквальном смысле.
В большинстве случаев имеется в виду приповерхностная область
пластины толщиной в несколько микрометров. Различие станет яс¬
нее из дальнейшего.112
Рис. 3.23. Особенности дифракционного контраста окислитель¬
ных дефектов упаковки, свидетельствующие о межузельном характере
этих дефектов.а - отражение III; _б - отражение 113; в - отражение 220; г - от-
Тажение 220 (общее обсуждение особенностей дифракционного кон¬
траста см. в гл. 4).8-493
фовке образцов. Еоли такие повреждения, например, царашны, сле¬
ды резки и т.д., не удаляются последующей химической полиров¬
кой, то они могут стать локальными областями зарождения дефек¬
тов упаковки. На рис. 3.24 представлена оптическая микрофотог¬
рафия поверхности пластины, протравленной после ее окисления.На ней видно, что зарождение дефектов упаковки происходит вдоль
двух царапин, одна из которых выявляется на снимке. Микрофотог¬
рафия, приведенная на рис. 3.25, получена с помощью трансмис¬
сионного электронного микроскопа. Здесь также видно, что дефек¬
ты упаковки и множество близко расположенных дислокаций обра¬
зуются в области сильного повреждения на поверхности пластины.Вторая причина образования дефектов упаковки ( в отсутствие
механических повреждений на поверхности) связана с наличием в
пластинах свирл-дефектов [19] . Обнаружено, что комплексы точеч¬
ных дефектов, имеющие свирл-распределение, являются зароды¬
шами для дефектов упаковки при окислении пластин. На рис.3.26, айв представлены микрофотографии, подученнные после
избирательного травления образцов, содержащих свирл-дефекты.
Комплексы точечных дефектов, образущие свирд-картину, выяв¬
ляются в виде плоскодонных некристаллографических ямок трав¬
ления. При окислении эти комплексы превращаются в дефекты упа¬
ковки межузельного типа (см. рис. 3.26, б и г). Ярко выражен-Рис. 3.24. Оптическая
микрофотография протравлен¬
ной поверхности кремниевой
пластины, иллюстрирующая
образование окислительных
дефектов упаковки вдоль ца¬
рапины на поверхности.114
Рис. 3.25. Трансмиссионная электронная микрофотография, ил¬
люстрирующая зарождения дефектов упаковки и дислокаций на механи¬
ческих повреждениях поверхности.115
Рис. 3.26.анб - свиря-картины до и после окисления; £ и г - отдельные об¬
ласти свирл-картины при большем увеличении. Микродефекты, кото¬
рым соответствуют плоскодонные ямки на свирл-картине, при окис¬
лении превращаются в дефекты упаковки [493*ное неоднородное распределение этих дефектов в пластине после
окисления представлено на рис. 3.27 при большем увеличении. Наэтих микрофотографиях хорошо видно, что дефекты упаковки имеют
свирл-распределение; это позволяет установить связь с природой
центров зарождения, распределение которых, в свою очередь, от¬
ражает условия роста кристалла.116
Рис. 3.27. Микрофотографии поверхности окисленной кремние¬
вой пластины после избирательного травления, демонстрирующие
свирл-распределение дефектов упаковки.117
Поскольку комплексы точечных дефектов в кристалле распре¬
делены по всему его объему, увеличение времени окисления долж¬
но приводить к возрастанию количества дефектов упаковки, обра¬
зующихся на этих комплексах. На рис. 3.28 представлены микро¬
фотографии протравленных пластин в зависимости от времени окисления.
Видно, что это действительно имеет место.Увеличение плотности дефектов (т.е. числа дефектов на едини¬
цу площади или объема) с увеличением времени окисления пока¬
зывает, что образование дефектов в данном случае является дина¬
мическим процессом, при котором с течением времени образуются
все новые дефекты. Дефекты упаковки, возникающие в местах меха¬
нических повреждений на поверхности, обычно имеют практически
одинаковый размер [67], а зарождающиеся на комплексах точечных де¬
фектов имеют различную плотность и возникают как на поверхности
пластины, так и в объеме.Механизмы зарождения. Поскольку дефекты, образующиеся при
окислении, имеют межузельную природу и, следовательно, связаны
с аккумуляцией и конденсацией избыточных межузельных атомов,
для возникновения этих дефектов требуется выполнение двух
условий:1)	во время окисления должны возникать избыточные атомы
примеси или избыточные межузельные атомы кремния;2)	образующиеся избыточные атомы должны конденсироваться в виде
локализованных "кусков" экстраплоскостей между плотноупакован-
ными плоскостями решетки.Поскольку дефекты упаковки образуются преимущественно в
областях механических повреждений на поверхности кристалла и на
локальных комплексах точечных дефектов или комплексах примеси
в объеме кристалла, процессы их зарождения (конденсации избы¬
точных атомов), по-видимому, гетерогенны по своей природе. Хотя
дефекты упаковки, образующиеся щи окислении кремния, уже дав¬
но и очень интенсивно исследуются, полного согласия в понимании
механизмов их зарождения до сих пор нет. Тем не менее, поу¬
чительно рассмотреть предлагаемые модели зарождения, их сильные
и слабые стороны.Исследование влияния окисления на диффузию фосфора в крем¬
нии наводит на мысль, что окислению сопутствует генерация из¬
быточных межузельных атомов кремния [70-72]) . Как уже отмеча¬
лось в гл. 2, окисление кремния происходит путем переноса атомов
кислорода через слой растущего окисла и последующего взаимодей¬
ствия их с атомами кремния на поверхности раздела кремний-окисел.118
Рис. 3.28. Зависимость плотности дефектов упаковки от вре¬
мени окисления, которое увеличивается от_а к_г£19].119
Можно себе представить такую модель, что атом кислорода, дос¬
тигнув межфазной границы, либо занимает вакансию, либо внедряет¬
ся в занятый узел решетки, смещая атом кремния и создавая таким
образом меяузельный атом. Эти избыточные собственные межузель¬
ные атомы кремния будут затем мигрировать внутрь кристалла.Второй механизм, по которому могут возникать межузельные
атомы кремния, связывают с диффузией кислорода. Предполагается,
что диффузия кислорода во врага окисления приводит к росту
имеющихся в кристалле преципитатов Sl02 , в процессе
которого на границе между выделением и матрицей генерируются
избыточные межузельные атомы [73] .В металлических системах дефекты упаковки могут образовывать¬
ся путем "коллапса" скоплений избыточных точечных дефектов с об¬
разованием плоских дисков, расположенных в плотноупакованных
плоскостях, или путем диссоциации полной дислокации на частич¬
ные дислокации, ограничивающие дефект упаковки. Предполагалось,
что при окислении существующие в кристалле дислокации могут
диссоциировать с образованием частичной дислокации Шокли, час¬
тичной дислокации Франка и дефекта упаковки между ними по сле¬
дующей реакции [68 , 74 , 75] :(3.8)При соответствующих условиях частичная дислокация Франка
будет переползать, удаляясь от исходного положения полной дис¬
локации, а частичная дислокация Шокли будет скользить и может
выйти из кристалла, как это схематически показано на рис. 3.29.Когда с помощью такого механизма объясняют образование
дефектов упаковки, возникают противоречия. Вообще говоря, ни¬
каких особенных причин для превращения такой низкоэнергетической
конфигурации, как полная дислокация, в дефект упаковки с высо¬
кой энергией нет. Как обсуждалось в разд. 3.2Л, большинство ди¬
слокаций в кремнии диссоциируют на частичные даже в отсутствие
окисления. Обнаружено, что "длина диссоциации" (т.е. расстояние
между частичными дислокациями) очень мала ( ~ 50 X) [58] ,
поэтому для наблюдения таких расщепленных дислокаций требуется
применение метода с очень большим разрешением (например, метод
исследования в слабом пучке, используемый в трансмиссионной
электронной микроскопии ) [75 J . На pic. 3.30 представлено изоб¬
ражение расщепленной дислокации в кремнии в слабом пучке [7б] .Хирт и Лоте [77] различают два типа дислокаций в кремнии,120
Рис. 3.29. Схема
образования дефектов
упаковки межузельного
типа при диссоциации
дислокаций.которые они называют "скользящие” дислокации и дислокации
"перетасованного набора". Главная разница между этими двумя типами
дислокаций та, что скользяще дислокации могут диссоциировать
на пару дислокаций Шокли, которые так же, как исходные, являются
скользящими. Дислокации "перетасованного набора" образуются,
когда лишние атомные плоскости "вставляются" между слоями атомов,
занимающих одинаковые позиции, но принадлежащих двум раз¬
ным взаимопроникающим гранецентрированным кубическим подрешеткам,
составляющим структуру алмаза. Иными словами, в последователь¬
ности слоев АаВвСсАа и т.д., характеризующей кубическую струк¬
туру алмаза, дислокация„перетасованного набора,;создается, ког¬
да слой атомов^вставляется'между, например, слоями а и А, в то
время кал экстрадлоскость атомов, представляющих скользящую
дислокацию, "вставляется” между атомными плоскостями, занима¬
ющими разное положение, например, а и В.Дислокации "перетасованного набора" могут диссоциировать
только на смешанные пары частичных дислокаций, поскольку дисло¬
кации "перетасованного набора" являются не скользящими и не
могут диссоциировать в плоскости скольжения на две частич¬
ные дислокации Шокли. Эти смешанные пары могут быть частичными
дислокациями Шокли и Франка, и это необходимое требование для
того, чтобы действовал механизм, описываемый уравнением (3.8).
Таким образом, существование расщепленных дислокаций в неокис-
ленных кристаллах свидетельствует о допустимости этого механиз¬
ма. Природа частичных дислокаций, связанных с расщепленной
дислокацией, показанной на рис. 3.30,не была выяснена в рабо¬
те [76] • Поэтому необходимы дальнейшие исследования,прежде чем121
: 	 Темнопольное изображение расщепленной дислокациив кремнии, полученное в слабом пучке в отражении 220 [76].можно будет определить, относятся ли эти дислокации к сколь¬
зящему или "перетасованному набору.'*Другим фактом, ослабляющим аргументы в пользу модели зарож¬
дения дефекта упаковки путем диссоциации дислокаций, является
то, что, как показывают экспериментальные наблюдения, существо¬
вание дислокаций в кристалле вовсе не обязательно для зарожде¬
ния дефектов. В качестве примера можно использовать рис. 3.31,
где представлена серия трансмиссионных электронных микрофотог¬
рафий образцов кремния, которые после механической шлифовки по¬
верхностей окислялись при температуре 'И00°С в122
парах воды. На ранних стадиях зарождения и роста дефектов (рис.
3.31, а и б) дислокации в образце не наблюдаются. Пяти-минут-
ное окисление (рис. 3.31, а) приводит к образованию маленьких
круглых точек, имевших вид маленьких клаотеров точечных дефек¬
тов или петель. Тип поля напряжений, создаваемого этими малень¬
кими кластерами, можно определить по изменению контраста, кото¬
рый дают такие кластеры при наблюдении в трансмиссионном электрон¬
ном микроскопе [78] . Дислокации становятся видны в кристаллах
только после длительного окисления; при этом дефекты упаковки
тоже становятся больше (рис. 3.31, виг). Возникновение дис¬
локаций при длительном окислении-это, несомненно, результат
реакции уничтожения дефектов упаковки, более детально рассмот¬
ренный в разд. 3.2.2.Если в кристалле нет расщепленных дислокаций, то процесс
зарождения дефектов упаковки лучше всего объяснить, привлекая
механизм конденсации точечных дефектов. Когда дефект упаков¬
ки образуется в области локального механического повреждения,
а на ранних стадиях зарождения дефектов дислокации еще не возни¬
кают (рис. 3.31), центрами зарождения, очевидно, являются об¬
ласти механического нарушения поверхности. Известно [79] , что
при диффузии фосфора в окислительной атмосфере локальная гене¬
рация дефектов, таких,как дефекты упаковки и дислокации,происхо¬
дит в местах локализованных нарушений поверхности пластины.На рис. 3.32 представлена царапина на поверхности окисляемого
образца. Локальное увеличение площади поверхности в области
царапины приводит к тому, что поток избыточных собственных меж¬
узельных атомов кремния, образующихся вследствие окисления,
возрастает в окрестности царапины вследствие существования двух
фронтов окисления, расположенных под углом друг к другу. Локаль¬
ное пересыщение материала по собственным межузельным и примес¬
ным атомам вызывает их конденсацию и образование дефектов упа¬
ковки в непосредственной близости к этому механическому
повреждению. В области поверхностных повреждений во время окис¬
ления могут, конечно .образовываться и дислокации (рис. 3.25).Однако это, скорее, исключение, чем правило, поскольку такие
сильные нарушения на поверхности пластин, используемых для изго¬
товления приборов, встречаются редко, в то время как несовер-
шества, обусловленные химико-механической полировкой, которые
часто не обнаруживаются после полировки, становятся видимыми
после окисления вследствие генерации на них дефектов упаков¬
ки. Поэтому для обнаружения механических повреждений на поверх¬
ности рекомендуется применять окисление с последующим избира-123
Рис. 3.31. Серия трансмиссионных электронных микрофотогра¬
фий образцов, подвергнутых механической шлифовке с последующим
окислением при Н00°С во влажной атмосфере в течение: ja - 5 мин;
6 - -10 мин; _в - 40 мин;_г - 55 мин [19].124
Рис. 3.32. Схе¬
ма поверхностной
царапины, подверг¬
нутой окислению.Стрелки показыва¬
ют направление
фронтов диффузии.тельным травлением поверхности {80 } . Кроме обсуждавшейся выше
модели конденсации избыточных атомов в окрестности царапины
существует также модель, в которой генерацию дефектов упаковки
связывают с наличием напряжений в области механических нарушений
поверхности (80, 81} . Такие локальные напряжения могут возни¬
кать либо в результате поверхностных повреждений, либо вследствие
наличия включений второй фазы или образования преципитатов.Их влияние на возникновение дефектов рассматривается ниже в
данном разделе.Природа центров зароедения в отсутствие механических повреж¬
дений, но при наличии комплексов точечных дефектов (свирл-де¬
фектов) в кристалле представляет несколько проблем. Как было
показано в разд. 3.1.2, в кристаллах кремния образуются два
вида свирл-дефектов: А- дефекты, которые считаются призматичес¬
кими дислокационными петлями межузельного типа, и В-дефекты,
структура которых точно еще не выяснена и которые, по-видимому,
являются кластерами собственных межузельных атомов кремния.
В-дефекты не наблюдаются в трансмиссионном электронном микроскопе,
если они не декорированы примесями. Превращение А-дефектов
в дефекты упаковки требует образования частичных дислокаций Шок¬
ли, которые проходят через область, ограниченную дислокацион¬
ной петлей, оставляя за собой дефект, ограниченный частичной
дислокацией Франка. Эта реакция, по существу, является обрат¬
ной по отношению к реакции превращения В-дефекта, который
является элементарным ("фундаментальным”) дефектом, образующим¬
ся при высоких температурах во время роста кристалла, в А-де-
фект [34] . Сложную последовательность перестроек, имеющих
место при преобразовании A-дефекта в дефект упаковки межузель¬
ного типа, можно представить следующей схемой.1.	В-дефект (образуется при конденсации собственных межузельных
атомов кремния, гетерогенно зарождаясь, например, на скоп¬
лении атомов углерода).2.	В-дефект растет с уменьшением температуры кристалла.125
3.	Больше В-дефекты "коллапсируют" с образованием дефекта упа¬
ковки, окруженного свдячей дислокацией типа (i/З) <Ш> .4.	Петли с дефектом упаковки превращаются в призматические петли,
согласно реакции (1/ЗУт> +(1/6)<И2> —*-(1/2)<«0> , образуя
А-дефект.5.	Окисление пластины, содержащей дефекты А (и В) типа, приводит
к превращению A-дефекта в_петлю с дефектом упаковки,согласно
реакции (1/2) <Ц0> +(1/6)<И2> —*-(1/3)<Ш> .Обращение реакции уничтожения дефектов чрезвычайно маловероятно,
поскольку предполагает образование дефектов с высокой энергией
из дефектов с низкой энергией. Эта реакция возможна только тог¬
да, когда призматическая петля уже является расщепленной. В
этом случае ситуацию можно было бы представить себе следую¬
щим образом: частичные дислокации, возникающие в результате
расщепления дислокации "перетасованного набора", под действием
окисления двигаются в противоположные стороны друг от друга.
Частичная дислокация Шокли скользит в плоскости петли и в конеч¬
ном счете исчезает (самоуничтожается), оставляя за собой дефект,
ограниченный частичной дислокацией Франка. Схема этого процесса
представлена на рис. 3.33.Так же, как в случае образования дефектов на механических
повреждениях поверхности пластин, зарождение дефектов на ком¬
плексах точечных дефектов происходит без участия дислокаций.На рис. 3.34 приведена электронная микрофотография дефектов упа¬
ковки, образовавшихся в тех областях материала, которые содер¬
жат свирл-дефекты [82] . Видно, что в структуре нет дислокаций.
Наблюдаемые в электронном микроскопе А-петли в большинстве
случаев имеют относительно сложную структуру (рис. ЗЛО)[30, 34] . Маловероятно, что окисление таких дефектов приводит
к образованию простых петель Франка без содутствугацего появле¬
ния клубков дислокаций. Следовательно, A-дефекты можно исклю¬
чить из рассмотрения в качестве центров зарождения дефектов
упаковки.Рис. 3.33. Схема превращения
призматической дислокационной
петли в петлю Франка.126
Рис. 3.34. Трансмиссионные электронные микрофотографии окис¬
лительных дефектов упаковки, образовавшихся на свирл-дефектах.
Видно, что нераоцепленные дислокации в структуре отсутствуют
182].С другой стороны, В-дефекты легко могут превращаться в пет¬
ли Франка в результате роста кластеров межузелышх атомов
под действием окисления и конденсации больших кластеров на плот¬
но упакованных плоскостях. Возможная модель превращения В-дефек-
та в петлю с дефектом упаковки схематически показана на рис.3.35. Эта модель может объяснить некоторые экспериментальные
Большие кластеры
межузельных атомов
конденсируются с
образованием петель
франка в плотно
упакованных плоскостяхРис. 3.35. Схема
превращения В-клас-
теров в петли Фран¬
ка при окислении.а. - распределение
кластеров избыточных
собственных межузель¬
ных атомов по тол¬
щине пластины; j£ -
окисление кристал¬
лов приводит к прев¬
ращению некоторой
доли В-кластеров в
дефекты упаковки.Расстояние от поверхности
в глубь пластины -►наблюдения,такие,как полное отсутствие дислокаций вблизи де¬
фектов упаковки на ранних стадиях зарождения дефекта и его роста,
различный размер дефектов упаковки, образование "многослой¬
ных" дефектов упаковки и т.д. Действительно, известно, напри¬
мер, что большие дефекты появляются вблизи поверхности раздела
окисел-кремний, а с увеличением расстояния от поверхности вглубь
материала размер дефектов уменьшается. Но этого и следует
ожидать, если превращение В-дефекта в дефект упаковки управля¬
ется взаимодействием В-дефекта с избыточными межузельными ато¬
мами, образующимися в процессе окисления, концентрация которых
выше на меяфазной границе. Образование многослойных дефектов
упаковки при окислении пластин кремния, содержащих свирл-дефек-
ты, часто наблвдается как на компланарных, так и на некомпла-
нарных плоскостях {ж} . На рис. 3.36 показано несколько таких
дефектов.Было также показано, что при повторном окислении пластин
может происходить образование дополнительных дефектов в непос¬
редственной близости от существовавших ранее[19] . Как обра¬
зование многослойных дефектов, так и возникновение новых в не¬
посредственной близости от существовавших ранее дефектов мож¬
но объяснить только тем, что имеющиеся в структуре
трехмерные кластеры межузельных атомов в процессе окисления прев-Расстояние от поверхности
В глубь пластины -»концентрация избыточных
межузельных атомов-*-Концентрация избыточных
межузельных атомов—»*
Рис. 3.36. Трансмиссионные электронные микрофотографии час¬
тично перекрывающихся или многослойных дефектов упаковки, образо¬
вавшихся на свирл-дефектах.На двух верхних фотографиях приведены изображения трех дефектов
упаковки, два из которых компланарны, а третий располагается в
другой плоскости (фотографии были получены при использовании раз¬
ных условий дифракции). На двух нижних фотографиях видны три ком¬
планарных дефекта, изображения которых получены при двух различ¬
ных условиях. На левом снимке хороший контраст дают дефекты упа¬
ковки, в то время как на правом - только ограничивающие их час¬
тичные дислокации. Заметим, что отсутствие контраста наблюдается
в случае перекрытия трех компланарных дефектов упаковки одинако¬
вого типа (работа [583, гл. 4 и анализ дифракционного контраста,
приведенный в той же главе).1299-493
ращаются в плоские двумерные дефекты упаковки. Это превращение
может происходить с образованием не только одного, но и нес¬
кольких дефектов упаковки как на компланарных, так и на некомпла¬
нарных плоскостях. На рис. 3.37 представлена модель петли со
сдвоенным дефектом упаковки, соответствующая двум частично пере¬
крывающимся дефектам такого типа, который показан на электрон¬
ных микрофотографиях рис. 3.36. Двух-, трех- и четырех-слойные
петли, которые видны на рис. 3.36, возникают в результате
образования второго, третьего и четвертого слоев "межузельных"
атомов непосредственно выше и ниже первичных петель межузельного
типа с дефектом упаковки.Если считать В-дефекты основными зародышами при образовании
дефектов упаковки, то из этого можно вывести важное следствие о
том, что A-дефекты не всегда должны сопутствовать В-дефектам в
кристаллах, содержащих свирл-дефекты. Это следует из наблюдения,
что на ранних стадиях окисления наблюдаются только петли с де¬
фектами упаковки, а "клубки" дислокаций, призматические петли,
дислокационные диполи и т.д. в структуре отсутствуют. Если бы
в кристалле были и А- и В-дефекты, то в окисленных пластинах
присутствовали бы не только дефекты упаковки, но и другие не¬
совершенства. Процесс окисления должен был бы усиливать рост слож¬
ных колоний дислокаций, отражая наличие A-дефектов; в результате полу¬
чилась бы смешанная совокупность дефектов упаковки, образовав¬
шихся из В-дефектов, и колоний дислокаций, выросших из А-дефек-
тов. Поскольку это, как правило, не наблюдается, неизбежен вы¬
вод, что A-дефекты не являются обязательной и универсальной сос¬
тавляющей свирл-дефектов в кремнии, а представляют собой продукт
превращения В-дефектов, возможно, при содействии быстродиффунди-
руицей примеси, как предполагалось ранее [833 •До сих пор при обсуждении механизмов зароздения дефектов
упаковки мы не касались роли примесных атомов. Однако существует
много данных, свидетельствующих о возможном участии кислорода
в образовании кристаллографических дефектов. Поскольку кристал¬
лы, выращенные по методу Чохральского, содержат высокую кон¬
центрацию растворенного кислорода ( > 10*® см-^), то влиянию
этой примеси уделялось большое внимание. Наиболее распространен¬
ной является модель, в которой предполагается, что при терми¬
ческой обработке богатого кислородом кристалла происходит обра¬
зование выделений двуокиси кремния SiOg с последующим формиро¬
ванием дефектов упаковки и дислокаций в окрестности этих взделений
(75, 84-88J . Обычно дефекты упаковки, связанные с выделениями,
образуются только в тех случаях, когда кристаллы подвергались130
Рис. 3.37.
Модель петли с
двойным дефек¬
том упаковки в
структуре алма¬
за.термической обработке при повышенных температурах длительное
время. Кроме того, оказалось, что двухступенчатая термообработка,
т.е. повторное нагревание и охлаждение кристалла, может приво¬
дить к образованию дефектов упаковки и в тех случаях, когда од¬
на высокотемпературная обработка не дает заметного эффекта [87].
Установлено также, что дефекты упаковки и дислокации возникают
в объеме толстых кристаллов, даже когда образцы обрабатываются
в атмосфере, не содержащее кислорода. В таком олучае окисления
кристалла не происходит,и поэтому образовавшиеся дефекты не яв¬
ляются следствием процессов окисления.На рис. 3.38 представлена модель [7з] формирования дефек¬
тов упаковки в кремнии, содержащем кислород, когда образец кремния
подвергается термообработке. Согласно этой модели, первоначаль¬
ная термообработка при 700°С приводит к зарождению преципитатов,
которые по предположению являются частицами <StO^.Вследствие изменения объема, связанного с формированием преципи¬
татов (Vg.Q /VSt =2), вокруг преципитата образуется дислока¬
ция. Во время последующей термообработки частица может расти бла¬
годаря диффузии кислорода из окружающей матрицы кремния к поверх¬
ности частицы. Значительное изменение объема, связанное с ростом
преципитата, аккомодируется вытеснением атомов кремния из облас¬
ти границы между частицей и матрицей. При этом избыточные атомы
кремния могут диффундировать в объем и конденсироваться, образуя
петлю Франка, либо приводить к росту дефекта, образовавшегося вслед¬
ствие диссоциации окружающей преципитат дислокации.По-иному представлена роль кислорода в работе £891 • Ав¬
торы этой работы считают, что первоначальная стадия формирования
дефектов упаковки состоит в образовании кремнекислородных клас¬
теров в плоскостях [ш].Когда атомы кислорода в таких кластерах
внедряются в положение между парами атомов кремния, расположенны-131
Рис. 3.38. Схема образо¬
вания петли Франка вокруг
частицы выделения [73] .а. - некогерентное выделение
SIO.5 ; б - ранняя ста¬
дия формирования сильно де¬
корированного дефекта упа¬
ковки межузельного типа;
в - более поздняя стадия
роста дефекта; видна колония
выделений разного размера
в центре и недекотарованные
области дефекта, jt - поток
межузельных атомов кремния
к дислокации; 2 - выделения;3 - диффузия к¥слорода к
выделениям; 4 - укрупнение
выделений за счет диффузии
кислорода к выделениям; _5 -
поток межузельных
атомов кремния. Этот рисунок
впервые оыл представлен на
Весеннем собрании Электрохи¬
мического общества 1977 г. в
Филадельфии, шт. Пенсильва¬
ния.мл вдоль направлений^II >, происходит сжатие примыкающей матрицы
кремния вдоль этих направлений. Для продолжения роста кремнекисло-
родных кластеров необходимо испускание межузельных атомов в при¬
мыкающую решетку. Когда концентрация межузельных атомов в такой
области достигает определенной критической величины, они могут
сконденсироваться, образовав дефект, окруженный петлей франка.
Предполагается, что дальнейший рост такого дефекта может проис¬
ходить при образовании новых кластеров. Схема действия этого ме¬
ханизма представлена на рис. 3.39.Если кристалл кремния, выращенный по методу Чохральского,
нагреть до выоокой температуры, в нем достаточно легко происхо¬
дит образование выделений двуокиси кремния. Известно [88], что
наличие этих выделений приводит к образованию дислокационных пе¬
тель в окружающей матрице кремния. На рис. 3.40 показан такой
случай испускания призматических дислокационных петель вследствие
наличия напряжений на границе частицы и матрицы, возникающих из-за
изменения объема, связанного с процессом преципитации. Генерация
дислокационной петли происходит благодаря первоначальному образо¬
ванию сдвиговой петли на границе частицы и матрицы. "Сдвиговая"
петля расширяется в плоскости своего скольжения, затем осущест¬
вляется поперечное скольжение винтовых сегментов, в результате
чего образуются дислокационные петли, которые часто принимают
форму ромба. Модель процесса генерации призматической петли воз¬
ле частицы показана на рис. 3.41.132
Рис. 3.39. Схема механизма за¬
рождения дефекта упаковки меж¬
узельного типа [89""] .а. - стадия I: в плоскостях fall}
формируются кремнекислородные
кластеры, вызывая сжатие окружающей
матрицы вдоль направления <111> ;
й- стадия II: межузельные атомы
кремния, возникающие при формиро¬
вании кремнекислородных класте¬
ров, образуют "выделения", пред¬
ставляющие собой зародышевые де¬
фекты упаковки; в - стадия Ш: раз¬
мер дефекта увеличивается за счет
образования новых и роста старых
кремнекислородных кластеров в плос¬
кости дефекта; I - межузельные
атомы кремния; 2 - кремненислород-
ные кластеры; JT- петля Франка
межузельного типа; 4. - подросшие
первоначальные кластеры; 5 - но¬
вые кремнекислородные кластеры.Рис. 3.40. Дислокационные петли, образовавшиеся в кремнии
по механизму призматического выдавливания частицами Si 0 ^ [88].133
Рис. 3.41. Схема механизма генерации призматических петель
в окрестности частицы [90].а - сдвиговая петля расширяется, пока ее винтовые сегменты не
становятся параллельными плоскостям поперечного скольжения, в ко¬
торых действуют высокие механические напряжения. В результате не¬
прерывного поперечного скольжения образуется призматическая пет¬
ля, как показано на рис. - г.В противоположность описанным выше явлениям было обнаружено,
что преципитация в кремнии может иметь место и без образования
дислокаций в матрице [91] , На рис. 3.42 показан случай, когда
продолжительное окисление пластин кремния, содержащих свирл-де-
фекты, приводит к возникновению колоний выделений (clusters),
которые зарождаются на комплексах точечных дефектов, имеющих
свирл-распределение. При большем увеличении (рис. 3.43) ясно
видно, что, несмотря на большую плотность выделений в таком
"кластере", дислокации в данном случае не образуются.Эти выделения были первоначально идентифицированы как час¬
тицы кристобалита - высокотемпературной фазы .SlO^ [91]. Однако
тщательный анализ картин дифракции электронов от таких преципи¬
татов показал, что это скорее SlC1) В любом случав отсутствие
дислокаций в окружающей матрице означает, что напряжения на гра¬
нице между частицей и матрицей недостаточны для появления дисло¬
каций. Возможной причиной отсутствия дислокаций может быть акко¬
модация граничных напряжений теми образованиями, которые служат
центрами гетерогенного зарождения, т.е. в данном случае комплек¬
сами точечных дефектов. Однако если такими центрами являются В-
кластеры, что очень возможно, то маловероятно, чтобы избыточные
межузельные атомы, составляющие В-кластер, могли аккомодировать
напряжения на межфазной границе, поскольку при образовании вы¬
делений окружающая матрица кремния подвергается сжатию, что при¬
водит к испусканию, а не поглощению межузельных атомов. Факти¬
чески в этих условиях локальное увеличение концентрации собст¬
венных межузельных атомов кремния должно было бы приводить к
сопутствующей конденсации этих межузельных атомов с образованием
дефектов упаковки и дислокаций. Выделения, показанные на рис.P. Wilhelm, AEG Telefunken, 1976 (частное сообщение).134
Рис. 3.42. Образование дискретных скоплений частиц выделе¬
ний в окисленном кремнии.Дислокации в структуре отсутствуют. Черные и белые полосы, окру¬
жающие скопления выделений, - это толщинные экстинкционные кон¬
туры, образующиеся вследствие изменения толщины вокруг таких
скоплении в процессе приготовления образца для трансмиссионной
электронной микроскопии.3.43, образовались вследствие окисления,и большинство из них
сформировались близ границы окисел-кремний, поэтому возможно,
что напряжения, возникающие в процессе преципитации, аккомоди¬
руются границей кремний - двуокись кремния, вследствие чего на¬
пряжение пластического течения и не достигается.135
Рис. 3.43. Электронная микрофотография скопления выделений,
которая получена при большем увеличении и демонстрирует полное
отсутствие дислокаций.До сих пор мы видели, что выделение примеси в кремнии может
происходить как с образованием дислокаций и дефектов упаковки
в окрестности преципитатов, так и без него. Родственный этому
явлению механизм - преципитация примеси на существовавших ранее
дефектах. На рис. 3.44 показан случай гетерогенного образования
выделений на дислокациях. Если кристалл, содержащий дислокации,
подвергается термообработке в окислительной атмосфере продолжи¬
тельное время, на дислокациях часто возникают преципитаты Si. С)
[92].Обзор различных моделей образования дефектов упаковки и
дислокаций вследствие окисления или термообработки кристаллов,
содержащих кислород, показывает, что согласие мевду механизма¬
ми, привлекаемыми для объяснения наблюдаемых явлений, отсутству¬
ет. Ситуация усложняется тем, что исследованные кристаллы содер¬
жали различное количество примесей (О,С и металлических элемен¬
тов) и прошли разную термообработку. Кроме того, очень плохо изу¬
чены ранние стадии зарождения дефектов упаковки и, к сожалению,
отсутствуют прямые наблюдения превращения имеющихся в кристалле136
Рис. 3.44, Образование выделений SiQ* на дислокациях, су¬
ществовавших в структуре до начала термообработки С92].а - плоскость изображения параллельна {ill} ; б. - плоскость изоб¬
ражения перпендикулярна {III}.зародышей (независимо от того, являются ли они окисными частич¬
ками либо А-либо В-кластерами) в дефекты упаковки.Динамика дефектов упаковки. Подвижный характер кристаллогра¬
фических дефектов, а также тот факт, что производство кремние¬
вых приборов связано с применением многократных тердообработок,
приводят к значительному изменению размера, морфологии и приро¬
ды дефектов в кремнии. Поэтому динамика дефектов, т.е. "отклик"
дефектов на воздействие физических факторов, например темпера¬
туры и давления, а также химических факторов, например сил, дей¬
ствующих при окислении и диффузии примеси, является важной об¬
ластью исследований. Хотя в данном разделе рассматривается, глав¬
ным образом,динамика дефектов упаковки, большое внимание уделя¬
ется также дислокациям и примесям.РОСТ И УМЕНЬШЕНИЕ ДЕФЕКТОВ УПАКОВКИ. Рост или уменьшение
размеров дефектов упаковки зависят от концентрации точечных де¬
фектов в их окрестности. Поскольку дефекты упаковки межузельного
типа растут, испуская вакансии или поглощая межузельные атомы из
окружающей матрицы, при возникновении неравновесной концентра¬
ции точечных дефектов должно происходить такое изменение разме¬
ров дефекта, которое приводит к восстановлению равновесия.Величина "химической движущей силы”, обуславливающей измене¬
ние размеров дефекта, дается формулой [93](3.0)137
где С - концентрация вакансий в кристалле; CQ - равновесная кон¬
центрация вакансий; к - постоянная Больцмана; Т - абсолютная
температура; Ь - вектор Боргерса дефекта и окружающей его дис¬
локации ((а/3) [ш|).Факторы, противодействующие химической движущей силе, -
это линейное натяжение дислокации и энергия дефекта упаковки. Ес¬
ли дефект растет, линейная и поверхностная энергии дефекта будут
повышаться. Химическая движущая сила должна превысить обе эти
силы, чтобы обеспечить рост дефекта. Выражение для общей энергии
дефекта Франка имеет вид [?4, 9б](3.10)где G - модуль сдвига кристалла; S’ - коэффициент Пуассона;R.0 - радиус ядра дислокации; L - средняя энергия деформации
в расчете на один атом ядра дислокации; t - радиус дефекта
упаковки (считают, что он имеет круглую форму); % - энергия
дефекта упаковки.Если положить радиус ядра равным RQ = 2& , то это уравнение сво¬
дится к следующему:13. а)Для дислокационной петли длиной	условие роста за¬дается следующим выражением:с.шгде Ес - энергия в расчете на единицу длины дислокации. Эта ве¬
личина заменяет величину L , т.е. энергию в расчете на атом
ядра дислокации [96]. Число 10 в знаменателе возникает в резуль¬
тате предположения, что в случае дислокации с радиусом ядра 2 Ь
вклад в энергию на единицу длины вносят примерно 10 атомов.Из неравенства (3.12) получается, что дефект упаковки бу¬
дет расти, когда химическая движущая сила, обусловленная недосы-
щением по вакансиям,достаточно велика, чтобы превысить силы, обу-138
словленные энергией дефекта упаковки и линейной энергией дислока¬
ции.Более простая форма этого уравнения выведена в работе [97]
и имеет следующий вид:(ълъ)где Ср - концентрация вакансий в равновесии с дефектом; С0 - рав¬
новесная концентрация вакансий в кристалле без дефектов; 62 -
площадь, занимаемая вакансией в плоскости jn-lj . Множитель 2 в
знаменателе экспоненты вводится потому, что в кубической структу¬
ре алмаза каждый узел решетки связан с двумя атомами.При окислении концентрация вакансий на границе окисел-крем¬
ний падает ниже равновесной величины, приводя в результате к рос¬
ту дефектов упаковки. Рис. 3.45 иллюстрирует рост дефектов при
температуре 1200°С в зависимости от времени окисления. Рост де¬
фекта происходит как вдоль поверхности ("в длину"), так и вглубь
кристалла, вдоль плоскости дефекта ("в ширину"). На pic. 3.46
показана зависимость длины дефекта от времени окисления для двух
различных температур, а также для двух различных ориентаций при
одной и той же температуре. Кроме того, установлено, что на рост
дефекта влияют легирующие примеси ( YI - или p-типа) [б7]. Как
следовало ожидать для термически активированного процесса, дли¬
на дефекта увеличивается с ростом температуры и продолжительно¬
стью обработки при данной температуре. Влияние типа легирующей
примеси рассмотрено ниже.Если пластину кремния, содержащую дефекты упаковки, отжигать
в вакууме, размер дефектов, как обнаружено в [97] , может умень¬
шаться. В условиях такого отжига концентрация вакансий в равно¬
весии с поверхностью кристалла равна равновесной концентрации
вакансий в бездефектном кристалле, причем С0>Ср , где Ср-концентрация вакансий в равновесии с дефектом. Следовательно,
химическая движущая сила становится недостаточно велика, чтобы
превысить энергию дефекта упаковки и линейную энергию дислокации,
поэтому происходит "отжиг" дефектов упаковки, или "аннигиляция",
т.е. уменьшение их размеров или даже полное исчезновение дефекта
упаковки. На рис. 3.47 показано уменьшение длины дефектов упаков¬
ки в кристаллах кремния с различным уровнем легирования после
термообработки в вакууме при И00°С.Энергия активации процессов роста и аннигиляции дефектов
упаковки равна ~ 2 эВ [б7, 97]. Эта величина значительно меньше139
Рис. 3.45. Серия оптических микрофотографий избирательно
протравленной поверхности пластин, подвергнутых окислению в па¬
рах воды при 1200°С в течение разного времени, которая иллюстри¬
рует рост дефектов упаковки.140
Рис. 3.46. Зависимость длины дефекта на поверхности пласти¬
ны от времени окисления [67].I	- температура окисления 1050°С, кристалл п -типа0с ориентацией
■поверхности	температура окисления 1050 С, кристалла-тиш с ^ориентацией поверхности {110}; В - температура окисле¬
ния 1250ч), кристалл и.-типа с ориентацией поверхности -{.111};4 - температура окисления 1250 С, кристалл а-типа с ориентацией
поверхности i ill}.Рис. 3.47. Отжиг дефектов упа¬
ковки при термообработке в вакууме
(Т = Н00°С) пластин, содержащих
дефекты [97] .I	- п-тип (0,01 Ом-см); 2 -п-типII	Ом-см); 2. - р-тип (0,008 Ом*см);
4 - p-тип (I Ом.см).величины энергии активации самодиффузии в кремнии, которая сос¬
тавляет 5,13 эВ, как сообщалось в [98]. Это означает, что диф¬
фузия собственных межузельных атомов кремния к краю дефекта упа¬
ковки происходит вдоль ядра дислокации, а не через бездефектную
область.Интересно^то скорости роста и отжига дефектов упаковки за¬
висят от типа примеси и ее концентрации. Это означает, что объ¬
емные концентрации вакансий в кристаллах it- и p-типов различны.
Скорость отжига дефектов при данной температуре увеличивается с141
ростом концентрации легирующей примеси п-типа, а также при пере¬
ходе от p-типа к Н--типу и наоборот, скорость роста дефектов в
материале p-типа обычно выше, чем в материале Г\.-типа. Эти наблю¬
дения показывают, что равновесная концентрация вакансий повышена
в материале W, -типа и уменьшена в материале p-типа. Объяснение,
по-видимому, заключается в том, что вакансии в кремнии действуют
как акцепторы, и, следовательно, свободная энергия образования
вакансий должна уменьшаться за счет компенсации акцзпторных
центров вакансий электронами .ФОША ДЕФЕКТОВ И ОРИЕНТАЦИОННЫЕ ЭФФЕКТЫ. Форма дефекта
упаковки определяется теми же тремя параметрами, от которых за¬
висят его рост и аннигиляция, а именно химической движущей си¬
лой, энергией дислокации и энергией дефекта упаковки. В услови¬
ях недосыщения по вакансиям наличие химической движущей силы
обусловливает рост дефекта. При этом рост происходит не путем
одновременного движения всей частичной дислокации, окружающей
дефект, а путем зарождения ступенек на дислокации и их бокового
движения вдоль дислокации. Если из области дефекта близ его края
удаляется вакансия (или к краю дефекта присоединяется меж -
узельный атом), то в ядре дислокации возникает "зародышевая"двойная ступенька. Эти ступеньки играют ту же роль, что и места
"изломов" на ступеньках свободной поверхности, т.е. помогают
распространению дислокации. При термическом равновесии концен¬
трация ступенек на дислокации(5.14)где U$ - энергия образования ступеньки. Концентрация ступенек
и силы, действующие на ступеньки, должны зависеть от температу¬
ру так же как и степень недосыщения вакансий в окрестности де¬
фекта '.В табл. 3.1 показано, как будет меняться форма дефекта с
с увеличением недосыщения по вакансиям, а на рис. 3.48, а-&
дани три формы дефектов,соответствующие условиям, приведению*^В данной главе повсюду рассматривается случай недосыще¬
ния по вакансиям, так как мы имеем дело с дефектами упаковки
межузельного типа и с уменьшением равновесной концентращга ва¬
кансий на поверхности раздела кремний-окисел вследствие окис¬
ления.142
Таблица 3.1Гексагональные дефекты упаков¬
ки и дефекты с границами, пред¬
ставляющими прямые сегменты дис¬
локацийКруглые дефекты и дефекты, огра¬
ниченные искривленными частичны¬
ми дислокациямиДефекты крайне неправильной формы
(дендритные формы)Низкая степень недосыщения
вакансий (С примерно равнасо>Повышенная степень недосы¬
щения вакансий (С > CQ)Очень высокая степень недо¬
сыщения вакансий (С » С0)в таблице. В условиях, близких к равновесным, т.е. при С « С0,
дефекты обычно имеют прямые стороны, параллельные направлениям
плотной упаковки. В кремнии края дефектов упаковки располагаются
параллельно направлениям < И0> и <И2> . Линейное натяжение ди¬
слокаций проявляет кристаллографическую анизотропию, и минимум
линейной энергии достигается тем, что дислокации стремятся за¬
нять положение с минимальной энергией, т.е. располагаются парал¬
лельно плотноупакованным плоскостям.Следует учесть, что гексагональный дефект упаковки имеет
меныпую площадь по сравнению с круглым, поэтому в условиях, близ¬
ких к равновесным, изменение формы дефекта будет определяться
как линейной энергией дислокации, так и энергией дефекта упаков¬
ки [38j . При окислении в обычных условиях чаще всего наблюдают¬
ся круглые дефекты упаковки и дефекты неправильной округлой
формы. Химическая движущая сила в таких условиях достаточно ве¬
лика, чтобы превысить влияние факторов кристаллографической ани¬
зотропии, так что стороны дефекта не имеют четкой кристаллогра¬
фической ориентации.На рис.3.48,& показан случай, когда имеет место сильное
локальное недосыщение по вакансиям, по-видимому, связанное с при¬
сутствием быстродиффундирупцих примесей, таких, как медь или же¬
лезо. Рис. 3.49 иллюстрирует присутствие преципитатов на концах
длинных дендритообразных выступов на "растущем" краю дефекта.
Большой бесформенный дефект показан на этом рисунке при различ¬
ных условиях дифракции, благодаря чему можно сделать вывод, что143
Рис. 3.48._а - дефекты, ограниченные
прямолинейными дислокациями,
и дефекты гексагональной
формы, которые образуются
при С^С0; б - дефекты упа¬
ковки, ограниченные искрив¬
ленными частичными дислока¬
циями, образующиеся при
С >С. ; в - дефекты упаковки
при оолыпом недосвдении ва¬
кансий.
это дефект Франка, ограниченный дислокацией с вектором Бюргер-
са (а/3)<Ш>. Дефект и связанная с ним дислокация имеют очень
неправильную форму, так как скорость роста отдельных областей
дефекта намного превосходит среднюю скорость его роста. В крем¬
нии, содержащем медь, дислокационные диполи, как наблюдалось в
работах [99-101] , растут со скоростями, намного превышающими
скорость участков дислокаций, соединяющих диполи. Образованием10-493
длинных диполей,движущихся впереди дислокации, ведущей рост кристал¬
ла, пытались в свое время объяснить легкий рост дендритов крем¬
ния в определенных кристаллографических направлениях, таких,
как <Н2>и<Н0> . Это объяснение, однако, не является удовлет¬
ворительным в применении к случаям, показанным на рис. 3.48 и
3.49.В том случае, когда растущий дефект упаковки встречает
В-кластер, т.е. скопление собственных межузельных атомов, мо¬
жет происходить ускоренный роет дефекта. Такой механизм схема¬
тически показан на рис. 3.50. Известно, что рост дефекта проис¬
ходит путем диффузии собственных межузельных атомов, возникаю¬
щих при окислении,вдоль "трубки" частичной дислокации, окружа¬
ющей дефект. Поэтому столкновение этой частичной дислокации с
В-кластером может привести к "ускоренной подаче" межузельных
атомов к В-кластеру, обусловливая его рост и последующий коллапс
с превращением в дефект упаковки, который сливается с первона¬
чальным дефектом. Образованные таким образом дефекты не обяза¬
тельно соприкасаются с первоначальным дефектом или компланарны
ему; важно лишь, чтобы В-кластеры находились в пределах "длины
пробега" генерируемых при окислении собственных межузельных ато¬
мов кремния.146
Рис. 3.49. К анализу дифракционного контраста бесформенно¬
го дефекта упаковки, показывающему наличие выделений примеси на
частичной дислокации.- отражение 111; б. - отражение ИЗ; в_- отражение 220; г -
отражение 220. Выделения наблюдаются на кончиках выступов "денд¬
ритного" типа.Поскольку поверхность кристалла оказывает сильное влияние
на движущую силу роста дефекта, возникающие при окислении меж¬
узельные атомы должны играть наибольшую роль вблизи границы меж¬
ду окислом и кремнием. С увеличением расстояния от границы сте¬
пень недосыщения вакансий будет уменьшаться и условия будут стре¬
миться к равновесным. В отсутствие других источников межузельных
атомов, таких, как выделения окислов в объеме кристалла, ско¬
рость роста дефектов максимальна вблизи поверхности и уменьшает¬
ся при удалении от поверхности вглубь кристалла. Действительно,147
у подавляющей части больших дефектов размер вдоль поверхности
больше, чем в глубину кристалла. Так,на рис. 3.51 видно, что
гексагональные петли Франка, которые можно наблюдать в тонкой
0,8 мкм) фольге с помощью трансмиссионного электронного мик¬
роскопа (так как они имеют достаточно малый размер), оказались
почти равноосными, т.е. их размеры в направлении, параллельном
поверхности и перпендикулярном ей, вдоль плоскости дефекта, приб¬
лизительно равны. Большие дефекты, однако, сильно анизотропны:
их длина в несколько раз больше их ширины. На рис. 3.52 показан
график зависимости размеров дефекта, т.е. его длины и ширины,
от времени окисления. Видно, что скорости роста в направлении,
параллельном поверхности, значительно больше скоростей роста
вглубь кристалла.Когда круглый дефект пересекает поверхность кристалла и
постепенно превращается в полукруглый дефект, длина которого пред¬
ставляет собой диаметр круга, из чисто геометрических соображе¬
ний отношение его длины к ширине должно быть равно 2. Однако в
действительности оно не равно 2 вследствие анизотропии его
роста. Это иллюстрирует рис. 3.53, где показано соотношение меж¬
ду длиной дефекта и его шириной, а также между его длиной на
поверхности и толщиной окисла при различных температурах окис¬
ления.Увеличение толщины слоя окисла, времени окисления и темпе¬
ратуры окисления приводит к увеличению длины дефекта. Отношение
длины дефекта к его ширине возрастает также при увеличении про¬
должительности окисления или длины самого дефекта. Интересно
влияние температуры на анизотропию формы дефекта: чем ниже тем¬
пература окисления, тем больше эта анизотропия. И наоборот, чем
выше температура окисления, тем меньше отношение длины дефекта
к его ширине при данном времени окисления. Другими словами, при
более низких температурах дефекты стремятся расти преимуществен¬
но вдоль поверхности, проникая в объем кристалла на меньшую глу¬
бину. Это отражает тот факт, что избыточная концентрация собст¬
венных межузельных атомов, максимальная на границе окисел - крем¬
ний, быстро падает с расстоянием от поверхности, причем этот
спад происходит быстрее при более низких температурах. Такой
эффект можно использовать для уменьшения влияния этих дефектов
на электрические свойства приборов (гл. 6).В ряде работ проведены интересные исследования влияния
ориентации на зарождение и рост дефектов упаковки, хотя механиз¬
мы, ответственные за наблюдаемые явления, не понятн полностью.
Обнаружено, что скорость роста дефектов в образцах с ориентаци-148
Рис. 3.50.Схема механизма
ускоренного ло¬
кального роста де¬
фекта упаковки
межузельного типа
за счет взаимодей¬
ствия с В-класте-
рами.Рис. 3.51. Анизотропия роста дефектов упаковки.Маленькие гексагональные дефекты имеют почти одинаковые длину и
ширину, а большинство растут преимущественно вдоль поверхности,
а не в глубь кристалла.149
Рис. 3.52. Зависимость
размеров дефекта от вре¬
мени окисления в парах во¬
ды при И00°С.• - длина дефектов;о-
ширина (глубина) дефектов.Рис. 3.53. Зависимость
отношения длина/ширина
дефектов упаковки (- - -
- - — - ) и толщиныслоя окисла (	)от длины дефектов упаков¬
ки на поверхности.Окисление в парах воды.
Ориентация {100] .150
ей jlllj примерно в три раза меньше, чем в образцах, поверхно¬
стью которых являются менее плотно упакованные плоскости, такие,
как {но] или ^lOOj^fpuc. 3.46). Зарождение этих дефектов, как
сообщалось, тоже зависит от ориентации. При отклонении ориента¬
ции поверхности на 3-10° от плоскости {юо} зарождения дефек¬
тов упаковки не наблюдается [102] . Кроме того, было показано,
что в тех случаях, когда существует не одна, а несколько систем
плоскостей , наклоненных к плоскости поверхности под раз¬
личными углами, плоскость габитуса дефектов упаковки зависит от
механизма генерации дефектов (82^j . При окислении пластин, име¬
ющих ориентацию	зарождение дефектов происходит преимущест¬
венно на плоскостях, наклоненных к поверхности под большими уг¬
лами, если эти дефекты возникают в областях механических пов¬
реждений. Если же дефекты упаковки образуются в области свирл-
дефектов в отсутствие механических повреждений, то они распола¬
гаются главным образом в плоскостях (lllj , наклоненных к по¬
верхности под малыми углами.Для объяснения этих явлений предлагаются различные умоз¬
рительные теории, основанные на предположениях о возникновении
напряжений на межфазной границе [82} или о зависимости плотнос¬
ти числа атомов на поверхности от ориентации [юз] . Поскольку
эффекты, связанные с зарождением и ростом дефектов в зависимос¬
ти от ориентации, подобны явлениям, связанным с влиянием ориен¬
тации на диффузию легирующих примесей в кремнии, этот вопрос бу¬
дет рассмотрен более подробно в одном из следующих разделов нас¬
тоящей главы.АННИГИЛЯЦИЯ ДЕФЕКТОВ УПАКОВКИ. Дефекты упаковки, как пра¬
вило, очень стабильны в кремнии. Однако при определенных услови¬
ях дефекты могут аннигилировать или тем или иным способом быть
удалены из кристалла [38] . Так, если дефекты имеют достаточно
малые размеры или лежат под малыми углами наклона к поверхности,
они могут поглощаться перемещащейся границей окисел - кремний.
Это возможно, в частности, при низкой температуре окисления,
когда рост дефекта в объем кристалла происходит сравнительно
медленно. К уничтожению дефектов упаковки (частичному или полно-Во всех этих., случаях дефекты располагаются, разумеет¬
ся, в плоскостях {111} .наклоненных к поверхности. В опытах ис¬
следуется влияние ориентации поверхности на скорость роста де¬
фектов в этих наклонных плоскостях {III} , углы наклона кото¬
рых к плоскости поверхности зависят от ориентации поверхности.151
чу) может приводить многократное окисление, если после каждого
окисления производить удаление слоя окисла . Это иллюстрирует
рис. 3.54, на котором ввдно, как последовательные ступени окис¬
ления в сочетании с удалением окисла обусловливают уменьшение
площади дефекта. Однако видимая длина дефекта остается постоян¬
ной, поскольку в этом случае скорость роста дефекта вблизи по¬
верхности уравнивается со скоростью "расходования" кремния при
окислении; ширина же дефекта уменьшается пропорционально количе¬
ству удаленного кремния.Маленькие дефекты можно удалить из кристалла, изменяя сте¬
пень недосыщения вакансий в окрестности таких дефектов. На рис.
3.55 показан случай, когда маленькие петли с дефектом упаковки,
возникшие в результате первоначального высокотемпературного оки¬
сления, аннигилируют во время последующего низкотемпературного
процесса окисления. Изменение температуры окисления или атмос¬
феры окисления меняет отношение С/С0. Понижение температуры илиРис. 3.54. Трансмиссионные электронные микрофотографии одно¬
го и того же дефекта упаковки в фольге, подвергавшейся повторным
окислениям.Видно, что с каждой последующей обработкой ширина (глубина) де¬
фекта уменьшается, а длина (вдоль поверхности; остается постоян¬
ной. Графики зависимости длины и ширины дефекта от времени окис¬
ления демонстрируют явление "расходования" дефекта при окислении.
• - длина дефекта; о - ширина (глубина) дефекта.Когда кремний окисляется, примерно половицу объема об¬
разующегося окисла составляет окисленный кремний, т.е. в про¬
цессе окисления и последующего растворения олоя окисла крем¬
ний "расходуется" вместе с дефектами, которые в нем были.152
изменение атмосферы окисления, приводящее к переходу от высоких
скоростей окисления (пары воды, смесь НСЕ и кислорода) к низким
скоростям окисления (сухой кислород), вызывают уменьшение хими¬
ческой двияущей силы, что обусловливает "растворение" дефектов.Наиболее распространенный механизм аннигиляции дефектов153
Рис. 3.55.а. и й. - светлопольное и темнопольное (соответственно) изображения
дефекта упаковки и нескольких маленьких петель (показанных стрел¬
ками); в. - исчезновение маленьких петель и выпрямление отдельных
участков большого дефекта после окисления в сухом кислороде при
iiOO°C в течение 10 мин (в данных условиях дифракции дефект упа¬
ковки не дает контраста, см. гл. 4) [381.упаковки - это зарождение частичной дислокации Шокли с последу¬
ющим ее движением вдоль плоскости дефекта, что приводит к прев¬
ращению дефекта упаковки в призматическую дислокацию. Реакции
уничтожения дефекта, возможные для дефекта упаковки,окруженно¬
го петлей с вектором Бюргерса (а/3) [ш] , представляются сле¬
дующим образом fi04] :154
После прохождения через дефект двух частичных дислокаций
Шокли дефект упаковки исчезает; при этом образуется полная дис¬
локация типа (а/2) [по] . Зарождение частичных дислокаций Шок¬
ли выше и ниже петли Франка требует наличия механических напря¬
жений. Частичные дислокации Шокли - это скользящие дислокации,
поведение которых подобно поведению недиссоциированных сколь¬
зящих дислокаций. Следовательно, чтобы действовал этот механизм
аннигиляции, в кристалле должны существовать механические нап-Рис. 3.56. Влияние продолжительности окисления на плотность
дефектов упаковки.й. - г - оптические микрофотографии протравленных в избирательном
травйтеле поверхностей пластин, окислявшихся в течение 1/4, 1/2,
10 и 60 ч соответственно.При непродолжительном окислении в структуре образуются дефекты
упаковки, при длительном - возникают дислокации.ряжения достаточной величины. Такие напряжения могут возникать
в кристалле при окислении, а также при термоударах (разд. 3.2.1).Нце один распространенный путь аннигиляции дефекта - это
взаимодействие мезду дефектами, лежащими вшоскостях, которые
не являются типичными габитусными плоскостями. На рис. 3.56 по-155
Рис. 3.57. Взаимодей¬
ствие двух ортогональных
дефектов, приводящее к
уничтожению одного из них
Г 38] .Стрелками показана исход¬
ная отметка, подтвервда-
ющая, что все микрофотог¬
рафии получены с одной и
той же области фольги,
подвергавшейся повторным
окислениям вне микроскопа.
Рис. 3.58. Зависи¬
мость скорости движе¬
ния частичных дислока¬
ций Франка (	)и Шокли (	) отвремени окисления в
сщ,кислоРоде приказано влияние продолжительного окисления на плотность дефектов
упаковки и дислокаций. Плотность дефектов упаковки при этом силь¬
но уменьшается, а плотность дислокаций возрастает (см. также рис.
3.31).К образованию частичных дислокаций Шокли может проводить
"столкновение" дефектов. Рис. 3.57 иллюстрирует случай, где два
ортогональных дефекта взаимодействуют в процессе своего роста,
индуцированного окислением; при этом происходит уничтожение од¬
ного из дефектов.Скольжение частичных дислокаций Шокли через дефект упаков¬
ки происходит со скоростями, намного большими, чем скорости дви¬
жения частичных дислокаций Франка (рис. 3.58).Скользящая природа чаотичных дислокаций Шокли, а также на¬
пряжения, которые возникают при высоких температурах в процессе
"столкновения” дефектов, приводят к быстрой реакции уничтожения
дефектов.3.3. ДиффузияВ гл. 2 уже говорилось о той важной роли, которую играет
диффузия в производстве приборов. Диффузия легирующих и других
примесей, таких,как кислород, углерод, а также быстродиффувди-157
ругащих элементов обычно вызывает искажения решетки кремния вслед¬
ствие целого ряда факторов. Поскольку движение атомов примеси
происходит при участии собственных точечных дефектов (вакансий
и межузельных атомов кремния), диффузия будет приводить к изме¬
нению равновесной концентрации точечных дефектов. Введение чу¬
жеродных атомов в решетку кристалла вызывает напряжения внутри
кристалла и, как следствие, изменение параметра решетки (этот
аспект влияния примесей обсуадался на примере углерода в пре¬
дыдущем разделе). Третье важное явление - это образование вы¬
делений (преципитатов), обычно в виде соединения примеси с крем¬
нием. Такие преципитаты могут создавать достаточно большие нап¬
ряжения, приводящие к образованию новых дефектов. Роль выделений
$10г была рассмотрена в предыдущем разделе.Тердообработка действует на зароздение дефектов при диф¬
фузии примесей так же, как и при окислении, поскольку в обоих случаях
пластины нагревают до высокой температуры. Терломеханические нап¬
ряжения, возникающие в пластинах при быстром нагреве и охлазде-
нии, могут вызвать появление дислокаций.В этом разделе подробно обсуждаются процессы образования
дефектов, обусловленные диффузией, причем главное внимание уде¬
ляется основным легирующим элементам в кремнии. Диффузия других
примесей рассмотрена в связи с их воздействием на уже существую¬
щие дефекты в кристалле. Конец раздела посвящен вопросам взаимо¬
действия двух и более легирующих примесей и их влияния на пос¬
ледующие процессы.3.3.£. Диффузия легирующих примесейСреди четырех основных легирующих примесей (фосфор, мышьяк,
сурьма и бор) наиболее подробно изучены фосфор и бор ввиду их
широкого применения в качестве легирующих примесей И, - и
р-типов в кремнии. Кроме того, фосфор чаще других элементов ис¬
пользуется для формирования мелких	- р- переходов с вы¬
сокой поверхностной концентрацией легирующей примеси. Оба эти
условия приводят к тому, что в кристалле образуется высокая плот¬
ность дефектов, а это как раз особенно нежелательно при форсиро¬
вании мелких переходов.Дислокации, образующиеся при диффузии. Как указывалось
выше, дислокации могут возникнуть в кремнии I) при наличии тер¬
момеханических напряжений, 2) при перестройке обусловленных окис¬
лением дефектов упаковки и 3) призматическим выдавливанием на158
Рис. 3.59. Трансмиссионная электронная микрофотография ти¬
пичной дислокационной сетки, образующейся в кремнии при диффузии
фосфора.159
выделениях Si02 . Четвертый механизм образования дислокаций -
это диффузия легирующих элементов, таких;как фосфор и бор, из
источников с высокой концентрацией примеси.Дислокации, вводимые при диффузии, обычно образуют плоскую
сетку, параллельную фронту кристаллизации и, следовательно,
р- И -переходу. На рис. 3.59 показана типичная картина, возни¬
кающая при диффузии фосфора. Все дислокации - краевые, с век¬
тором Бюргерса типа (а/2) {ilO^ . Характерная особенность этих
дислокаций состоит в том, что они располагаются главным обра¬
зом в плоской области внутри кристалла, положение которой свя¬
зано с диффузионным профилем, обычно между поверхностью кристал¬
ла и р-(г -переходом, на расстоянии от поверхности, равном 1/3 -
2/3 от глубины залегания р- (г -перехода [105 , 10б], причем лишь
немногие дислокации доходят до самого р-n,-перехода.Образование дислокаций в кристалле при диффузии примеси мо¬
жет происходить по разным причинам. Чтобы облегчить обсуждение
различных механизмов образования дислокаций, можно разделить ос¬
новные факторы на внутренние и внешние. К внутренним факторам мы
отнесем непосредственное воздействие чужеродного атома иного раз¬
мера на решетку бездефектного кристалла. Внешними факторами будем
считать взаимодействие уже существующих в объеме и на поверхности
дефектов с обусловленными диффузией силами.В табл. 3.2 приведены для сравнения атомные радиусы крем¬
ния и основных легирующих элементов (в А). Из таблицы видно, чтоТаблица 3.2КремнийБорФосфорМышьяк1,170,881,101,18атомы бора и фосфора меньше атомов кремния, а атомы мышьяка имеют
почти тот же размер. Поэтому можно ожидать, что диффузия мышьяка
не должна приводить к заметному искажению решетки, а диффузия
фосфора и бора будет вызывать внутренние напряжения и обусловлива¬
ть образование дислокаций, что и обнаруживается в действительнос¬
ти.Если в кристалл вводится чужеродный атом меньшего (по срав¬
нению с атомами исходной решетки) размера, то деформация сжатия160
решетки дается формулой [l07j(3.16)где ji - коэффициент сжатия, связанного с растворением примеси в
решетке, определяемый как изменение (в % %) периода решетки крем¬
ния в расчете на 1% вводимой примеси; С - концентрация прииеси.Напряжения в решетке кремния,обусловленные растворением
атомов другого размера, имеют величину(З.К)где JU - модуль сдвига;-)-коэффициент Пуассона; у - плоскость
внутри области твердого тела, ограниченной плоскостями, распо¬
ложенными на расстояниях ± а. Концентрация легирующей примеси,
при которой напряжение £> = 0, дается выражением [108](3.4.8)где у 0 - нейтральная плоскость в твердом теле, на которой напря¬
жения отсутствуют.Предполагается, что напряжения, обусловленные диффундирую¬
щими атомами, вызвают возникновение дислокаций и их движение от
поверхности кристалла на расстояние, на котором "диффузионные''
напряжения падают до нуля.Выражение для полной избыточной концентрации диффузанта,
требуемой для того, чтобы превысить предел текучести кремния, вы¬
ведено в работе jl08] следующим образом.Энергия Е ^ .необходимая для образования смешанной дислока¬
ции единичной длины, подсчитывается по фориуле [109](3J9)где *te - радиус ядра дислокации; Чс - расстояние, пройденное
единичной дислокациейаот поверхности; его можно найти из урав¬
нения С(%^С=(±/Ш&% (где С - средняя концентрация приме¬
си); сС - угол меаду плоскостью скольжения и направлением сколь¬
жения дислокации. Энергия Е s , высвобождаемая при движении сег¬
мента дислокации единичной длины, определяется из выраженияС3.20)
161
где X - У™ межЯУ плоскостью скольжения и плоскостью поверхности.
Чтобы могло иметь место скольжение, необходимо выполнение усло¬
вия Е с,-? Е ^ > илиВ этом неравенстве левая часть выражена через суммарный избыток
концентрации легирующей примеси, а правая часть - это энергия,
необходимая для образования дислокаций.В приведенных выше моделях предполагается, что дислокации
перемещаются скольжением. Однако экспериментальные наблюдения этого,
как правило, не подтверждают, поскольку, как обнаружено, наиболее
часто наблюдаемым способом движения дислокаций является перепол¬
зание.Другой подход к этой проблеме основан на том, что диффузион¬
ный слой рассматривают как тонкую пленку материала на подложке
из чистого кремния. Этот верхний слой и является ответственным за
изменение параметра решетки по сравнению с исходным материалом. В
таком случае равновесную атомную конфигурацию на границе между
диффузионным и исходным слоями можно описать с помощью последова¬
тельности дислокаций несоответствия, которые аккомодируют разни¬
цу параметров решетки на границе слоев. Такое приближение исполь¬
зуется при описании состояния границы между слоями в эпитаксиаль¬
ных процессах [ио-112] .При использовании этого подхода для анализа параметров, вно¬
сящих вклад в процесс образования дислокаций, было обнаружено,
что возникновение дислокаций можно связать с глубиной залегания
перехода. Например, критическая глубина слоя при диффузии фосфо¬
ра, необходимая для спонтанного зарождения дислокаций, равна
м 2400 X [79, 506, Ш, И2] . Недостаток такого приближения сос¬
тоит в том, что оно требует зарождения дислокаций несоответствия
на границе двух слоев, т.е. "диффузионной" и "недиффузионной" об¬
ластей материала. Но, как отмечалось выше, вводимые при диффузии
дислокации образуются не в плоскости физического р-п.-перехода,
а выше него.Большое влияние на образование дислокаций при диффузии при¬
месей в кремнии, по-видимому, оказывают упомянутые выше "внешние"
факторы. К ним относятся уже существующие и зарождающиеся дефек¬
ты в объеме кристалла, а также условия на поверхности пластины
или кристалла, в которые проводится диффузия. Кроме того?обнару¬
жено, что большую роль играют процессы преципитации. Мы рассмот-162
рим эти факторы по отдельности, хотя в реальных условиях все они
могут действовать одновременно.ВЛИЯНИЕ ДЕФЕКТОВ, СУЩЕСТВОВАВШИХ В КРИСТАЛЛЕ ДО ДИФФУЗИИ.
Диффузия легирующей примеси обычно проводится в пластины после
их окисления, поэтому дефекты, образовавшиеся при окислении, та¬
кие, как дислокации и дефекты упаковки, могут видоизменяться под
влиянием диффузанта. Напряжения, сопутствующие диффузии, могут
привести к реакции уничтожения дефектов упаковки, т.е. превраще¬
нию дефектов упаковки, введенных в кристалл при окислении, в пол¬
ные дислокации, которые, взаимодействуя друг с другом, образуют
сетку дислокаций. Это действительно наблюдалось; иллюстрацией
влияния диффузии на относительную плотность дефектов упаковки и
дислокаций может служить рис. 3.60.Предварительное окисление не является необходимым условием
образования дислокаций при диффузии примеси. Если в кристалле
есть подходящие зародыши, такие^как В-кластеры, то окисление, час¬
то сопутствующее диффузии (диффузия проводится в окислительной ат¬
мосфере} может привести к гетерогенному зарождению дефектов упа¬
ковки на ранних стадиях диффузии. Это происходит, как правило,
на стадии "загонки" обычного двухступенчатого процесса диффузии.
Затем такие дефекты могут исчезнуть и, как указано выше, превра¬
титься в сетку дислокаций (рис. 3.60).Хотя окисление считается основным механизмом, оказывающим
воздействие на концентрацию межузельных атомов в кристалле, соз¬
давая таким образом движущую силу для развития дефектов упаков¬
ки и дислокаций, оказалось, что диффузия фосфора тоже может обус¬
ловливать подобные явления. Авторы работы [ИЗ] тщательно прокон¬
тролировали скорость окисления (независимо от общей концентрации
фосфора Q в диффузионном слое кристалла) и показали, что при
диффузии создается гораздо большее пересыщение межузельных атомов
в пластине, чем в результате одновременно протекающего процесса
окисления. Диффундирующие атомы фосфора занимают в решетке крем¬
ния вакансии или вытесняют атомы кремния из узлов аналогично
тому, как это имеет место в случае кислорода при окислении, что
приводит к значительному перенасыщению кремния по межузельным ато¬
мам.Роль существовавших ранее дефектов и зародышей дефектов
становится еще важнее при многократном повторении диффузионного
процесса, как, например, в случае изготовления транзисторов, ког¬
да после формирования базы производится формирование эмиттера,
причем оба процесса диффузии сопровождаются окислением. Кроме то-163
Рис. 3.60. Влияние продолжительности диффузии фосфора в
кремнии на структуру дефектов [38’].§L - в - микрофотографии получены после диффузии в течение 10, 20
и 30 мин соответственно при 900 С в окисляющей атмосфере. По
снимкам можно проследить переход от преобладания в структуре пе¬
тель с дефектом"упаковки при малых временах обработки к преобла¬
данию дислокаций при большом времени обработки.164
го, и процесс формирования базы часто проводится после предвари¬
тельного окисления. Такие последовательные процессы (цепочки тех¬
нологических операций) рассматриваются ниже.ЯВЛЕНИЯ, СВЯЗАННЫЕ С ПОВЕРХНОСТЬЮ. Обычно предполагается,
что диффузия проводится в ровную плоскую поверхность, т.е. по¬
верхностные повреждения не учитываются, хотя в действительности
на поверхности часто обнаруживаются микроскопические нарушения.В работе [79] показано, что локализованные дефекты в виде даже
крошечных ямок на поверхности кремния могут оказывать чрезвычайно
сильное влияние на многие процессы, так как служат зародыпами для
новых дефектов.На снимке, полученном в трансмиссионном электронном мик¬
роскопе (рис. 3.61), видно, что зарождение дислокаций и дефектов
упаковки происходит на маленьких поверхностных ямках размером
~ 2000 1 . Обратим внимание на следующие особенности. В большин¬
стве случаев дислокации наклонены к поверхности образца и сходят¬
ся на этих микроямках. В структуре видны и дислокации, и дефек¬
ты упаковки; это позволяет предполагать, что дислокации образова¬
лись в результате реакций перестройки дефектов упаковки. И, нако¬
нец, последняя интересная особенность - это наличие чечевицеобраз¬
ных частиц выделений по краям ямок. Этот вопрос - образования
выделений во время диффузии - будет подробнее рассмотрен
в следующем разделе.В областях, удаленных от поверхностных дефектов или микро¬
ямок, в использованных при диффузии условиях дефекты не образуют¬
ся. В данном случае концентрация фосфора в области диффузии не
превышала предел растворимости фосфора в кремнии. Другой пример
гетерогенного зарождения дефектов показан на рис. 3.62. Здесь
выделения не образуются, но существуют локальные поверхностные
нарушения.Если при температуре диффузии превышается предел раствори¬
мости фосфора в кремнии, образование дефектов происходит и в об¬
ластях между микроямками, как показано на рис. 3.63. Однако вид¬
но, что предпочительная генерация дислокаций по-прежнему проис¬
ходит на микроямках: об этом свидетельствует более высокая плот¬
ность дислокаций вокруг ямки.По всей структуре наблюдались сетки дислокаций, а более тща¬
тельные наблюдения выявили высокую плотность частиц игольчатой
формы, декорирующих поверхность образца и ориентированных вдоль
определенных кристаллографических направлений. Эти частицы пред¬
ставляют собой выделения фосфида кремния, образовавшиеся в резуль-165
Рис. 3.61. Образование дислокаций (А и В), дефектов упаков¬
ки (С.) и выделений ( £> ) в результате диффузии фосфора при нали¬
чии поверхностных дефектов (микроямок) р-14].Следует отметить осцилляции на наклонных дислокациях (в областях
А и а)» которые свидетельствуют о том, что все дислокации конча¬
ются на поверхности и на микроямках.тате превышения предела растворимости фосфора в кремнии. При повыше¬
нии концентрации Р возрастают связанные с диффузией напряжения,
поэтому большинство дефектов упаковки претерпевают перестройку,
и в результате структура состоит из сетки краевых .дислокаций и
связанных с ниш преципитатов Si.Р.Влияние поверхностных микроямок на зарождение дефектов упа¬
ковки аналогично влиянию поверхностных царапин (разд. 3.2.2).Из-за наличия двух поверхностей, расположенных под углом друг к
другу, происходит локальное увеличение концентрации фосфора,166
Рис. 3.62. Темнопольная трансмиссионная электронная микро¬
фотография гетерогенно зародившихся дислокаций, центрами зарож¬
дения которых являются поверхностные микроямки.что,в ового очередь, вызывает локальный рост "диффузионных" нап¬
ряжений [79] . Повышенная концентрация фосфора на поверхностных
ямках обусловливает локальное возрастание концентрации межузель-
,шх атомов кремния, которые,диффундируя в объем, могут конден¬
сироваться с образованием дефектов упаковки медузельного типа.
Аннигиляция дефектов и перестройка дислокаций, получившихся в
результате аннигиляции этих дефектов, приводят в результате к
наблюдаемой сетке дислокаций.ВЛИЯНИЕ ПРОЦЕССОВ ЗВДЕЛЕНИЯ ВТОРОЙ ФАЗЫ. Когда концентра¬
ция диффузанта в твердой фазе начинает превышать предел его раст¬
воримости при температуре диффузии, происходит распад твердого
раствора: избыток диффузанта образует вьщеления, состоящие из
диффундирующего элемента или какого-либо его соединения с кремнием.
Поскольку концентрация диффузанта обычно наиболее высокая на по¬
верхности кремния, эти эффекты довольно ярко выражены лишь в тон¬
ких приповерхностных областях пластины.Известные из публикаций величины растворимости основных ле¬
гирующих примесей (В, Р и As ) в твердом кремнии сильно отлича¬
ются друг от друга.Обычно это приписывается тому, что для опреде-167
Рис. 3.63. Трансмиссионная электронная микрофотография, по¬
казывающая образование дислокаций и выделений не только на микро¬
ямках, но и в областях, удаленных от поверхностных нарушений.Такие структуры наблюдаются в тех случаях, когда диффузия прово¬
дится в условиях, приводящих к превышению предела растворимости
фосфора в твердом кремнии.ления концентрации легирующих примесей в кремнии разные авторы
используют разше методы. На рис. 3.64 показаны растворимости В,
As и Р в твердом кремнии в широкой области температур. Из рисун¬
ка ввдно, что пределы растворимости As , Р и В с температурой
уменьшаются примерно одинаково, причем наибольшую растворимость
имеет As.168
Распад твердых растворов As в Si широко яе исследовался.
Известен только один случай преципитации As - формирование кро¬
шечных кластеров As в сильнолегированных (диффузией) образцах
[Н5] .Что касается преципитации бора в кремнии, то обнаружено,
что необходима высокая степень пересыщения, прежде чем начнется
выделение второй фазы. Было обнаружено, что при диффузии поверх¬
ностная концентрация бора обычно оказывается выше, чем предел
растворимости в твердом кремнии. Подавляющее большинство преци¬
питатов, наблюдаемых в образцах после диффузии бора, - это плас¬
тинчатые выделения, имеющие ромбоэдрическую структуру состава
Si. & х * где 2L меняется в пределах 2,89 - 4 [Иб] .Преципитация фосфора, выпадающего в виде фосфида кремния,
исследована более подробно. Непосредственным подтверждением су¬
ществования воделений является тот факт, что количество электри¬
чески активного фосфора меньше общего содержания фосфора в диффу¬
зионном слое [и7 - ii9j. Концентрационные профили электри¬
чески активного (узельного) фосфора и общей концентрации фосфора
обычно имеют вид, показанный на рис. 3.65. Профиль электрически
активного фосфора имеет плато,соответствующее концентрации ~10 и
см“3. При более высоких концентрациях избыточный фосфор образует
выделения и электрически неактивен.На рис. 3.66 показана электронная микрофотография вьщелвний
фосфида кремния на поверхности кремния. Видно, что они имеют фор¬
му тонких игл, расположенных вдоль направлений <И0> . Установ¬
лено, что эти иглы имеют базоцентрированную ромбическую структу¬
ру и обусловливают в окружающей матрице напряжения сжатия [130].Как отмечалось выше и видно из рис. 3.53, выделения btP
неизбежно приводят к возникновению дислокаций. Механизм их зарожде-Рис. 3.64. Зависи¬
мость растворимости
(В, Аз , Р, Sti, Siг и
Ы) в твердом кремнии
от температуры C28J .169
Рис. 3.65. Сравнение общей кон¬
центрации фосфора (- - - - - )
и концентрации электрически актив¬
ного фосфора (	) в диф¬
фузионном слое.ния аналогичен тому, который вызывает образование дефектов упаков¬
ки межузельного типа вследствие преципитации примеси [ИЗ-] . На¬
личие ввделений означает, что на поверхности пластины существует
пересыщение по фосфору, которое в свою очередь обусловливает
пересыщение по собственным меяузельным атомам. Выделения при этом
могут служить центрами конденсации собственных межузельных атомов,
поскольку они создают в окружающей матрице напряжения сжатия.3.3.2. Быстродиффундирующие примеси и влияние повторных операций
диффузии и окисленияСущественную роль в изменении структуры дефектов в кремнии
играют быстродиффундирующие примеси, такие, как медь и железо.Они влияют на морфологию, распределение и плотность существующих
в структуре дефектов, изменяя концентрацию точечных дефектов в их
окрестности и образуя собственные выделения. На рис. 3.67 приве¬
дены кривые предельной растворимости различных быстродиффундиру-
шнх примесей в твердом кремнии в зависимости от температуры [28~j.Диффузия и распад твердых растворов меди изучены очень хо¬
рошо, так как медь обусловливает некоторые важные электрические
явления; ввиду невозможности полностью избежать загрязнения медью
в процессе изготовления приборов, необходимо четко знать, какие
эффекты она вызывает.Поведение быстродиффундирующих примесей, в основном, опре¬
деляется следующими свойствами.2. Очень быстрое уменьшение растворимости в области темпе¬
ратур, обычно используемых в производстве приборов. Это относит-170
Рис. 3.66. Трансмиссионная электронная микрофотография вы¬
делений 51Р на поверхности кремния в светлом (вверху) и в
темном (внизу) полях.Нижний снимок получен в отраяении, соответствующем выделению, а
не матрице.171
Рис. 3.67. Темпера¬
турная зависимость
растворимости различ¬
ных быстродиффунди-
рувдих цримесей в крем¬
нии £28 3 .ся, преяде всего, к меди, золоту и железу. Так, растворимость ме¬
ди падает от 10 ом~^ при 1200°С до 2-Id15 см-^ при 600 °С, а
растворимость золота и железа снижается примерно на порядок ве¬
личины при понижении температуры на 300°С (рис. 3.67).2.	Быстрое уменьшение растворимости в твердом состоянии
при падении температуры, а также высокий коэффициент диффузии в
той же температурной области обусловливают гетерогенное ввделеше
этих примесей на кристаллографических дефектах. Известно, что вы¬
деление меди легко происходит на дислокациях и любых других ис¬
точниках локального напряжения в кристалле [121-125] ; при этом
наблюдается образование сложных колоний дислокаций и частиц вы¬
делений, развивающихся в результате перестройки существовавших
ранее дефектов. Эти колонии часто имеют форму звезды с лучами,
располагающимися вдоль направлений <И0> и<112> .3.	Концентрации, при которых медь и железо образуют выде¬
ления, слишком малы, чтобы их можно было определить обычными ана¬
литическими методами. В то же время уже при концентрации 2*10~Н
эти примеси могут вызвать заметные структурные изменения после
отжига кристалла при высокой температуре.Трудность определения малых количеств металлических приме¬
сей в кремнии (например, меди и железа) - давняя проблема в тех¬
нологии полупроводников. Часто наличие быстродиффундирующих при¬
месей обнаруживается только по их влиянию на структуру и распре¬
деление кристаллографических дефектов или на электрические свой¬
ства кристалла. В частности, чтобы определить , присутствуют
ли в кристалле быстродиффундирующие примеси, можно исследовать
влияние температуры (или среды) термообработки на плотность и
морфологию дефектов.172
Рис. 3.68. Влияние отжига на зарождение и развитие сложныхдефектов и колоний дефектов в кремнии [126].Кристаллы отжигались в течение различного времени после окисле¬
ния и диффузии бора при 900 С в инертной атмосфере. Для получе¬
ния изображений дефектов на одном и том же участке образца после
рзлич^ых термообработок использовался неразрушающий EBIC-методЕсли кристалл, содержащий быстродиффундирующие примеси,
подвергается термообработке, то это приводит к быстрому разви¬
тию сложных колоний дефектов. В отсутствие намеренно вводимой
меди таких колоний в принципе не должно быть. Тем не менее, даже
в высокочистых кристаллах кремния наблюдаются большие и сложные
колонии выделений и дислокаций, если отжиг при высокой температу¬
ре проводился продолжительное время [99] .173
Рис. 3.69. Картина зарождения и развития сложных дефектов
при высокотемпературном отжиге (см. рис. 3.68) при большем уве¬
личении (EBIC-метод) [126].Следует отметить появление новых дефектов при увеличении времени
отжига.Из рис. 3.68 и 3.69 ввдно, как сильно влияет отжиг на гене¬
рацию таких колоний. Показанные на рисунке кристаллы, легирован¬
ные фосфором, сначала подвергались термическому окислению, а за¬
тем в них проводили диффузию бора для формирования р-п -перехо¬
да. Такая обработка привела к образованию многочисленных новых174
и росту существовавших ранее дислокаций и колоний дефектов (126].Микрофотографии, приведенные на рис. 3.63 и 3.69, были по¬
лучены в сканирующем электронном микроскопе EBIC - методом (гл. 4).
Этот "неразрушающий" метод, к сожалению,имеет ограниченное раз¬
решение, поэтому, возможно, что мелкие дефекты, которые появились
в образцах после длительной термообработки, существовали с самого
начала, но не выявлялись на ранних стадиях обработки. Те сложные
дефекты, которые видны на снимке, напоминают дефекты в форме неп¬
равильной звезды, которые обычно существуют в термообработанных
образцах, содержащих медь.Воделения нелегируюцих примесей в кремнии имеют некоторые харак¬
терные особенности. Макроскопическое распределение колоний дефек¬
тов часто имеет вид спирали, пронизывающей весь кристалл. Это
наводит на мысль, что зарождение этих колоний происходит на свирл-
дефектах или на имеющих свирл-распределение дефектах, возникаю¬
щих в процессе технологической обработки пластин, например, на
дефектах упаковки, образующихся при окислении р27] .Типичные картины таких дефектов приведены на снимках рис.
3.70-3.72, полученных в трансмиссионном электронном микроскопе.На рис. 3.70, а и б показана пластина, в которую после окисления
при И00°С проводилась диффузия бора при i000°C, после чего она
отжигалась при i000°C в течение 2 и 60 мин. Дефект на рис. 3.70,
а - это сильно декорированный дефект упаковки с многочисленными
концентрическими дислокационными петлями, компланарными дефекту.В данном случае выделения равномерно декорируют эти дефекты, при¬
чем отдельные частицы не разрешаются. Более длительная термооб¬
работка приводит к аннигиляции дефекта упаковки и к тому, что
отдельные сферические частицы выделений, декорирующих дефекты,
становятся отчетливо видимы. 0 том, что источником дефекта, види¬
мого на рис. 3.70 б, был дефект упаковки, свидетельствуют "пус¬
тые" искривленные дислокации, окружающие область ввделений.Продолжительные отжиги вызывают дальнейший рост колоний
дефектов с образованиемсложных переплетений дислокаций; дисло¬
кационные петли, окружающие преципитаты,обычно простираются
вдоль направлений <ЛО~> и<Н2>. На рис. 3.71 и 3.72 показаны
структуры, обнаруженные после 2 и 8 ч отжига, соответственно,
при температуре 900°С. Дефекты упаковки в этих структурах от¬
сутствуют, а возникшие дислокации не имеют сходства по форме
с дислокациями, окружающими типичные дефекты упаковки.Чрезвычайно интересная особенность явления преципитации175
Рис. 3.70. Трансмиссионные электронные микрофотографии
пластин кремния, которые после окисления и диффузии бора отжига¬
лись в течение 2 мин (а) и 1 ч (б) при Ю00°С в инертной атмосфе¬
ре.заключается в том, что частицы ввделений всегда окружены дислока¬
циями, на которых имеется большое количество ступенек. Кроме то¬
го, эти дислокации сами часто декорированы выделениями. Вне таких
колоний дислокаций выделения наблюдаются сравнительно редко.Известно [128] ,что в кристаллах, содержащих медь, образуют¬
ся выделения силицида меди, имеющего период решетки 5,72 5L Сле¬
довательно, процесс выделения происходит с увеличением объема, т.е.
требует поступления вакансий. Уменьшение локальной концентрации
вакансий, обусловленное ростом выделения, приводит к переползанию
дислокаций или росту дефектов упаковки. Модель образования выде¬
лений на дислокациях и дефектах упаковки, предложенную в работе
РС291, , схематически иллюстрирует рис. 3.73. Кратко она заклю¬
чается в следущем.Так как выделение силицида меди вызывает локальное увели¬
чение объема, оно происходит на дислокациях (на недиссоциированных
дислокациях или на частичных дислокациях, окружающих дефект упа¬
ковки). При росте частицы изменение объема аккомодируется тем,
что дислокация начинает поставлять вакансии, которые поглощаются
преципитатом. Это сопровождается движением ступенек на дислока-176
Рис. 3.71. Структура сложного дефекта, типичная для образ¬
ца, который после окисления и диффузии бора отжигался при 900°С
2 ч.циях. В результате дислокации переползают и выгибаются меэду зак¬
репляющими их частицами, огибают их и, в конце концов, отрываются
от этих частиц, после чего снова могут служить местами зарояде-
кия выделений.Необходимые условия для действия такого механизма следующие:
5) зарождение должно контролироваться энергией деформации;2) примесь должнажрактеризоваться большой величиной размерного
фактора, который будет приводить к сегрегации примеси на дисло¬
кациях; 3) при образовании преципитата должно происходить расши-17712-493
Рис. 3.73о Модель многократного возникновения выделений на
дислокациях [129].После образования выделения (Р) дислокация выгибается между за¬
крепляющими ее частицами. Это происходит вследствие испускания
вакансий, которые диффундируют к выделению, где "используются"
для аккомодации изменения объема, связанного с ростом выделения.
Постепенно, сильно выгибаясь, дислокация "отрывается" от выделе¬
ний. J- ступенька на дислокации.Рис. 3.72. То же, что на рис.
3.71, после 8-часового отжига при
900°С.
рение решетки; 4) критический размер зародыша должен быть доста¬
точно малым, таким, чтобы для аккомодации его толщины в направ-
лении<11£> было достаточно всего одной граничной дислокации;5) ориентационное соотношение между выделением и матрицей должно
быть достаточно простым.Силицид меди достаточно хорошо удовлетворяет всем этим тре¬
бованиям. В модели, представленной на рте. 3.73, частицы ввделе¬
ний считаются закрепленными, а дислокации движутся "через" них.
Кроме того, расстояние между частицами в раду должно быть пример¬
но вдвое больше расстояния между рядами частиц. Однако оказалось,
что в общем случае это условие не выполняется для выделений сили¬
цида меди в кремнии. Кроме того, данный механизм не объясняет
факта образования длинных дислокационных диполей с частицами на
их концах. Так,на рис. 3.74 на снимке, полученном с помощью тран¬
смиссионного электронного микроскопа в темном поле, видны дисло¬
кации, связанные с ними выделения и длинные диполи с частицами
выделений на концах.Оба эти эффекта можно объяснить тем, что выделения силицида
меди не являются неподвижно закрепленными частицами, а способны
двигаться вместе с дислокациями, причем на ранней стадии, пока
преципитат достаточно мал, он перемещается впереди движущейся
дислокации вследствие недосыщения вакансий, создаваемого в окрест¬
ности в результате роста преципитата [130]. Дислокации могут, в
свою очередь, воздействовать на частицу вследствие наличия линей¬
ного натяжения дислокации. Быстрый рост дислокационных диполей с
частицами на концах приписывается трудности зарождения ступенек
на диполях вследствие тенденции диполей расти вдоль направлений
<112> и <И0>1130] . Увлечение частиц выделений переползающими
дислокациями можно наблюдать непосредственно в трансмиссионном
электронном микроскопе, если использовать нагрев образца для по¬
вышения подвижности частиц jlOl] .Образование рассмотренных ввделений и развитие колоний дис¬
локаций вокруг них обычно происходят при термообработке кристал¬
лов, которые либо содержат как примеси,так и зародыши в виде дис¬
локаций и дефектов упаковки, либо содержат зародыш и проходят об¬
работку в среде, содержащей примеси. Примеси могут также зано¬
ситься с загрязненной поверхности.Зародышами для ввделений могут быть, конечно, не только дис¬
локации и дефекты упаковки. Локальные напряжения, величина кото¬
рых достаточна для того, чтобы притягивать быстро диффундирующие
примеси при повышенных температурах и инициировать процессы их
выделения и образования дислокационных колоний, могут создавать-179
Рис. 3.74. Темнопольная трансмиссионная микрофотография
сложного дефекта в кремнии, образовавшегося вследствие наличия
в кристалле быстродиффундиругащих примесей.Видны длинные дислокационные диполи с выделениями на их концах.ся частицами SiO^ или Si С . в частности, именно с наличием
таких частиц связывается в работах [99, 123-125] возникновение
дефектов в форде звезды с центральным ядром, от которого распрост¬
раняются дислокации сложной формы.180
Вышесказанное вместе с данными, приведенными в разд. 3.1.2,
позволяет предполагать, что местами выделения могут служить лю¬
бые центры, создающие локальные напряжения, в том числе А- и В-
дефекты. Однако ввиду того, что процессом, наиболее широко при¬
меняемым при изготовлении приборов, является окисление, чаще
всего центрами преципитации примесей и последующего развития об¬
ширных колоний дефектов служат все-таки окислительные дефекты
упаковки.Заканчивая раздел о роли примесей в развитии дефектов, рас¬
смотрим типичную последовательность процессов, которые могут при¬
водить к изменению природы и морфологии дефектов и образование
в конечном счете сложной структуры о высокой плотностью дислока¬
ций.4. Образование окислительных дефектов упаковки на А- или
В-клаотерах либо в областях локальных механических повреждений
при окислении.2.	Декорирование дефектов упаковки легирущими или быстро-
диффундирукхцими примесями (чаще всего медью или железом). Декори¬
рование примесями может происходить при окислении или во время
диффузии в процессе формирования р-Kl-перехода.3.	Изменение структуры декорированных дефектов в ходе тер¬
мообработок, связанных с последующий операциями диффузии, напри¬
мер, диффузии фосфора для формирования эмиттера в ц-р-и.-транзис¬
торах.Серия микрофотографий, приведенных на рве. 3.75 и 3.76,
подтверждает, что такая последовательность структурных измене¬
ний действительно имеет место. Типичный вид дефектов упаковки, ко¬
торые возникают при окислении, показан на рис. 3.21 для пластин
разной ориентации. Диффузия бора приводит к структуре, показан¬
ной на рис. 3.75.	Видно, что требуется большое число дис¬
локационных петель различного размера, расположенных внутри об¬
ласти, ограниченной поверхностью образца и сильно искривленной
линией, напоминающей частичную дислокацию, ограничивающую дефект
упаковки.В данном конкретном случае p-h.- переход, сформированный с
помощью диффузии бора в кристалл, легированный фосфором, относи¬
тельно тонок ( * 0,5 мкм); диффузия, как обычно, проводилась
в две стадии и сопровождалась быстрым охлаждением от температу¬
ры разгонки: высокая плотность дислокаций и дислокационных петель
внутри области над р-и.-переходом является результате»! быстрого
охлаждения образца от температуры диффузии. Как железо, так и
медь обладают ретроградной растворимостью, процесс их выделения181
Рис. 3.75. Дефектная структура, образующаяся при использо¬
вании обычного двухступенчатого процесса диффузий.чувствителен к скорости охлаждения образца от температуры обра¬
ботки. Если образовавшиеся при окислении дефекты упаковки деко¬
рированы железом или медью, а образец быстро охлаждается от тем¬
пературы термообработки (в данном случае от температуры диффузии),
то можно ожидать возникновения значительного числа дислокацион¬
ных петель, что мы и видим на рис. 3.75. Отдельные частицы вы¬
делений на этих микрофотографиях не разрешаются. Кроме того, вид¬
но, что дислокационные петли большого размера взаимодействуют
между собой и начинают образовываться "переплетения" дислокаций.
Все это говорит о том, что одним из самых первых процессов, про¬
исходящих при диффузионном отжиге, должна была быть перестройка
(аннигиляция) дефектов, декорированных примесью.Когда в кристалл, содержащий такие дефекты, проводится диф-
дузия фосфора, то химические силы, сопровождающие его диффузию,
приводят к дальнейшему изменению структуры дефектов. Дислокацион¬
ные петли и переплетения дислокаций, которые образовались из де¬
фектов упаковки в процессе диффузии бора, будут теперь способство¬
вать размножению дислокаций, если диффузия фосфора проводится в
таких условиях, когда возможна преципитация Si Р. Структуры, воз-
никаицие при диффузии фосфора вглубь пластиныз которой имелись
дефекты такого типа,как на рис. 3.75, приведены на рис. 3.76, а
и б. Сетка дислокаций, образующихся при диффузии фосфора, зна-182
Рис. 3.76.а. и б - две электронные микрофотографии, иллюстрирующие влияние
диффузии фосфора на структуру, которая по диффузии содержала ло¬
кализованные переплетения дислокации (см. рис. 3.75). Структурные
изменения выражаются в том, что появляются маленькие дислокацион¬
ные петли (петли с дефектом упаковки видны на рис. 3.76, _б), а
также дислокации со ступеньками. В результате того,что поверхност¬
ная концентрация фосфора превышает предел растворимости фосфора
в кремнии, возникают длинные дислокации, образующие сетку.183
чительно отличается от дислокаций, которые возникают вследствие
изменения структуры существовавших в кристалле дефектов, генети¬
чески связанных с окислительными дефектами упаковки и их предшест¬
венниками.Поскольку при изготовлении большинства полупроводниковых
приборов используется несколько последовательных технологических
операций,так или иначе связанных с термообработкой«появление де¬
фектов в готовом приборе может быть обусловлено теми дефектами,
которые появляются в структуре уже на самых ранних стадиях изго¬
товления или даже при росте кристалла. Большое влияние на разви-184
тие дефектов могут также оказывать процессы эпитаксии и ионной
имплантации, которые мы рассмотрим ниже.3.4. ЭпитаксияПричины, обусловливавшие необходимость использования в
технологии кремния эпитакоиальных пленок , осаждаемых на
монокристаллах кремния и на изолирующих подложках, в частности
на сапфире, уже обсуждались выше в гл. 2. Обычный способ полу¬
чения эпитаксиальных пленок кремния - это осаждение из паровой
фазы. Наиболее распространенными дефектами, которые вводятся во
время эпитаксии, являются дислокации и эпитаксиальные, или рос¬
товые, дефекты упаковки.3.4.1. Дислокации, образующиеся при эпитаксииКак указывалось выше, при термообработке пластин могут воз¬
никать дислокации, обусловленные термомеханическими напряжени¬
ями. Аналогичным образом дислокации могут зарождаться (как в плас¬
тине кремния, так и в эпитаксиальном слое) и во время эпитакси¬
ального осаждения кремния. Используемая для эпитаксиального нара¬
щивания пластина обычно помещается на графитовую подложку, кото¬
рая нагревается с помощью индуктора. Температура эпитаксии сос¬
тавляет, как правило, 1200°С. Неоднородный нагрев подложки или
недостаточно хороший контакт мезду подложкой и пластиной часто
приводят к неоднородному нагреву пластины. В работе £1323 пока¬
зано, что небольшое искривление пластины, даже если она располо¬
жена на однородно нагретой подложке, может быть причиной значи¬
тельных изменений радиальной температур!. Возникающие в резуль¬
тате этого температурные градиенты могут быть достаточно вели¬
ки, чтобы обусловленные ими термомеханические напряжения превыси¬
ли напряжение сдвига, требуемое для пластического течения, и обус¬
ловили образование дислокаций. На рис. 3.77 показан график зави¬
симости теоретического максимума напряжения одвига от радиального
положения на вогнутой пластине диаметром 5 ом и толщиной 200 мкм
со "стрелой прогиба"(кривизны) 50 мкм. Возникающие при этом дисло¬
кации имеют распределение, завиоящее от кристаллографической ори¬
ентации. В пластинах, ориентированных по {ш} , оно имеет трой¬
ную симметрию, а в пластинах, ориентированных по {100^ , - чет¬
верную.Этот механизм зарождения дислокаций действует на протяже-185
Рис. 3.77. Измене¬
ние теоретического на¬
пряжения сдвига в плас¬
тине диаметром 5 см,
толщиной 200 мкм со
"стрелой прогиба" (кри¬
визны) 50 мкм в зависи¬
мости от радиального
положения на пластине
ZI321 .нии всего процесса осаадения тонкой пленки, так как термомеха¬
нические напряжения при этом сохраняются. С другой стороны, на
распространение существующих в подложке дислокаций в наращивае¬
мый слой сильно влияют условия эпитаксиального роста и толщина
эпитаксиальной пленки. В полупроводниковых соединениях
(GciAs , ба5-1' и т.д.) плотность дислокаций в эпитаксиальном слое
обычно заметно ниже, чем в подложке. Дислокация, существующая в
в подложке, может либо проходить в эпитаксиальную пленку, либо
аннигилировать при столкновении с дислокацией противоположного
знака. Дислокации могут также изменять направление своего
роста в эпитаксиальной пленке и перемещаться параллельно
поверхности пластины , заканчиваясь на ее краю. Эти
процессы схематически показаны на рис. 3.78. В результа¬
те этих процессов происходит уменьшение плотности дислокаций
в эпитаксиальной пленке.Рис. 3.78. Схема рас¬
пространения дислокаций
(1) из подложки (2) в рас-
тущр> эпитаксиальную плен-186
Согласно простой модели, предложенной Квейсером [£331 , пред¬
полагается, что первоначально рост эпитаксиального слоя проис¬
ходит путем распространения ступенек, как при росте кристаллов из
расплава. Движение ступенек в направлении, перпендикулярном нап¬
равлению макроскопического роста пленки, вынуждает дислокации
перемещаться вдоль действующей на них силы и изменять свое нап¬
равление. Дислокации начинают распространяться параллельно поверх¬
ности, а это может привести либо к взаимодействию между двумя
дислокациями, что дает в результате дислокационную петлю, либо
к тому, что дислокация выйдет на боковую поверхность пластины.Обычно использование подложки с низкой или нулевой плотнос¬
тью дислокаций позволяет получить бездислокационную эпитаксиаль¬
ную пленку. Однако следует отметить, что заметное уменьшение
плотности дислокации происходит и просто при осаадении толстой
эпитаксиальной пленки (^175 мкм) даже на подложках с высокой
плотностью дислокаций и других структурных дефектов [l34, I35j
(например, на пластинах, получаемых методом вытягивания через
фильеру с капиллярной подпиткой (гл. 2 и б]). На рис. 3.79
показана снятая на отражение рентгеновская топограмма подложки
(а) и наращенной на нее эпитаксиальной пленки (б). Видно, что
плотность дислокаций в пленке заметно уменьшилась по сравнению
с подложкой.Рентгеновская топография на отражение дает изображе¬
ние области образца глубиной в несколько микрометров. Дефекты, от
которых не удается избавиться, - это планарные несовершенства:
двойники и дефекты упаковки; они прорастают из подложки в рас¬
тущую эпитаксиальную пленку.Хотя плотность дефектов в толстых эпитаксиальных пленках и
ниже, чем в подложке, это не имеет особого значения, так как при¬
бор!, требующие толстых эпитаксиальных слоев, обычно менее чув¬
ствительны к влиянию дефектов. И наоборот, в таких приборах,
как высокочастотные транзисторы и интегральные схемы, которые
чувствительны к наличию дефектов, используются тонн® эпитаксиаль¬
ные пленки, которые трудно вырастить бездефектными, если подлож¬
ка содержит дефекты.В тех случаях, когда период решетки подложки отличается от
периода решетки наращиваемой пленки, на границе мезду подложкой
и пленкой появляются напряжения, обусловленные несоответствием
решеток. При этом возникает изгибающий момент, который приводитк изгибу всей композиции(подложки вместе с эпитаксиальной плен¬
кой). Продольное напряжение, возникающее в пленке, дается187
Рис. 3.79. Рентгеновские топограммы подложки (а) и осаж¬
денного на ней эпитаксиального слоя (_б) [134"].Подложка содержит высокую плотность дислокаций и две двойниковые
границы; в эпитаксиальной пленке плотность дислокаций существен¬
но меньше.выражением [i36](3.22)где h 5 и hf -толщина подложки и пленки, соответственно; R -
радиус кривизны структуры; Е - модуль Юнга; - коэффициент
Цуассона.Если такое напряжение превысит предел текучести материала,
происходит заровдение дислокаций несоответствия.Разница в периодах решетки может возникать в результате
сильного легирования подложки или эпитаксиальной пленки. В эпи¬
таксиальных процессах часто используются сильнолегированные под¬
ложки. Для изготовления р-п-переходов в некоторых силовых тран¬
зисторах слаболегированная эпитаксиальная пленка наносится на
сильнолегированную подложку противоположного типа проводимости.При использовании в некоторых приборах "скрытых" слоев, о кото¬
рых говорилось в гл. 2, в подложке формируют сильнолегированные188
"карманы", яа которых осаждаются слаболегированные эпитаксиальные
пленки. В этих случаях также могут возникнуть дислокации несоот¬
ветствия, обусловленные большой разницей концентрации легирующих
уровней в подложке и эпитаксиальном слое.3.4.2. Эпитаксиальные дефекты упаковкиВ эпитаксиальных пленках могут возникать дефекты упаковки,
ограниченные частичными дислокациями Шокли типа (а/6) [И2^ ,
а также вершинными дислокациями типа (а/6) (ИО^ (при пересе¬
чении двух некомпланарных дефектов упаковки). Такие дефекты вы¬
являются в виде замкнутых треугольников (на поверхностях jiilj )
или квадратов (на поверхностях {iOOp или в виде незамкнутых
фигур и прямых полосок; как правило, они зарождаются на грани¬
це подложки и пленки и развиваются вместе с растущей пленкой.
Эпитаксиальные дефекты упаковки обычно являются дефектами вакан-
сионного типа, хотя наблюдаются также и пары дефектов вакансион-
ного и межузельного типов, лежащие в параллельных плоскостях
на расстоянии в несколько межатомных расстояний друг от друга
[137] .Эпитаксиальные дефекты упаковки могут появляться по раз¬
ным причинам, среди которых наиболее важные - это качество
поверхности подложки, влияние примесей и условий наращивания,
а также кристаллографическое совершенство подложки.Зарождение эпитаксиальных дефектов упаковки. Причины об¬
разования эпитаксиальных дефектов упаковки можно разделить на
три большие категории [138} .I. Центрами зарождения эпитаксиальных дефектов упаковки
могут служить неоднородности на поверхности подложки, вклю¬
чая локализованные нарушения поверхности (царапины), а также
ступеньки, которые образуются на поверхности вследствие сколь¬
жения дислокаций под действием механических напряжений.Влияние поверхностных ступенек можно непосредственно свя¬
зать с нарушением правильной последовательности упаковки атомов,
когда пленка пр боковом распространении сталкивается со ступень¬
кой атомных размеров. Известно, что эпитаксиальное наращивание
кремния происходит путем распространения .двумерных ступенек,
края которых лежат вдоль направлений <И0>{539, 140] . Если
такая двумерная ступенька сталкивается с какой-либо "инородной"
ступенькой на поверхности, ее скорость может мгновенно умень¬
шиться, что приведет к нарушению последовательности упаковки,189
которое потом передается и в растущую пленку. Схема, приведен¬
ная на рис. 3.80, представляет собой проекцию атомной структуры
эпитаксиальной пленки на плоскость {ои]• ; на схеме видно,
как создается дефект упаковки вакансионного типа на ступеньке
атомных размеров, существующей на поверхности подложки. На
таких ступеньках могут формироваться дефекты как вакансионного,
так и меяузельного типов.Наиболее часто встречающимися "механическими" причинами,
которые приводят к увеличению количества дефектов упаковки в
эпитаксиальных слоях, являются поверхностные механические пов-
рездения и полосы скольжения в подложке [141, 142] . Как уже
отмечалось в разд. 3.4.1, появление дислокаций и, следовательно,
полос скольжения в подложке и в растущей эпитаксиальной пленке
может вызываться неоднородным нагревом пластин во время эпитаксии.
В этом случае будет происходить непрерывная генерация дислока¬
ций и дефектов упаковки. Примером может служить рис. 3.81.На рис. 3.81, а приведена микрофотография поверхности эпитак¬
сиальной пленки, осажденной на подложке, в которой существовали
значительные термомеханические напряжения. На микрофотографии
видны эпитаксиальные дефекты упаковки и полосы скольжения, рас¬
пределение которых имеет форму звезды. При большем увеличении
(рис. 3.81, бив) хорошо видны дислокации (темные ямки травле¬
ния) и дефекты упаковки (более крупные треугольные фигуры), рас¬
положенные вдоль полос скольжения (направления <iiO> ).Этот механизм образования дефектов упаковки схематически
представлен на рис. 3.82. Возникновение и движение дислокацийРис. 3.80. Проекция эпитаксиального слоя на плоскость {011}.Схематически показана структура дефекта упаковки вакансионного
типа, образовавшегося на ступеньке атомных размеров, которая
существовала на поверхности подложки.190
Рис. 3.81..а - полосы скольжения, образовавшиеся в эпитаксиальной пленке и
в подложке под действием термомеханических напряжений (оптическая
микрофотография поверхности, протравленной в селективном травите-
ле); б и в - снимки с большим увеличением, иллюстрирующие зарож¬
дение ростовых дефектов упаковки (темные треугольники) вдоль по¬
лос скольжения (11381.191
Рис. 3.82. Механизм зарождения ростовых дефектов упаковки
вдоль полос скольжения.а - образование ступенек на поверхности в результате скольжения
под действием термомеханических напряжений; б - образование тет¬
раэдрических дефектов упаковки в эпитаксиальной пленке. I - по¬
верхностная ступенька, образовавшаяся в результате скольжения:2 - дислокации; 3 - тетраэдрические дефекты упаковки, зародившие¬
ся на полосе скольжения на поверхности подложки; 4 - эпитаксиаль¬
ный слой; J5 - подложка.	—в пластине приводят к образованию ступенек на поверхности плас¬
тины. Последующее или одновременно протекающее осаждение эпитак¬
сиального слоя вызывает образование дефектов упаковки вдоль
полос скольжения.Дефекты упаковки, схематически представленные на рис. 3.82,
имеют вид тетраэдров, т.е. замкнутых фигур, состоящих из дефек¬
тов упаковки, лежащих в трех некомпланарных плоскостях	.Эти последние дефекты пересекаются вдоль направлений [ио| ; линии
их пересечения представляют собой дислокации Ломера-Котрелла,
или вершинные дислокации. Такие тетраэдрические дефекты упаков¬
ки часто наблюдаются в кремнии вместе с линейными дефектами
упаковки. Механизм их формирования показан на рис. 3.83 [143^ .Образование тетраэдрического дефекта упаковки начинается
с зарождения петли Франка на плоскости	. Затем петляпринимает треугольную форму, и дислокация Франка диссоциирует
на дислокацию Шокли и вершинную дислокацию по следующей реакции:(3.23)192
Рис. 3.83. Механизм образования тетраэдрического дефекта
упаковки в гранецентрирсванной кубической и алмазной структурах.Частичная дислокация Шокли будет скользить по наклонной плоскос¬
ти {ill} • Такие реакции происходят на всех трех сторонах треу¬
гольной петли Франка, давая в результате вершинные дислокации
и дислокации Шокли, параллельные трем направлениям {tioj . Дис¬
локации Шокли, скользящие по трем наклонным плоскостям |illj,
будут сталкиваться вдоль наклонных направлений jlio], что при¬
ведет к реакции типа(3.24)с образованием новых (наклонных) вершинных дислокаций.В результате получается замкнутая фигура, состоящая из
дефектов упаковки, расположенных в четырех плоскостях jiif] , кото¬
рые образуют тетраэдр с сидячими вершинными дислокациями вдоль
линий пересечения дефектов. Такая структура очень стабильна и
может перемещаться только переползанием.Образование тетраэдрического дефекта по описанной выше
модели требует вначале зароядения петли Франка. Петли Франка
могут, конечно, возникать в областях механических поврежде -
ний поверхности или на ступенях подложки, когда такие ступени
появляются в результате скольжения. В тех же случаях, когда
генерация петли Франка происходит в объеме, для этого требует-19313-493
ся локальное пересыщение по межузельным атомам. Условия, в ко¬
торых могут выполняться эти требования, будут рассмотрены ниже.2. При эпитаксии так же, как и в других процессах, в фор¬
мировании дефектов упаковки участвуют различные примеси. Зна¬
чительное влияние на кристаллографическое совершенство эпитак¬
сиальных пленок в тех случаях, когда пленки выращивают на безде¬
фектной подложке, могут оказывать кислород, углерод и металли¬
ческие примеси, например, медь. Роль кислорода связана, глав¬
ным образом, с образованием пленки двуокиси кремния на поверх¬
ности подложки. Известно, что неполное удаление окисной пленки
с подложки перед эпитаксиальным наращиванием приводит к зарож¬
дению дефектов упаковки в эпитаксиальном слое [*37] . Остров¬
ки окисла на поверхности представляют собой ступеньки атомных
размеров, и рост пленки вокруг этих островков сопровождается
образованием дефектов упаковки на границе окисел-кремний.Большое влияние на совершенство эпитаксиальных пленок
оказывает также углерод, поскольку обнаружено, что частицы SIС
задерживают боковое распространение ступенек при эпитаксиальном
росте, что приводит к зарождению дефектов упаковки. Намеренное
введение углерода в реактор посредством добавок углеродсодер¬
жащих газов (метана или этилена) в среду выращивания обычно соп¬
ровождается появлением дефектов упаковки, двойников и поликристал-
лических областей в наращиваемых пленках [144-146] .Углерод может обусловливать зарождение дислокаций и дефек¬
тов упаковки двояким образом: во-первых, частицы карбида крем¬
ния служат центрами зарождения дефектов; во-вторых, углерод, раст¬
воренный в решетке кремния, создает в ней упругие напряжения.
Авторы работы р[46 *| предположили,что внедрение атомов углерода,
расположенных вдоль направлений <£!0> в эпитаксиальной пленке,
деформирует решетку настолько, что возможно зарождение частич¬
ных дислокаций Шокли и образование "линейных" полосок дефектов
упаковки. Оказалось, что распространение таких линейных дефек¬
тов определяется наличием углерода. После удаления источника уг¬
лерода эти дефекты перестают расти и оказываются "захороненными"
внутри пленки П14б] (оставаясь ограниченными частичными дислока¬
циями Шокли).Еще большее влияние на совершенство пленки, по-видимому,
оказывают металлические примеси. Избавиться от металлических
примесей гораздо труднее, чем удалить окиснув пленку с поверх¬
ности подложки или избавиться от углерода в газовой среде. В
работе [147] установлена прямая зависимость между наличием вы¬
делений, содержащих медь и никель, и образованием тетраэдрических194
дефектов упаковки в эпитаксиальных пленках. Такие же выделения
в связанные с ними дефекты упаковки обнаружены и в подложке до
эпитаксиального наращивания. Это означает, что их образование
в этом случае произошло до начала эпитаксиального роста.3. Во многих работах показано, что важную роль в возник¬
новении дефектов упаковки в эпитаксиальной пленке играют дефек¬
ты, содержащиеся в подложке [538, Я 48, Я49]. Дислокации в под¬
ложке могут, в принципе, приводить к зарождению дефектов упа¬
ковки в эпитаксиальной пленке в результате диссоциации на частич¬
ные дислокации Шокли и прорастания этих частичных дислокаций и
связанных с ниш дефектов упаковки в эпитаксиальный слой.Однако такой эффект наблюдается редко, и дислокации обычно пере¬
ходят в эпитаксиальную пленку, не диссоциируя.Непосредственное влияние на зарождение дефектов в эпитак¬
сиальном слое оказывают микродефекты, или свирл-дефекты. Из рис.
3.84 и 3.85 видно, что эпитаксиальные дефекты упаковки имеют
характерное распределение, аналогичное распределение свирл-дефек¬
тов в подложке.Хотя не совсем ясно, каким образом дефекты упаковки в объе¬
ме эпитаксиальной пленки зарождаются на микродефектах, существую¬
щих в подложке, имеет смысл рассмотреть некоторые предложенные
для объяснения этого эффекта модели. Если подложка окисляется
перед эпитаксиальным наращиванием, то микродефекты могут прев¬
ратиться в окислительные дефекты упаковки, которые, в свою
очередь, могут стать источником эпитаксиальных дефектов упаков¬
ки в соответствии с уравнениями (3.23) и (3.24).В отсутствие окисления образование дефектов в эпитаксиаль¬
ной пленке может происходить на свирл-дефектах под влиянием уг¬
лерода или быстродиффувдирующих примесей. Поскольку В-кластер,
по предположению, состоит из атомов углерода и собственных меж¬
узельных атомов кремния, атомы углерода могут создавать в решет¬
ке напряжения, приводящие к зарождению дислокаций Шокли. Одна¬
ко показано, что минимальная концентрация углерода, которая замет¬
но влияет на кристаллографическое совершенство пленок, состав¬
ляет £0^8 см-3 [l45~i . С другой стороны, известно [31] , что
В-дефекты появляются в кристаллах кремния уже при концентрации
углерода 10^ см~3 (рис. 3.12). Возможно, появлению дефектов
Франка на микродефектах с последующей их перестройкой и прораста¬
нием образовавшихся дефектов упаковки в эпитаксиальную пленку
способствует локализация быстродиффундирующих примесей на свиря-
Дефектах и последующая "термообработка", каковой является наг¬
рев, необходимый для эпитаксиального наращивания.195
Рис. 3.84. Влияние свирл-дефектов на зарождение эпитаксиаль¬
ных дефектов упаковки [138].Оптическая микрофотография сделана с поверхности эпитаксиальной
пленки; на снимке видно, что дефекты упаковки имеют свиря-рас-
пределение.Одним из важнейших источников быстродиффундирующих примесей
в процессе эпитаксии является нагреватель-подставка, используе¬
мый для высокочастотного нагрева пластин до температуры эпитак¬
сии. Обычно такие нагреватели делают из высокочистого графита.196
Рис. 3.85. Гетерогенное зарождение дефектов упаковки вдоль
полос свирл-дефектов [138].Видно, что дефекты упаковки полностью отсутствуют между полосами.Однако даже самый чистый графит, используемый в производстве,
содержит 10“^ - 10~^% примесей, таких, как железо, алюминий,
медь, марганец и другие металлы. Чтобы предотвратить диффузию
этих примесей из нагревателя в пластины кремния, нагреватель
покрывают слоем карбида кремния методом химического осаадения
из газовой фазы. Если такое покрытие нанесено недостаточно тща¬
тельно и содержит мелкие, пусть даже волосовидные трещины, метал¬
лические примеси будут проникать через них и осаадаться на кремние¬
вой пластине.197
3.4.3.Кремний на подложках из изолирующего материалаДля получения интегральных схем с высокой плотностью упа¬
ковки элементов эпитаксиальные пленки кремния наращивает на под¬
ложки из оС - А1 г О ъ , который обычно называют сапфиром.Кристаллографическое и химическое совершенство эпитаксиаль¬
ного слоя кремния, выращенного на подложке-изоляторе, опреде¬
ляется, по существу, тремя факторами.1.	Большую роль играет несоответствие кристаллических ре¬
шеток кремния и подложки. Для композиции кремний {lOO} на сап¬
фире |Й02] оно составляет 12,5 %, если исходить из совпаде¬
ния атомов кремния и алоыиния. Эта величина получена для направ¬
ления [Н20],а в направлении [Й01] она составляет ^ 4,2 $•3150, I5I*]. Для кремния на шпинели несоответствие решеток значи¬
тельно меньше (~1,9 %) [152.2.	Очень важна степень загрязнения пленок кремния материа¬
лом подложки. С повышением температуры возрастает химическое
взаимодействие мезду кремнием и подложкой. Если в качестве под¬
ложки испольвуется сапфир, такое взаимодействие может приводить
к внедрению алюминия в растущую пленку кремния. Наиболее важны¬
ми являются две реакции:(3.2R)(3.26)Источником водорода в реакции (3.26) является силан, из которого
получают кремний. Соединения At 0 и Si 0 летучи и
испаряются на ранних стадиях наращивания пленки, пока не произош¬
ло полное покрытие подложки пленкой.Для уменьшения загрязнения пленки алюминием можно пони¬
зить температуру наращивания, но это обычно приводит к ухудшению крис¬
таллографического совершенства пленки, вероятно, вследствие
снижения подвижности атомов кремния в подложке. И наоборот,
при высоких температурах улучшается кристаллографическое качество
пленки, однако возрастающие при этом скорости реакции
между пленкой и подложкой приводят к ухудшению структуры пленки
из-за поверхностной эрозии и влияния примесей. В работе [153]по-198
казано, что яижтш пределом температур, используемых для нара¬
щивания кремния, подученного нз силана, на сапфир является тем¬
пература 1000°С.3. В пленках кремния могут возникать остаточные упругие
напряжения вследствие различия коэффициентов термического расши¬
рения кремния и подложки. Обычно влияние этого фактора ослабевает
с увеличением толщины пленки.В работе {154] показано, что кристаллографические дефек¬
ты, образущиеся в пленках кремния, выращенных на изолирущих
подложках, возникают главным образом вблизи границы мезду крем¬
нием и подложкой. При этом основнши дефектами являются двойники,
дислокации и так называемые трипиремидн. Пленки, выращенные
на материале-изоляторе, несовершенны и содержат большое количест¬
во примеси на границе мезду подложкой и пленкой; однако для приборов,
в которых используются такие композиции, это не имеет решающего
значения, так как их характеристики определяются практически
полностью электронными свойствами тонкого слоя материала, близ¬
кого к поверхности эпитаксиальной пленки.3.5. Ионная имплантация (ионное легирование)Генерация дефектов про ионной имплантации определяется
процессами первичного и вторичного столкновения имплантируемых
ионов с атомами исходного кристалла. При этих столкновениях
возникает высокая концентрация точечных дефектов, а именно меж¬
узельных атомов и вакансий. Имплантированные ионы непосредствен¬
но после имплантации обычно локализуются в электричеоки неактив¬
ных позициях в решетке. Поэтому после имплантации требуется
проводить отжиг, который преследуют две цели: переведение
легирупцих атомов в электрически активное состояние и уменьшение
концентрации радиационных дефектов в кристалле.При высоких дозах имплантируемых ионов ( > 10^ ом~^) по¬
верхность кремниевой пластины становится аморфной и кристалли¬
ческая отруктура материала разрушается в результате серии столкно¬
вений имплантируемых ионов о атомами исходного кристалла. Эти
столкновения приводят к созданию обладапцих высокой энергией
первичных атомов отдачи, которые затем рассеивают свою энергию
в каскаде столкновений со многими тысячами атомов. В результате
в кристалле появляются многочисленные рвзупорядоченные области,
которые при непрерывной ионной бомбардировке "прорастают” одна
в другую, образуя на поверхности сплошной аморфный слой. Формиро-199
ваше аморфного слоя солровоадаетея изменением оптических свойств
поверхности кремния. При этом меняется отражающая способность
поверхности за счет ралеевского рассеяния; поверхность приобре¬
тает белесый вид [255] .Предполагается, что разупорядоченные области состоят из
центральной зоны, обогащенной вакансиями, и окружающей ее оболоч¬
ки, обогащенной мекузельными атомами [155]. Распределение таких
разупорядоченных областей по глубине нарушенного слоя является
гауссовым, подобным тому, которое было подучено для распределе¬
ния средних длин пробегов имплантированных ионов [156]. Формиро¬
вание аморфного слоя зависит от температуры, причем пороговая
концентрация ионов, необходимая для получения аморфной фазы,
обратно пропорциональна температуре образца во время имплантации.
Меаду изменением пороговой дозы и температурой имплантации
набдхщается экспоненциальная зависимость; это означает, что
аморфная фаза труднее образуется при высоких температурах. Этого сле¬
довало окодать,так как точечные дефекты более подвижны при высо¬
ких температурах, что приводит к рекристаллизации, или отжигу,
аморфного слоя при имплантации. ИЗ температурной зависимости
пороговой дозы,необходимой для образования аморфного слоя, можно
найти энергию активации этого процесса, которая получилась рав¬
ной 0,3+0,05 эВ; как видно, она близка к измеренной энергии актива¬
ции миграции вакансий в кремнии (0,33 эВ) [26] .3.5.1. Влияние отжигаОтжиг имплантированного кремния преследует различные цеди.1.	В случае высокой дозы облучения, когда формируется
аморфная зона, отжиг необходим для восстановления кристалличес¬
кой структура.2.	При отжиге уменьшается плотность дефектов, следователь¬
но, улучшаются электрические свойства имплантированных областей.3.	Отжиг активизирует атомы легирующей приме¬
си, т.е. переводит максимальное число атомов легирующей приме¬
си в замещающее, электрически активное положение в решетке.Установлено,что в отожженных образцах действительно проис¬
ходит превращение аморфной фазы в монокрвстадлическув. Некристал¬
лические области стабильны вплоть до температуры 500°С; выше
этой температуры они начинают кристаллизоваться(эпитаксиально);
походная кристаллическая пластина служит монокристаллической
подложкой. Переход из аморфного в кристаллическое состояние200
Рис. 3.86. Типичная структура, наблвдаемая в кремнии после
ионной имплантации и отжига.Трансмиссионные электронные микрофотографии образцов, которые
после имплантации отжигались при 900°С в течение 5, 25 и 50 мин
(.сверху вниз;,201
завершается при температурах ^ 600° и внше и сопровоздается
изменением электрических свойств имплантированного слоя. Если
отжиг проводится при температурах вше 600°С, меняются концентра¬
ция носителей и удельное сопротивление имплантированных областей.Типичные дефекты, которые наблюдаются в имплантированных
слоях после отжига, показаны на рис. 3.86. Это дислокационные
петли, переплетения дислокаций и дислокационные диполи, а также
маленькие кластер! точечных дефектов. Снимки сделаны в трансмис¬
сионном электронном микроскопе с образцов, которые отжигались
при температуре 900°С в течение 5, 25 и 50 мин.При кратковременном отжиге в структуре появляется высокая
плотность маленьких дислокационных петель и маленьких точечных
источников темного контраста, который обусловлен либо очень малень¬
кими дислокационными петлями, либо кластерами точечных дефектов.При длительном отжиге общая плотность дислокаций уменьшается,а
размер дислокационных петель возрастает, причем петли принимают
неправильную форму. При этом в структуре обнаруживаются и малень¬
кие петли, сосуществущие с большими. Даже при длительном отжи¬
ге обычно не удается избавиться полностью от всех дефектов, и в
слое остаются дислокации и дислокационные петли.Структура дефектов, возникающих при ионном легировании
кремния фосфором, бором и мышьяком,отличается от той структуры,
которая получается в том случае, когда элемент полностью растворя¬
ется в решетке, как,например, при имплантации кремния в кремний.При имплантации бора, фосфора и мышьяка с последующим отжигом
в получаемой структуре содержится большое количество удлинен¬
ных дислокационных петель, диполей и так называемых "стержне¬
образных" дефектов [Я56 - 159] . Эти стержнеобразные дефекты,
как было установлено, представляют собой удлиненные петли
Франка, которые часто декорированы частицами ввделений легирую¬
щих примесей ,При высоких плотностях потока имплантированных атомов
возрастает толщина поверхностного аморфного слоя и резко увели¬
чивается концентрация активной компоненты имплантированной при¬
меси после отжига. Низкие дозы не позволяют получить ту же кон¬
центрацию носителей |j[56,^60,i6lj . Кроме того, при формирова¬
нии аморфного слоя эпитаксиальная рекристаллизация и отжиг де¬
фектов могут происходить при относительно низких температурах
(550 - 600°С). Недостатком,однако,является то, что плотность
дефектов в рекристаллизованном слое обычно слишком высока.При низких дозах для уменьшения плотности дефектов требуется
высокотемпературный отжиг. Следовательно, при использовании202
для легирования кремния метода ионной имплантации необходимо
искать компромисс между требованиями высокого уровня легирова¬
ния и низкой плотности остаточных дефектов после отжига.Если после ионной имплантации следует отжиг в окислитель¬
ной атмосфере или диффузия других легирующих примесей, то струк¬
тура дефектов в имплантированных областях будет соответствующим
образом меняться. Окисление обычно приводит к образованию боль¬
шого количества дефектов упаковки, так как в имплантированных
областях существует высокая концентрация точечных дефектов, кото¬
рые взаимодействуют с потоком межузельных атомов, возникающих
при окислении. При этом можно ожццать повышения концентрации
дефектов вакансионного типа [i62j.
ГЛАВА 4. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯХарактеристики полупроводниковых приборов в значительной
степени определяются электрическими, структурными и химичес¬
кими свойствами изпользуемого полупроводникового материала.Поэтому наряду о методами измерения параметров приборов развива¬
лись и методы анализа я исследования свойств материалов. В дан¬
ной главе рассмотрены лишь общие принципы многих таких методов.
Круг вопросов, связанных с анализом, исследованием и описанием
свойств полупроводникового кремния, особенно в случае несовершен¬
ных и содержащих примеси кристаллов, очень широк, и данная гла¬
ва не претендует на всеобъемлщее и полное их изложение. Основ¬
ная ее цель - познакомить читателя с наиболее распространенными
методами и подробнее обсудить те из них, которые особенно час¬
то применяются для исследования кристаллографических дефектов
и примесей в кремнии. Автор не пытался охватить все известные
методы исследования природы примесей и дефектов в кремнии. До¬
полнительные сведения по этим вопросам можно найти в литерату¬
ре, перечисленной в конце главы [l-б] .Потребность в совершенных аналитических методах исследова¬
ния полупроводниковых материалов обусловлена несколькими причи¬
нами, которые можно охарактеризовать следующим образом.1)	Важность исследования объемных электрических свойств
кремния связана с необходимостью определения таких основных
электрических характеристик, как удельное сопротивление, под¬
вижность носителей заряда и т.д. Измерение этих параметров поз¬
воляет качественно и количественно описывать, контролировать и
стандартизировать свойства кристаллов и приборов .2)	Большое значение имеют фундаментальные исследования
кристаллографических дефектов с целью установления их приро-204
да, механизмов их формирования в кристаллах, а также влияния
различных дефектов друг на друга и на физические (особенно на
электрические) свойства материала. Для проведения таких исследо¬
ваний требуются методы, обладащие высоким пространственным раз¬
решением и позволяющие наблвдать и изучать отдельные дефекты
с размерами порядка типичных значений параметров решетки крис¬
талла. Кроме того, для исследования механизмов образования и
взаимодействия дефектов необходимо иметь возможность наблюдать
изменение дефектов под действием различных обработок материа¬
ла.3) Важная область исследований связана с влиянием кристаллогра¬
фических дефектов и примесей на электрические свойства элементар¬
ного полупроводника и параметры созданных на его основе прибо¬
ров. Такие исследования важны как с точки зрения фундаменталь¬
ных знаний, так и с точки зрения технологии, поскольку от при¬
месей и дефектов зависят характеристики приборов и выход готовой
продукции. Возможности используемых в этой области методов очень
широки, начиная с контроля "качества" кристаллов с точки зре¬
ния электрических параметров как функции концентрации примесей
и плотности дефектов и кончая попытками установить корреляции меж¬
ду электрическими свойствами приборов и наличием тех или иных
конкретных примесей и дефектов. Разработаны также сложные
методы исследования материалов и приборов с целью прямого наб¬
людения взаимодействия между носителями заряда и дефектами.4) Аналитические и измерительные методы широко применяются
для диагностики дефектов в полупроводниковых приборах. Здесь под
"диагностикой " подразумевается контроль наличия дефектов опре¬
деленного типа, вызывающих известные отклонения электрических
свойств приборов от номинальных. Отсутствие таких отклонений поз¬
воляет считать приборы бездефектными. Кроме того, диагностические
методы используются для исследования способности технологических
процессов генерировать кристаллографические дефекты, вносить
нежелательные примеси или, наоборот, нужным образом влиять на уже
имевшиеся в материале примеси и дефекты.Измерительные и аналитические методы, применяемые для иссле¬
дования полупроводников, можно грубо разделить на три класса:
электрические, химические и физические, В общем случае провер¬
ка материала и приборов на функциональную пригодность, а на зак¬
лючительной стадии - измерение свойств материала и параметров
готовых приборов проводятся в ходе специальных электрических205
испытаний. В последнее время все большее значение для диагнос¬
тики и исследования технологических процессов приобретают хими¬
ческие и физические методы. Для исчерпывающего описания дефек¬
тов обычно требуется одновременное определение кристаллографи¬
ческих, химических и электрических свойств материала, что под¬
разумевает применение нескольких аналитических методов.4.1.	Электрические измеренияЭлектрические измерения используются, в основном, в трех
случаях. Во-первых, для определения эксплуатационных характерис¬
тик таких приборов, как диоды, транзисторы, солнечные элемен¬
ты и т.п. Измерение электрических параметров приборов часто поз¬
воляет оценивать их качество также с точки зрения химической чис¬
тоты и кристаллической структура Во-вторых, для исследования
процессов переноса заряда в полупроводниковом материале. При этом
измеряются такие величины, как время жизни неосновных носителей
заряда, подвижности носителей, удельное сопротивление и т.д.
В-третьих, для ивдентификации конкретных дефектов в полупровод¬
никах путем определения соответствующих им энергетических уров¬
ней в запрещенной зоне.4.1.1.	Измерение основных параметров материаловУдельное электрическое сопротивление. Удельное сопротивление
материала - один из самых важных контрольных параметров в тех¬
нологии кремния. При известной подвижности носителей измерение
удельного сопротивления позволяет определить их концентрацию в
полупроводнике. В литературе, посвященной кремнию, опубликованы
экспериментальные данные, непосредственно связывающие концентра¬
цию легирующей примеси с величиной удельного сопротивления, т.е.
позволящие обойтись даже без измерения подвижности. В случае
кристаллов кремния с высокой плотностью кристаллографических де¬
фектов расчетные данные [7] следует использовать с осторож¬
ностью, так как дефекты могут влиять на подвижность носителей
и не влиять на величину удельного сопротивления кристалла.Существует несколько способов измерения удельного сопротив¬
ления. Наиболее широкое распространение получили двухзондовый206
Рис. 4.1. Двухзоццовый (а) и четырех зонд овый (_б) методы из¬
мерения удельного сопротивления.1 " § ®VtA/Ii,, где I = Vs/R£; б. - § = 29ToV/i.(а) и четырехзондовый (б) метода [в] (рис. 4Л), а также ме¬
тод сопротивления растекания. Суть двухзондового метода заклю¬
чается в измерении падения напряжения между двумя зондами, обра¬
зующими омические контакты с поверхностью образца, через кото¬
рый пропускается ток известной величины. Этот метод требует ис¬
пользования кристаллов определенной формы, например, прямоуголь¬
ного сечения, и не пригоден для измерения удельного сопротивления
пластин произвольной формы. В последнем случае применяется четырех¬
зондовый метод, при котором два зонда служат для подведения тока
к образцу, а два других, расположенных между первыми, - для
измерения падения напряжения. Важное достоинство этого метода зак¬
лючается в возможности регистрации изменений удельного сопротив¬
ления пяастин в радиальных направлениях. Подобные измерения мож¬
но использовать для обнаружения так называемых страт, т.е. ло¬
кальных колебаний удельного сопротивления материала.В методе сопротивления растекания для измерения локального
удельного сопротивления используется единственный зонд. Это очень
удобный метод для регистрации различий удельного сопротивления
участков образца, отстоящих друг от друга всего на несколько
микрометров. С его помощью удается достигнуть пространственного
разрешения ы I мкм [9, ю] . В этом методе используются явле¬
ния, характерные для точечного контакта между металлическим элек-
электродом - зондом и поверхностью полупроводника. Сопротивление
растекания определяется уравнением(4.1)где § - объемное удельное сопротивление материала; d - ра¬
диус кругового контакта между металлическим электродом и поверх-
ностью полупроводника. Измерения удельного сопротивления мате¬
риала в этом случае не являются прямыми и требуют использования
калибровочных зависимостей. Калибровку проводят путем измере¬
ния сопротивления растекания на образцах, удельное сопротивле¬
ние которых определено каким-либо другим методом, например,
четырехзондовым. Косвенный характер рассматриваемого метода
позволяет получить правильное значение удельного сопротивления
образца только при учете нескольких поправок [ю] .Подвижность и концентрация носителей заряда. Подвижность и кон¬
центрацию носителей заряда в кремнии обычно определяют путем
измерения так называемой холловской подвижности. Эта величина,
приблизительно равная дрейфовой подвижности , определяется с
помощью явления, известного как эффект Холла.Когда полупроводник помещают в электрическое поле, носите¬
ли заряда под действием этого поля приходят в движение. Если
теперь к образцу приложить магнитное поле, перпендикулярное элек¬
трическому, то движение носителей изменится - появится составляю¬
щая скорости, перпендикулярная обоим полям. Это, в свою очередь,
вызывает появление в этом же направлении электрического поля, на¬
зываемого полем Холла. Направление нового поля показывает, какие
носители - электроны или дырки - являются основными, а возникаю¬
щая поперечная разность потенциалов (напряжение Холла) характе¬
ризует величину напряженности поля Холла. Холловская подвижность
определяется выражением(ч.г)где VH - напряжение Холла; I - длина кристалла; Va - при¬
ложенное напряжение; Н - напряженность приложенного магнитного
поля; cl - расстояние между точками, для которых определяется
напряжение Холла.На практике удобнее измерять не напряжение, а величину тока,
протекающего через кристалл. По экспериментальным данным рассчиты¬
вается параметр R , называемый коэффициентом (или постоянной)
Холла, т.е.(4.5)Дрейфовая подвижность равна	» где ^ - средняяскорость дрейфа электронов, а Е - напряженность приложенного
электрического поля.208
где Eg - напряженность поля Холла; L - плотность тока; Н -
напряжение магнитного поля. Величину RH можно записать также
в виде(Ч.Ч)где VH - напряжение Холла; Ъг - толщина образца вдоль нап¬
равления магнитного поля; I - протекающий через образец ток.
Концентрация носителей Yi выражается через коэффициент Холла
с помощью соотношения n- = I / (5 н е (е = 1,6 . 10~^ Кл -
заряд электрона).Для измерения коэффициента Холла (и, следовательно, кон¬
центрации и подвижности носителей) можно включить последователь¬
но с образцом резиотор с известным сопротивлением R s и пропус¬
тить через эту цепь такой постоянный ток I , при котором падение
напряжения ^s на дополнительном сопротивлении Rs состав¬
ляет I В. Измерив теперь падение напряжения на образце, можно
определить его удельное сопротивление. Перпендикулярно нап¬
равлению тока прикладывают магнитное поле и в третьей попереч¬
ном направлении измеряют напряжение Холла.Для таких экспериментов нужен образец специальной формы, позво¬
ляющий разместить на четырех гранях шесть контактов. Как правило,
измерения проводят на кристаллах прямоугольного или квадратного
сечения. Бели изготовить образец в форме параллелепипеда и прик¬
репить к нему шесть контактов по какой-либо причине нельзя или
затруднительно, то используют методику Ван-дер-Пау. В этом оду-
чае к пластине или ее части прикрепляют только четыре зонда, при¬
чем токопроводящие контакты и контакты, между которыми измеряется
напряжение Холла, располагаются во взаимно перпендикулярных нап¬
равлениях, а магнитное поле прикладывается по нормали к поверх¬
ности пластины [и] .Время жизни яеооновных носителей заряда. Величина времени лизни
неосновных носителей заряда в кристаллическом кремнии оказывает
существенное влияние на характеристики изготовленных на его осно¬
ве приборов. Очевидно также, что этот параметр тесно связан со
степенью кристаллографического совершенства и химической чистоты
кристалла. В связи с этим разработано несколько методов, позволяю¬
щих определять время жизни неосновных носителей как в массивных
кристаллах, так и непосредственно в полупроводниковых приборах.20914-493
В основе воех этих методов лежит общий принцип: генерация каким-
либо способом носителей заряда в полупроводнике и измерение вре¬
мени спада сигнала, обусловленного этими носителям после уда¬
ления источника возбуждения. К числу наиболее широко применяемых
относятся метода, основанные на I) затухании фотопроводимости,2) изменениях емкости МОП-структуры и 3) восстановлении об¬
ратной характеристики диода.ЗАТУХАНИЕ ФОТОПРОВОДИМОСТИ. На исследуемом образце закрепляют
два омических контакта и пропускают через полупроводник постоянный
ток. Для генерации избыточных носителей заряда используется крат¬
ковременная интенсивная вспышка света, а затухание сигнала регистри¬
руют с помощью осциллографа. Время жизни неосновных носителей
определяется как время, за которое амплитуда импульса, вызванного
вспышкой, уменьшится в е раз.Генерация избыточных неосновных носителей может производить¬
ся с помощью различных методов. При использовании ксеноновой лам-
пы-вопышки нижний предел измерения времени жизни составляет ^20
мкс, что вполне достаточно для большинства прошпиенных приложе¬
ний, где применяются кристаллы, выращенные по методу Чохральского.
Однако для измерения времен жизни меньше 20 мкс требуются источни¬
ки света о более крутым спадом заднего фронта импульса. В этих
олучаях можно использовать светодиоды на основе GuAs, максималь¬
ная длина волны излучения которых близка к I мкм, а достижимое
время спада импульоа составляет ~ £00 но [12] . Схема уста¬
новки для исследования затухания фотопроводимости изображена на
рио. 4.2.Еще более эффективным источникомсвета может служить лазер
на оонове иттрий-алюминиевого граната (ИАГ: N6 ), обеспечивающий
монохроматическое излучение с длиной волны 1,06 мкм. При исполь¬
зовании подобного источника анализируется большой объем кремниевого
образца, поскольку излучение о такой длиной волны проникает наРис. 4.2. Экспериментальная установка для исследования за¬
тухания фотопроводимости.210
глубину порядка 0,85 мм, тогда как для ароенидгаллиевых светодио -дов глубина ороникновения излучения в кремний составляет всего^ 40 мкм. Другим достоинством лазерного источника является бо¬
лее высокая интенсивность излучения.Интерпретация результатов измерений времен жизни по методу
затухания фотопроводимости осложняется, если в исследуемом об¬
разце имеют место эффекты захвата носителей ловушками. Ловушки
представляют собой центры, или энергетические уровни в запре¬
щенной зоне, споообные быстро захватывать оптически генерирован¬
ные избыточные носители и значительно медленнее освобождать их,
возвращая в зону проводимости. Таким образом, в материалах, со¬
держащих ловушки, будут наблюдаться аномально большие времена
затухания фотопроводимости, не о вязанные с истинными временами
жизни носителей. Роль ловушек в полупроводниках могут играть крис¬
таллографические дефекты и примеси. Однако установлено, что ло¬
вушки можно заполнить (насытить) с помощью подсветки. При облучении
кристалла светом постоянного источника плотность активных ловушек
может понижаться, не влияя при этом на время затухания сигнала
носителей, генерируемых светошми импульсами. Таким образом, ес¬
ли использовать один (постоянный) источник света достаточной
интенсивности дня заполнения лощушек, а другой (импульсный),
экранированный от первого, - для генерации избыточных носителей,
то полученная скорость затухания импульсного сигнала будет пред¬
ставлять истинное время жизни неосновных носителей заряда в объе¬
ме шлупроводника, определяемое центрами рекомбинации, а не ловуш¬
ками.ЕМКОСТЬ МСП-СТРУГОТЫ [13-15] . Использование МОП (метапл-окисел-
полупроводник)- или МДП (металл-диэлектрик-подупроводник) - струк¬
тур позволяет сравнительно быстро определять времена жизни при
локальной генерации носителей. Как правило, для получения таких
структур на поверхности исследуемой, пластины термически формируют
слой окисла толщиной 5000 - 5ооо А, а затем сверху напыляют ме¬
талл, например, алюминий. Металл наносят в виде отдельных точек,
нужную картину расположения которых получают с помощью фотолитог¬
рафии. Каждая такая площадка с расположенным под ней слоем
окисла и кремнием образует конденсатор, к которому прикладывается
напряжение Va ; под его действием возникает стационарная область
иннероной проводимости^, после чего на этот стационарный потен-Определения терминов, связанных о МОП-структурами, об¬
суждаются в гл. 5.211
циал накладывается импульс напряжения Al/Va , создающий под пло¬
щадкой обедненный слой.Это приводит к уменьшению полной измеряе¬
мой емкости и увеличению абсолютной величины падения напряжения
на исследуемой структуре. Измеряется время, необходимое для вос¬
становления емкости до определенной доли равновесного значения.Эти данные вводятся в компьютер, который, используя заданную
теоретическую модель генерации, рассчитывает время жизни носите¬
лей. Обычно такие раочеты проводятся в рамках модели тепловой
генерации, описываемой уравнениемС1*. 5)где Q2 - заряд инвероного олоя; t - время; - заряд электро¬
на; П, ^ - концентрация собственных носителей; и - нестацио¬
нарная и равновесная толщины обедненного слоя,соответственно;- время жизни носителей при генерации и I ^ - ток тепловой
генерации.В отличие от времен жизни, измеряемых методами, основанными
на рекомбинации избыточных носителей, методом МШ-структуры
определяют время жизни при генерации, поскольку в начальный мо¬
мент измерений анализируемая область материала обеднена носите¬
лями. Следовательно, рекомбинационные времена жизни, измеренные,
например, по затуханию фотопроводимости, оледует отличать от времен
жизни, определенных с помощью МОП-структур и других аналогичных
методов, связанных с созданием обедненных слоев. Вместе с тем,
используя МОП-структуру, можно определить и время жизни при реком¬
бинации. Для этого нужно перевести МШ-кондансатор из состояния
сильной инверсии в режим более слабой инверсии. В этом случае
в объеме кристалла будут инжектироваться и там рекомбинировать
неосновные носители заряда.ВОССТАНОВЛЕНИЕ ОБРАТНОЙ ХАРАКТЕРИСТИКИ ДИОДА. Переходные про¬
цессы (затухание тока) в диоде при изменении полярности его вклю¬
чения, т.е. при переходе из проводящего состояния в закрытое,
определяются временем жизни неосновных носителей в материале ба¬
зы. Время накопления носителей t в диоде описывается выра¬
жением jj6, 17](4.6)212
где ‘tp и *Cft - постоянные времени прямого и обратного включения,
и I R - прямой и обратный токи. График зависимости i от
величины tt% (i+ Ip/Ig.) представляет собой прямую линию о
тангеноом угла наклона СF , пересекающую ооь ординат в точке
'Up ?n(l+TR/‘Up) . Измерив величины t ?I F и IR путем
расчета,можно определить время жизни носителей в базовой области
диода.Модификацией этой методики является регистрация затухания
прямого тока диода при размыкании цепи [18] . Измерив Еремя спа¬
да прямого напряжения после выключения стационарного режима
прямой проводимости, можно рассчитать время жизни £ по
формуле(Н.?)где t - время, 1У - напряжение. Достоинство этого метода
соотоит в том, что он позволяет определить истинное время жиз¬
ни носителей в объеме полупроводника, не искаженное эффектами
поверхностной рекомбинации. Кроме того, он очень удобен для неп¬
рерывного контроля качества материала в процессе производства
приборов, поскольку для измерений может использоваться любой
созданный в оистеме р-п-переход.Длина диффузии. Диффузионная длина носителей заряда - это среднее
расстояние, которое носитель заряда проходит в полупроводнике
до рекомбинации. По значению этого параметра можно судить о крис¬
таллографическом совершенстве и химической чистоте материала.
Длина диффузии связана с временем жизни носителей соотношением
L -\РЪI	L*9» 201» где “ коэффициент диффузии соответ¬ствующих носителей заряда^. Длину диффузии можно измерить с по¬
мощью метода поверхностной фото-э.д.с. [21] , суть которого
заключается в следующем. Если путем предварительной обработки у
поверхности полупроводника создать обедненный слой (например,
сформировав p-kv- переход или барьер Шоттки), то при оовещении
такой поверхности на ней возникнет поверхностная фото-э.д^с. Д 0.Величина этого напряжения определяется плотностью Др из¬
быточных неосновных носителей заряда, инжектированных в облаоть
приповерхностного пространственного заряда. Плотность Д р , в^ Если концентрация носителей заряда в полупроводнике неод¬
нородна, то носители будут диффундировать под влиянием градиента
концентрации.213
свою очередь, зависит от интенсивности падающего света I ,
оптического коэффициента поглощения cL и дайны диффузии носи¬
телей L . Метод требует знания точной зависимости коэффициен¬
та об от длины падающего СЕета, в связи с чем для кремния было
выполнено несколько подобных исследований [22, 23} .Измерения поверхностной фото-э.д.с. проводят, освещая по¬
верхность образца монохроматическим излучением , модулированным с
помощью прерывателя, и регистрируя возникающее в образце напря¬
жение. Интенсивность 10 монохроматического излучения для
каждой длины волны А подбирают таким образом, чтобы получить
одинаковые значения поверхностной фото-э.д.с. После этого строят
график зависимости 1 с С 1 ~ R ) (R. - коэффициент отражения
образца) от обратной величины коэффициента поглощения . Сог¬
ласно соотношению(4.8)этот график представляет собой прямую линию, точка пересечения
которой с осью ординат дает значение длины диффузии неосновных
носителей L-% [2l] .Достоинством метода поверхностной фото-э.д.с. является воз¬
можность измерений очень малых длин диффузии и, следовательно,
очень коротких времен жизни носителей заряда, а также нечувстви¬
тельность к эффектам, связанным с захватом носителей ловушками.4,1.2. Исследование центров захвата носителейДля исследования природа ловушек и центров рекомбинации в
полупроводниках разработан ряд методов. Общая идея этих методов
заключается в определении энергетических уровней исследуемых
центров в запрещенной зоне. Сопоставляя эти экспериментальные
данные о известными энергетическими уровнями, полученными при
контролируемом введении примесей, можно провести химическую
иидентификацию центров.Спектроскопия переходных процессов [24-26J . Для получения ин¬
формации о примесных уровнях в обедненной области барьера Шоттки
или р-n,-перехода применяется метод спектроскопии глубоких уров¬
ней^ При этом исследуется переходный процесс восстановленияеер level transient spectroscopy (DLTS).214
емкости системы при возвращении заселенности уровней к соотояниго
теплового равновесия из исходного неравновесного состояния. Из¬
мерение постоянной времени этого процесса в зависимости от темпе¬
ратуры позволяет определить энергию активации уровней. Концентра¬
ция ловушек в "ступенчатом" (г+- р -переходе выражается фор¬
мулой(4.9)где ДС, - изменение емкости в момент времени "Ь = О, вызванное
подачей импульса напряжения, величина которого достаточна для за¬
полнения (насыщения) ловушек ; С - емкость структуры (диода
с р- п - переходом или барьером Шоттки) при постоянном обратном
напряжении смещения; А/д — Л/ ~ суммарная концентрация ак¬
цепторов на p-стороне перехода, где наблюдается ловушка.При эмиссии захваченных электронов или дырок из обедненной
области р-n,-переходов, вызванной каким-либо возбуждением,напри¬
мер, подачей импульса напряжения, можно наблюдать два типа пере¬
ходных процессов; изменение тока и высокочастотный процесс
установления емкости. Исследование зависимости этих величин от
температуры позволяет определить энергетические уровни ловушек.
Физика спектроскопии переходных процессов и ее математическое
описание подробно рассмотрены в литературе [24 - 26] .Хбтя упомянутые здесь методы позволяют быстро и с высокой
чувствительностью измерять положение энергетических уровней
ловушек, они Есе же не дают возможности точно идентифицировать
физическую и химичеокую природу этих центров. Кроме того, ока¬
зывается, что в реальных структурах примеси или дефекты с един¬
ственным и четким энергетическим уровнем являются скорее исклю¬
чением, чем правилом. В частности, при наличии в приборе комплек¬
сов дефект-примесь картина энергетических уровней, описывающая
такую оистему, оказывается очень сложной.Термоактивационные метода [27] . Шесто импульса напряжения
для высвобождения электронов и да рок из ловушек можно попользо¬
вать термоактивацию.При этом ток, генерируемый в переходе, ра¬
вен(Ч.Ю)215
где Cj, - заряд электрона', £ - диэлектрическая проницаемость
полупроводника; А - площадь перехода; С2 - емкость-, Q^ и 6р-
скорости эмиссии (из ловушек) электронов и дырок соответственно,'
П и pt -плотности электронов и дарок на дефектах. Величинами,
зависящими от температуры, здесь являются С2 , е м пь , е р и pt,
а от времени (при изотермических условиях) - Сг,а{и pt .
При измерениях можно регистрировать либо температурные зависимос¬
ти, либо кинетику. На температурных зависимостях тока через пере¬
ход или емкости системы при определенных температурах наблюдают¬
ся пики, соответствующие различным связанным с дефектами центрам
в запрещенной зоне.Во всех случаях, когда определяются энергетические уровни
центров в запрещенной зоне, общим является требование равномер¬
ности распределения дефектов, создающих центры в запрещенной зо¬
не. При неоднородном распределении примесей или дефектов в при¬
боре или кристалле как метод спектроскопии электрических переход¬
ных процессов, так и термоактивационные методы дают усредненную
картину энергетических уровней центров. В этом случае обычно наб¬
людается размытый энергетический профиль, не позволяющий одноз¬
начно установить энергетические уровни исследуемого центра (или
центров).4.2. Химический анализВ технологии кремния приходится учитывать даже примеси с кон¬
центрациями порядка 10“ 7 - I0-4 %, что вызывает необходимость
применения достаточно чувствительных методов химического анали¬
за. При исследовании кремния использовалось большое число подоб¬
ных методов. Не вдаваясь здесь в исчерпывающее описание всех
известных методик, мы рассмотрим лишь наиболее современные высо¬
кочувствительные метода химического анализа. Традиционный "мок¬
рый" анализ не пригоден для определения следовых примесей в крем¬
нии, и поэтому в подавляющем большинстве случаев применяются фи¬
зические, особенно спектроскопические*метода.4.2.1. Активационный анализ [28]Образцы подвергают бомбардировке быстрыми или тепловыми216
нейтронами или какими-либо другими частицами,например прото¬
нами высоких энергий. Определение типа и концентрации примесей
производится путем энергетического анализа гамма-излучения, испус¬
каемого радиоактивными частицами, образовавшимися при облучении
образца. Чувствительность метода зависит от влияния матрицы и для
Есех тяжелых примесей составляет менее	Легкие элементы(от водорода до алюминия) этим методом не обнаруживаются. Простран¬
ственное разрешение метода невелико, однако постепенное травление
образца с последувдиманализом раствора позволяет построить про¬
филь распределения примеси по глубине.4.2.2.	Рентгеновский флуоресцентный анализ [29]Возбуждение атомов образца производится пучком рентгеновского
излучения. При релаксации атош испускают характеристическое
флуоресцентное рентгеновское излучение. Зависимость интенсивно¬
сти вторичного излучения от энергии позволяет провести идентифи¬
кацию и количественный анализ присутствующих элементов. Непосред¬
ственная обработка данных с помощью компьютера в оперативном ре¬
жиме делает возможным быстрый анализ, а накопление счета повы¬
шает уровень полезного сигнала. Метод относится к числу неразру¬
шающих. Как и активационные методы, он не пригоден для исследова¬
ния легких примесей (от водорода до алюминия).4.2.3.	Электронно-зондовый микроанализ [30]При электронно-зондовом микроанализе используетоя пучок быст¬
рых электронов (с энергиями 5-50 кэВ), генерирующих в образ¬
це характеристическое рентгеновское излучение. В случае кремния
глубина возбуждения составляет «1-15 мкм. Рентгеновское излу¬
чение анализируется по энергии путем дифракции на специальном
кристалле, а интенсивность измеряется посредством специального
детектора. Ипульсный сигнал с выхода детектора обрабатывается с
помощью соответствующего электронного оборудования. Электронный
микрозонд является весьма совершенным прибором и может работать
в различных режимах. При использовании стационарного сфокусирован¬
ного пучка электронов размер анализируемого пятна может состав¬
лять 0,5 - 500 мкм,что позволяет Проводить локальный микроанализ.217
Это мощное оредство исследования химической природа локализован¬
ных примесных кластеров, включений и т.д. Кроме того, в этом ме¬
тоде возможно сканирование поверхности образца электронным пуч¬
ком.При взаимодействии пучка электронов с поверхностью полупро¬
водника возникают четыре типа сигналов, содержащих информацию об
образце. Наряду с генерацией характеристического рентгеновского
излучения происходят эмиссия вторичных и обратное рассеяние пер¬
вичных электронов. Кроме того, электронный пучок создает в объе¬
ме кристалла электронно-дырочные пары, в результате чего в образ¬
це возникает ток. Все перечисленные сигналы можно использовать
для анализа материалов. Выход обратно рассеянных отраженных
электронов, т.е. их число, является функцией атомного номера
элемента,на котором происходит рассеяние. Регистрация отраженных
электронов или измерение плотности тока в образце позволяют (в
сочетании с соответствующей обработкой сигнала) получить на эк¬
ране электронно-лучевой трубки картину распределения элементов в
приповерхностном олое образца. Дяя исследования распределения ка¬
кой-либо конкретной примеси дифракционный кристалл и электрон¬
ная система детектирования настраиваются таким образом, чтобы
регистрировать только рентгеновское излучение от интересующего
элемента. Электронный луч сканирует по поверхности образца, и ин¬
тенсивность характеристической рентгеновской эмиссии в каздой точ¬
ке отражается на экране осциллографа.Чувствительность электронно-зондового микроанализа лежит в
пределах 40"2 - 2 • 40"* % (по массе). Однако чувствительность к
легким элементам (от водорода до фтора) Еесьма невелика.4.2.4. Оже-электронная спектррскопия [3£]В оже-электронной спектроскопии для возбуждения атомов по¬
верхностных слоев образца используется тонкий (25 - 50 мкм в диа¬
метре) пучок электронов с энергией 1-5 кэВ. Процесс оже-эмис-
сии происходит при ионизации К-оболочки первичными электронами.
Дырка в К-оболочке заполняется электроном с одной из внешних
оболочек (например, L А ),а освободившаяся энергия сообщается так
называемому оже-электрону, находящемуся на более низком (налри-
мер, ^	) уровне. Оже-электроны вылетают из образца и де¬тектируются. Регистрируемый спектр представляет зависимость плот-218
ности оже-электронов d N lE^ulE от кинетической энергии Е ,
где ЛКЕ) - число оже-электронов с энергией Е,и позволяет
идентифицировать элементы, а также проводить полуколичественный
анализ их содержания. Используя в приборе ионную пушку для распы¬
ления тонких слоев материала с поверхности образца, с помощью
оже-электронной спектроскопии можно получать профили распреде¬
ления различных примесей по глубине образца. Этот метод очень по¬
лезен при анализе диффузионных профилей в кремнии, а также при
исследовании тонких пленок. При послойном анализе возможное раз-Орешение по глубине составляет около 10 А. Метод обладает высокой
чувствительностью к легким элементам (от лития до хлора), состав¬
ляющей	%. Посредством ионного распыления поверхности можно
удалять загрязнения с образца перед анализом. Пространственное
разрешение (в плоскооти) также сравнительно велико (300 А). Раз¬
работаны сканирующие оже-микрозонда, позволяющие получать ка¬
чественную картину распределения элементов при сканировании по
площади образца и проводить полуколичественный оже-электронный
анализ при однострочном сканировании [32] .4.2.5.	Эмиссионный спектральный анализПри эмиссионном спектральном анализе образец сжигается на
графитовом электроде в вакууме и исследуется излучение, испус¬
каемое возбужденными атомами при возвращении в основное состоя¬
ние. Анализ по энергии осуществляется путем разложения света
призмой или дифракционной решеткой, после чего диспергированный
пучок регистрируется на фотопленке. Идентификация элементов
производится по характеристическим линиям о известными длинами
волн, а интенсивность света с определенной дайной волны являет¬
ся мерой концентрации элемента, которому соответствует линия.Чувствительность эмиссионной спектроокопии составляет
что делает этот метод удобным для быстрого анализа примесей в
массивных образцах.4.2.6.	Масс-спектрометрия с искровым возбуждениемПринцип маес-опектрометрии с искровым возбуждением состоит
в анализе по массам ионизированных атомов образца. Ионизация
происходит в вакууме под действием электрической искры. Испарен-219
ныв и ионизированные атомы образца ускоряются полем и проходят
через электростатический анализатор, где осуществляется отбор
по энергии, и магнитный анализатор, производящий анализ по массе.
После этого ионы попадают на фотографическую пластинку, на кото¬
рой одновременно регистрируются вое рассортированные по массе
частицы. Чувствительность метода достигает iST^ %. При использо¬
вании электронной системы детектирования возможен количествен¬
ный анализ.4.2.7. Ионно-зондовые методыНекоторые из наиболее чувствительных методов, позволяющих
проводить анализ следовых количеств примесей, основаны на исполь¬
зовании ионных пучков. При столкновении высокоэнергетических
ионов с твердым телом наряду с внедрением (имплантацией) ионов
в материал мишени протекает и целый рад других процессов. Часть
ионов испытывает рассеяние (отражение); другие ионы вызывают
распыление атомов с поверхности твердого тела. Как рассеянные,
так и выбитые из образца (вторичные) ионы можно агализировать
для получения информации о химическом составе и структуре материа¬
ла.Если в качестве первичных используются ионы редкоземельных
металлов, то энергетический анализ упруго рассеянных ионов позво¬
ляет получать спектры, характеризующие массы рассеивающих цент¬
ров. Этот метод известен как спектроскопия рассеянных ионов (33] .По аналогии с электронно-зондовым микроанализом для локаль¬
ного анализа применяется и ионный микрозонд [34]. При этом
первичный пучок положительных или отрицательных ионов фокусирует¬
ся на поверхности образца в пятно диаметром 25-500 мкм. Для
исключения влияния стенок кратера используют сканирующий в неболь¬
ших пределах первичный пучок. Положительные или отрицательные
вторичные ионы собираются и анализируются по энергии и массе.
Имеются также сканирующие приборы, позволяющие получать растро¬
вое изображение образца во вторичных ионах.Б методе вторично-ионной масс-спектрометрии (ШМЗ) {35^ ис¬
пользуется явление распыления, при котором атомы поверхностногослоя образца удаляются первичным пучком с контролируемой ско¬
ростью, а образующиеся при этом втодачные ионы анализируются по
массе. Преимущество метода Еторично-ионной масс-спектрометрии
заключается в возможности проводить анализ в сверхвысоковакуум¬
ных системах.220
Наиболее чаото применяются первичные пучки ионов 02 , 0~ и
At + . Использование ионов Cs+ позволяет на два-три порядка уве¬
личить выход отрицательных ионов наиболее электроотрицательных
элементов. В этом олучае удается добиться очень выоокой чувстви¬
тельности. Например, при анализе профилей распределения As в St
был достигнут предел детектирования 3 • ICr5 атом/crf3 [363 •4.2.8. Инфракрасная спектроскопияВ собственных полупроводниках переход электронов из валент¬
ной зоны в зону проводимооти может быть индуцирован путем сообще¬
ния криоталлу определенной энергии. Величину этой энергии можно
определить с помощью инфракраоной спектроокопии. Например, в
кремнии край ИК-поглощения, т.е. длина волны, при которой энергия
излучения достаточна, чтобы электроны могли пересечь запрещенную
зону, составляет 1,1 эВ. В реальных криоталлах, содержащих лета-
рующие и прочие примеси, полосы поглощения будут наблюдаться и
пси больших длинах волн по оравнению о краем поглощения, что бу¬
дет соответствовать различным примесным уровням.Спектроскопия ИК-поглощения особенно удобна при анализе
кислорода и углерода в кремнии. В частности, пик поглощения в
области 9 мкм обусловлен наличием "связанного межузельного"
киолорода в решетке кремния [37] (гл. 5). Пик углерода наблю¬
дается е области 1В мкм. Поскольку ИК-спектроскопия является не-
разрушаюшим методом, она может применяться для контроля влияния
производственных процессов на концентрацию и ооотояние киолорода
и углерода в решетке (нахождение их в узельном или межугельном
положениях, образование различных комплексов и т.п.). Например,
образование выделений приводит к значительному уменьшению
интенсивности полооы поглощения в области 9 мкм, поокольку кис¬
лород при этом переходит из "связанного межузельного” состояния
в "химичеоки связанное состояние" [38] . Использование этой ме¬
тодики для исследования кинетики распада твердых раотворов кио¬
лорода и углерода, а также сопутствующих электрических эффектов
обсуждается е гл. 5.4.3. Физические методыК физическим методам исследования материалов и приборов от¬
носятся методы, которые дают возможность прямо или коовенно наб-221
людать дефекты и примеси в кристаллах. Многие из таких методов
позволяют наблюдать не только одиночные или связанные с примеся¬
ми дефекты, но и электрические явления, обусловленные, например,
рекомбинационно-генерационными процессами, электрическим пробоем,
шумами и т.д. В данном разделе рассмотрены методы, в которых
используютоя видимое и рентгеновское излучения, а также электрон¬
ные пучки, посколькутакие методы очень широко применяются для
исследования кристаллографических дефектов в полупроводниках.4.3.5. Оптические методаОдним из наиболее распространенных методов наблюдения и ис¬
следования дефектов в кремнии является оптическая микроокопияв оочетании с предварительным химическим травлением образца. Ш-
рокое применение этого метода объясняется целым рядом причин.Как правило, плотности дефектов в кристаллах кремния достаточно
малы (обычно менее «10® дефект/см ), что позволяет надежно
разрешать и идентифицировать отдельные дефекты, выявленные трав¬
лением. Разработаны многочисленные и разнообразные селективные
травители, что позволяет исследовать широкий круг материалов и
дефектов. Наконец, оптическая микроскопия является наиболее быстрым
методом оценки степени совершенства кристалла и определения типа
присутствующих дефектов. К ограничениям метода следует отнести
невозможность определения детальной структура дефекта и иденти¬
фикации примесей, связанных с дефектом, а также недостаточно вы¬
сокое разрешение, не позволяющее исследовать тонкие кристаллогра¬
фические и структурные особенности материала. Еще одно ограничение
налагается существенно поверхностным характером метода, затрудняю¬
щим определение объемных свойств кристалла. Однако чередование
микроскопических наблюдений с травлением образца иногда позво¬
ляет подучить информацию о распределении кристаллографических
дефектов по глубине.Процесс химического травления кремния определяется двумя ос¬
новными реакциями: окислением кремния и растворением образовав¬
шегося окисла. Поэтому в состав травящих растворов для кремния
обычно входит какой-либо сильный окислитель в сочетании с плвви-
ковой кислотой, растворяющей окислы кремния. Химическое травление
о целью выявления дефектов основывается на том, что скорость окис¬
ления кремния в том месте, где располагается дефект, существенно
отличается от окорости окисления бездефектных областей кристалла.222
ТаЛтгштя 4.1. Рецепты транителей для выявления дефектов в
кремнииВ большинстве случаев скорость окиоления материала в окрестнос¬
ти дефекта выше, чем на соседних участках кремния, в результате
чего образуются ямки травления, которые легко наблюдать и фотогра¬
фировать, иопользуя методику интерференционного контраста. В неко¬
торых случаях скорость окиоления дефектов оказывается ниже, чем
у бездефектного кремния; тогда в местах расположения дефектов
образуются бугорки.Абсолютные скорости травления и различие скороотей травле¬
ния дефектов и остального материала зависят от целого ряда факто¬
ров. К их числу относятся ориентация поверхности кристалла, тип
и концентрация легаруицей примеси, качество обработки поверхности
пластины и, конечно, состав гранителя. Креме того, интерес пред-223АвторХимический составПрименениеСиртль [40]HF:CtO, (5 М)
i : 1Наилучшие результаты дает
на поверхностях с ориента¬
цией {ш}Дэш [41]HF’HNOj-уксуснаякислота1:5:40Применим для подложек как (г-,
так и р-типа с ориентация¬
ми [ш| и flOOj , хотя
наилучшие результаты дает в
случае материалов р-типаСекко [42]НР:К,(л О (0,15 М)
2:1 МИ
HFtCtDj (0,15 М>
2*1Универсальный; особенно под¬
ходах для поверхностей с
ориентацией {lOO}Шиммель [43]HF •- HN05
155 : 1Для материалов р-типаДженкинс {44]
(травитель Райта)HF:H/V0^Cx0j(5 М):Cu(w0,)a-3H20:
уксусная кислота:И^О1 • 1 '• 1'>(2г): 2*2Универсальный; шероховатооть
бездефектных участков пос¬
ле травления не возрастает
ставдяет также воздействие света на поверхность полупроводника.
Было установлено, что процесс окисления требует наличия поло¬
жительных носителей заряда (дырок), а также что свет, не влияя
существенным образом на концентрацию основных носителей, вызы¬
вает сравнительно большие изменения концентрации неосновных но¬
сителей в полупроводнике [39] . Поэтому влияние света на электрод¬
ный потенциал в случае материала р-типа невелико, тогда как в слу¬
чае поверхности п-типа оно может быть очень большим.Рецепты некоторых транителей, наиболее часто применяемых для
выявления дефектов в кремнии, представлены в табл. 4. Т.При использовании метода травления важно учитывать, что для
получения наилучших результатов необходимо обеопечить чиототу
исходной поверхности, а также быстрое и полное удаление оотатков
травителя пооле окончания травления. С типичными примерами исполь¬
зования методов оелективного травления и оптической микроскопии
можно познакомитьоя в гл. 3 и упомянутой там литературе.4.3.2. Рентгеновские методыДля прямого наблюдения кристаллографических дефектов в крем¬
нии широко применяются рентгеновские методы.Рентгеновская дифракция подробно рассмотрена в литературе
j45 - 49] , и здесь будут кратко охарактеризованы лишь наиболее
распространенные методики.Наиболее широко применяемым при анализе кремния рентгенов¬
ским дифракционным методом является, по-видимому, трансмиссион¬
ная рентгеновская топография по JIaHiy. В этом методе использует-
оя дифракция рентгеновского пучка, проходящего через кремниевую
плаотину, с последующей регистрацией рентгеновского изображения
на фотопленке или пластинке.Рентгеновское излучение коллимируется
с помощью системы щелей, и полученный пучок (в виде узкой полос¬
ки) направляется на поверхность образца, имеющего форму пластины.
Если в кристалле имеются дефекты или центры, вызывающие деформа¬
цию, то в таких областях из-за локальных искажений решетки не вы¬
полняется условие Брэгга, в результате чего возникают колебания
интенсивности проходящего рентгеновского пучка, регистрируемые
фотопластинкой. Если при этом пучок, кристалл и фотопластинка не¬
подвижны, получают "секционные" топографические изображения крис¬
талла, позволяющие определять положение кристаллографических де¬
фектов в узких сечениях образца. Если рентгеновский пучок не¬
подвижен, а образец и пластинка синхронно перемещаются, полу-224
чаются проекционные топограммы (метод проекционной, или скани¬
рующей,трансмиссионной топографии).Рентгеновская топография является неразрушающим методом на¬
блюдения кристаллографических дефектов. При этом анализ дифракци¬
онного контраста позволяет определять векторы Бюргерса дислока¬
ций, векторы смещения дефектов упаковки, а также получать другую
кристаллографическую информацию, например, о плоскостях, в кото¬
рых располагаются некоторые дефекты и выделения второй фазы и т.д.
Основные принципы анализа рентгеновского дифракционного контрас¬
та такие же, как в случае дифракции электронов, которая рассмат¬
ривается в разд. 4.3.3.В случае совершенного кристалла взаимодействие первичного и
дифрагированного рентгеновских пучков в образце сопровождается
возникновением стоячей волновой картины, которая при определен¬
ных параметрах отражения характеризуется образованием узлов ин¬
тенсивности проходящего излучения в направлениях, совпадающих с
соответствующими атомными плоскостями. При этом происходит значи¬
тельное уменьшение фотоэлектрического поглощения и, следовательно,существенно возрастает интенсивность проходящего рентгеновского
излучения. Этот эффект, известный как аномальное пропускание,
очень чувствителен к малым искажениям кристаллографической струк¬
туры [50 ] . Любой дефект, вызывающий смещение атомов из правиль¬
ных геометрических положений, нарушает условия аномального пропус¬
кания и восстанавливает нормальное ослабление проходящего пучка.
Этот эффект с большим успехом используется при исследовании влия¬
ния термообработки на распределение кислорода в кремнии [51 j .
Термообработка приводит к образованию кластеров примесей, что со¬
провождается уменьшением аномального пропускания рентгеновского
излучения.Рис. 4.3 иллюстрирует сказанное на примере бездислокационных
кристаллов, полученных методом зонной плавки. Было обнаружено,
что в процессе термообработки интенсивность проходящего рентге¬
новского излучения уменьшается на два порядка по сравнению оо
случаем аномального пропускания еще до того, как происходит за¬
метное изменение величины ИК-поглощения в области полосы 9 мкм.Для объяснения этого было выдвинуто предположение, что метод ано¬
мального пропускания очень чувствителен к явлениям предвыделения,
таким, например, как образование примесных кластеров, поскольку
уменьшение интенсивности полосы ИК-поглощения в области 9 мкм
свидетельствует об образовании наделений Sl02 .Для исследования кремния и получения информации о отруктуре
кристаллографических дефектов, а также для измерения очень малых22515-493
Рис. 4.3. Влияние времени термооб¬
работки при Ю00°С на интенсив¬
ность аномального пропускания (а)
и ИК - поглощения в области 9 мкм
(б) в бездислокационных кристал¬
лах кремния с разным содержанием
кислорода 17513 .Приведены данные для образцовое ..3
содержанием^кисдовода 2-3-10<-'см
(В), 4-5>1(?' см"”(С), а также
для "бескислородных^ кристаллов,
полученных зонной плавкой (А - 2).
Изменение аномального пропускания
начинает проявляться раньше, чем
происходит заметное изменение ин¬
тенсивности Ж - поглощения. Для
контроля (восстановления бесклас-
терной структуры) проводили отжиг
при температуре 1350°С в течение
3 ч.деформаций, связанных с наличием в кристаллах дефектов к примеоей,
используются помимо описанных выше и некоторые другие разновид¬
ности дифракционных рентгеновских методик [52 - 54] . Например,
с помощью двухкристальной дифрактометрии при исследовании диффузии
киолорода в кремнии были измерены напряжения в решетке кремния,
вызванные приоутотвием киолорода [55j„ Выше (гл. 3) применение
трансмиссионной рентгеновокой топографии в сочетании с методикой
декорирования дефектов тяжелыми металлами уже обсуждалось на при¬
мере исследования микродефектов.4.3.3. Просвечивающая электронная микроскопияСреди всех доступных методов исследования дефектов в кремнии
наиболее высоким разрешением обладает трансмиссионная (просвечи¬
вающая) электронная микроскопия. В этом методе пучок электронов
выоокой энергии, ускоренных напряжением 200 - 2000 кВ, после
электромагнитной фокусировки проходит через тонкие образцы иссле¬
дуемого материала. Падающие электроны испытывают дифракцию, и
в простейшем случае из образца выходят два пучка: прямой и дифра¬
гированный. С помощью подходящей даафрашы один из этих пучков
можно отсечь, а другой после фокусировки дополнительными электро¬
магнитными линзами - использовать для формирования изображения на
фотопластинке. Изображение представляет собой распределение ин¬
тенсивностей электронов, испущенных "нижней" поверхностью крис¬
талла. Контраст, наблюдаемый на светлопольном изображении, т.е.
на изображении, сформированном прямым пучком, получается в резуль-
226
тате вычитания интенсивности электронов, претерпевших брэгговское
отражение, из интенсивности прямого пучка. Дифракционный контраот
чувствителен к положению атомов в кристалле, и любые отклонения ло¬
кальных положений атомов от равновесной конфигурации нарушают ло¬
кальное условие Брэгга (контраст появляется, если локальные смеще¬
ния атомов происходят перпендикулярно падающему пучку). Таким
образом, посредством дифракции электронов можно наблюдать кристал¬
лографические дефекты.Интенсивности электронов, претерпевших брэгговское отраже¬
ние, можно сравнительно просто рассчитать с помощью кинемати¬
ческой теории дифракционного контраста [562 . Используемые в
этой теории допущения таковы: I) толщина кристалла в направле¬
нии падающего пучка мала, поэтому можно пренебречь поглощением
и эффектами многократного рассеяния; 2) применимо двухлучевое
приближение, т.е. наряду с прямым пучком возникает только один
дифрагированный пучок электронов; 3) падающий пучок не удовлет¬
воряет строго условию Брэгга, в результате чего интенсивность
дифрагированных электронов нала по сравнению с интенсивностью
первичного пучка. Наиболее важными параметрами в кинематической
теории являютоя: ориентация образца по отношению к падающему
пучку, толщина образца и степень отклонения от точного брэггов¬
ского отражения. Если в кристалле имеется какой-либо плоский
дефект, например, дефект упаковки, расположенный наклонно к по¬
верхности образца, то оказывается, что интенсивность дифраги¬
рованной волны изменяется с глубиной по синусоидальному зако¬
ну, причем эта волна сдвинута по фазе относительно прямой вол¬
ны на Й91/2 • В результате происходит локальное ослабление диф¬
рагированного пучка, и поэтому наличие наклонного плоского
дефекта приводит к возникновению периодических интерференцион¬
ных полос на изображении [56, 57] . Примером такого полосчатого
контраста на дефектах упаковки может служить рис. 3.21. Для более
точного описания распределения интенсивности дифрагированного
пучка необходимо использовать динамическую теорию дифракционного
контраста [58] , учитывающую многократные взаимодействия падаю¬
щего и дифрагированного пучков в кристалле.Поскольку при смещении атомов из идеальных положений возника¬
ет фазовый контраот, то брэгговская дифракция позволяет, как было
отмечено выше, обнаруживать дефекты в кристаллах. При этом дисло¬
кации имеют вид темных линий (рис. 3.75 и 3.76), а дефекты
упаковки приводят к появлению интерференционных полоо (рис. 3.22).
Рассматриваемый метод дает возможность не только получать изобра¬
жения кристаллографических дефектов, но и определять их приро-227
ду, т.е. находить векторы Бюргероа дислокаций и векторы смеще¬
ния дефектов упаковки. Согласно теории фазового контраста, изобра¬
жение дефекта упаковки будет контрастным, когда вызванный нали¬
чием дефекта фазовый сдвиг	не равен 0 или Yi • 2 IE , где
R. - вектор смещения дефекта, а ^ - вектор обратной решетки.Было установлено, что в кремнии дефекты упаковки, обусловленные
окислением, имеет векторы смещения (1/3[59] (см. так¬
же гл. 3).Используя различные эффекты изменения контраста, можно оп¬
ределять векторы Воргероа дислокаций. Так, например, в случае
винтовых дислокаций контраст отоутотвует,_ аоли вектор Бюргероа
лежит в плоскости дифракции, т.е. при (jj-& = 0 . Если же дифрак¬
ция происходит на плоскостях, перпендикулярных вектору Воргероа
( 9 • I = I), то возникает оильный дислокационный контраот.В случае краевых и частичных диолокаций векторы Бюргероа можно
определить, если по контраоту электронных микрофотографий, полу¬
ченных в двухлучевом режиме, удается найти величины cj-£ , 9 ■
и ( 1/Юд- tхй [бб] . Здесь Ье - краевая компонента вектора
Воргероа, a it - единичный вектор, направленный вдоль_ дисло¬
кационной линии. В литературе имеются таблицы значений Ь , у • 6,
и § . Ь * а для различных отражений низких порядков и различ¬
ных возможных частичных дислокаций [59 , 60] .Некоторые практические вопросы, связанные о анализом дифрак¬
ционного контраста при исследовании криоталлографичеоких дефек¬
тов в кремнии, заслуживают более подробного рассмотрения. Вц>ем-
нии наиболее распространены 60°-ные дислокации, векторы Бюргероа
которых легко определить, пользуясь критерием исчезновения кон¬
траста (критерий g =0). Дефекты упаковки, как уже отмеча¬
лось, дают контраст в виде характерных интерференционных полоо.Что касается окружающих их частичных диолокаций, то здесь лучше
всего изучены особенности дифракционного контраста дислокаций
Шокли и Франка, поскольку в кремнии чаото встречаются оба_ эти
типа дислокаций. Частичные дислокации Шокли видны при cj-l>=0,
тогда как контраст от недиссоциированных дислокаций при этом от¬
сутствует. В случае частичных диолокаций Франка отражения Ш
и III делают видимым дефект упаковки, а окружающая его дислока¬
ция при этом не видна. При использовании отражений типа 220 ,
дифракционный вектор которых параллелен плоскости дефекта,
можно наблюдать частичную дислокацию Франка, тогда как оам дефект
при этом не виден. Кроме того, в этих отражениях могут возникнуть
двойные изображения и колебания контраста на частичной дислокации
по глубине.228
Изменение направления вектора дифракции на противоположное
приводит к смене контраста на краях дефекта. Частичная дислокация
Франка создает контраст и в отражении ИЗ . При этом контраст
на дефекте упаковки отсутствует, а контраст на дислокации - сильный
и ровный. На рис. 3.23 показаны примеры подобных изменений кон¬
траста на дефектах упаковки типа внедрения.К числу другах важных эффектов, связанных с дифракцией элек¬
тронов в кремнии, относятся явления, обусловленные присутствием
включений и кластеров примесей [б1, 62] . .Дифракцию электронов
можно попользовать для определения структуры, а следовательно;и
химической природа шделений второй фазы в кремнии, в частности,Si.0 2 и 5i.C .Поскольку трансмиссионная электронная микроокопия позволяет
исследовать только тонкие фольги, то ее использование связано
с применением специальных методов приготовления образцов. При
используемых в подавляющем большинстве микроскопов ускоряющих
напряжениях около 100 кВ толщина кремниевых образцов не может
превышать I мкм,а для получения наилучших результатов требуются
более тонкие образцы (0,5 - 0,8 мкм). По этой причине кремниеше
пластины и кристаллы перед исследованием в электронном микроско¬
пе необходимо соответствующим образом утончать . Кремниевые
фольги нужной толщины можно приготовить методами химического трав¬
ления и полировки, а также с помощью ионного травления, т.е.
путем раопыления материала пучком высокоэнергетических ионов. Хи¬
мические метода утончения относительно проще и поэтому приме¬
няются наиболее часто [бЗ , 643.Интересная методика основана на использовании эффекта анизот¬
ропного травления кремния о ориентацией {*00} в смеси KGH
о изопропиловым спиртом [ббЗ, В сочетании с фотолитографией
таким опособом можно получить большое число очень хороших (дос¬
таточно тонких и равномерных по толщине) образцов большой пло¬
щади для трансмиссионной электронной микроскопии [бб] . Хотя
такая методика и ограничена олучаем кремния с ориентацией {юо} ,
она вое же представляет интерес, поскольку возможность утонче¬
ния целых пластин с изготовленными на них приборами и микросхе¬
мами позволяет организовать расширенный контроль приборов и ана¬
лиз материалов о использованием очень высокого разрешения,
достижимого в трансмиссионных электронных микроскопах.Возможности и область применения трансмиссионной электрон¬
ной микроскопии неоколько расширяются при использовании высоко¬
вольтных приборов с ускоряющим напряжением 750 - 2000 кВ |б7]|.
Повышение ускоряющего напряжения позволяет иоследовать более229
толстые образца (2-5 мкм). Следовательно, в этом случае можно
одновременно наблюдать всю активную область прибора: скрытый
слой, эпитаксиальный слой, а также диффузионные области базы
и эмиттера. При исследовании полупроводниковых приборов на осно¬
ве структур металл-окисел-полупроводник (МОП) важное значение
имеет тот факт, что затворный окисный слой не влияет на электро¬
ны высоких энергий, тогда как электроны с низкой энергией испы¬
тывают дополнительное сильное рассеяние в этом стеклоподобном
окисном слое.4.3.4. Растровая электронная микроскопияРастровый (сканирующий) электронный микроскоп позволяет про¬
водить прямые наблюдения электрических эффектов, обусловленных
наличием кристаллографических дефектов и примесей в полупровод¬
никах. Очень большим достоинством растрового электронного микро¬
скопа является возможность получения картины распределения электри¬
чески активных дефектов. Традиционные методы применения этого
прибора связаны о изучением топографии поверхности образца при
большом увеличении и с высоким разрешением.Сущность рассматриваемого метода заключается в сканировании
поверхности образца пучком электронов, ускоренных напряжением
5 - 50 кВ, в пределах заданного растра. Синхронно с движением
этого электронного пучка (зонда) создается такая же растровая
развертка на экране электронно-лучевой трубки, где и отображает¬
ся подученная информация. Электронный луч в трубке модулируется
по интенсивности полезным сигналом от образца. В силу электри¬
ческой природа оигнала, несущего информацию об образце, при полу¬
чении изображений можно использовать многочисленные методы уси¬
ления и преобразования электрических сигналов.В растровом электронном микроскопе можно регистрировать
несколько типов сигналов, содержащих полезную информацию об
образце. На рис. 4.4. представлена схема, иллюстрирующая пове¬
дение пучка электронов высокой энергии при падении на поверхность
полупроводника. Часть электронов выходит из поверхности в виде
вторичных и обратнорассеянных ( упругоотраженных) электронов.При этом эмиссия вторичных электронов происходит из приповерхност¬
ного слоя материала, а обратнорассеянных электронов - из более
глубоких слоев образца. Электроны обоих типов можно регистрировать
с помощью подходящих детекторов и использовать этот сигнал для
модуляции яркости изображения в электронно-лучевой трубке. Ана-230
Рис. 4.4. Схема, иллюстрирующая поведение пучка электронов
высокой энергии при падении на поверхность полупроводника.лиз вторичных и обратно рассеянных электронов позволяет получить
информацию о поверхности образца.Бомбардировка полупроводника электронами вызывает также ге¬
нерацию носителей заряда в объеме кристалла. В результате в полу¬
проводнике возникает электрический ток, часто называемый током
образца. Больше возможности растрового электронного микроско¬
па при исследовании кристаллографических дефектов в полупровод¬
никах связаны с его использованием в режиме регистрации тока,
индуцированного электронным зондом. В англоязычной литературе
эту методику называют "режимом сбора заряда"(charge collection mode) L68 ] » "режимом тока, индуцированного
электронным пучком"(electron beam induced current (EBIC) mode)[69, 703, а также "режимом проводимости, оонованным на барьер¬
ном электрон-вольтаическом эффекте"(conductive mode, based on the
barrier electron voltaic effect) [71]	Физические ОСНОВЫэтой методики, рассмотренные ниже, очень просты.Сканирующий электронный пучок генерирует в полупроводнике
носители заряда. Если при этом в образце создать "собирающее"
электрическое поле, например, сформировав р-1г-переход или барьер
Шоттки (контакт металл-полупроводник), то генерированные носители
заряда будут диффундировать в обедненную область этого поля и,
таким образом, вызывать электрический ток во внешней цепи. Этот
индуцированный электронным зоцдом ток можно либо непосредствен¬
но, либоюсле определенного преобразования попользовать для
модуляции сигнала в электроннс-лучевой трубке.Изображение, сфор¬
мированное таким образом на телевизионном экране, отражает простран-^ В отечественной литературе часто используются названия
EBIC-метод или EBIC-режим, а также режим наведенной э.д.о.,
наведенного тока и др. - Прим. ред.231
ственное изменение эффективности собирания генерированных носи¬
телей заряда. Возникает "электрическое изображение" участка об¬
разца в области собирающего поля.В случае бездефектного материала генерированные электронным
зондом носители заряда создают в образце стационарный постоянный
ток. При этом на экране возникает растр с равномерным свечением.
Если же кристалл содержит объемные или поверхностные дефекты
(дислокации, выделения, дефекты упаковки и т.д.) в пределах или
е окрестности собирающего поля, то на этих центрах происходит
локальная рекомбинация носителей заряда. В результате уменьшает¬
ся число носителей в окрестности дефекта и, как следствие, сум¬
марный поток носителей в области пространственного заряда. Таким
образом, в режиме индуцировнного тока на изображении становятся
видимыми дефекты, влияющие на время жизни носителей. Поокольку
при этом регистрируются только дефекты, оказывающие влияние на
перенос носителей заряда в полупроводнике, то полезный сигнал со¬
держит информацию лишь об электрически активных дефектах. Схема
измерений при работе растрового электронного микроскопа в ре¬
жиме регистрации тока показана на рис. 4.5. В качестве дефекта,
вызывающего локальное уменьшение индуцированного тока, выступает
дефект упаковки.Скорость образования электронно-дырочных пар пропорциональна
произведению энергии падающих электронов на ток пучка IgEg. Ток,
индуцированный электронным зондом и регистрируемый как видеосиг¬
нал, определяется выражением [68](4.11)где d - энергия, необходимая для генерации электронно-дароч-
ной пары, а <')'}> - эффективность собирания заряда. К числу наи¬
более важных факторов, определяющих значение <Т|> , относятся
положение зоны генерации заряда относительно области обеднения
Z 1) о плотность созданного заряда, напряженность собирающего
поля Е ( £•) и свойства дефектов в анализируемом объеме.Дефекты, действующие как локальные центры рекомбинации или
генерации носителей, дают контраст на изображении. Рекомбинацион¬
ный контраст характеризуется отношением времени жизни неосновных
нооителей ‘t к времени переноса t ^ . Ток собранного заряда
для таких дефектов имеет вид(4.-12)232
Электронно-дырочные пары,
генерированные в полу¬
проводнике сканирующим
электронным зондомРис. 4.5. Схема измерений при работе растрового электронно¬
го микроскопа в режиме регистрации тока, индуцированного элект¬
ронным зондом [70]. Воспроизведено с разрешения издателяThe Electrochemical Society,Inc.Типичное значение времени переноса t t% для дрейфовых про¬
цессов составляет I0"9 с, а для диффузионных процессов - iO”? с.Оба эти значения гораздо меньше типичных времен жизни неоснов¬
ных носителей заряда для обычных кристаллов кремния. Таким образом,
обусловленный дефектом контраст зависит, главным образом, от ло¬
кального времени жизни носителей в анализируемом объеме, которое,
в свою очередь, определяется присутствием дефекта.Контраст, связанный с генерацией или умножением носителей
заряда, возникает в результате возникновения в окрестности неко¬
торых дефектов оильных электрических полей. Локальное повышение
напряженности электрического поля может быть обусловлено, напри¬
мер, зарождением выделений примесей на кристаллографических дефек¬
тах, непланарностыо перехода и т.д. Носители, генерированные элек¬
тронным зондом, испытывают ускорение вблизи дефектов и приобретают
дополнительную энергию [68], равную J*2 £ (Z ) cl Z . Когда это уве¬
личение энергии превышает локальное значение энергии ионизации,
возникает эффект умножения носителей заряда.Исследования дефектов в кремнии в режиме тока, индуцирован¬
ного электронным зондом, можно проводить на двух типах полупро¬
водниковых структур. Во-первых, можно сформировать в пластине
диффузионный p-а -переход и использовать его для сбора генериро¬
ванных носителей заряда. Однако создание такого р-а-перехода
обычными способами, т.е. диффузией или ионной имплантацией, свя¬
зано с нежелательной термообработкой кристалла, а кроме того,мо¬
жет сопровождаться внесением дополнительных дефектов (эти вопро-233.Сфокусированный
пучок электроновДефект упаковкиОбедненный слой
/э-л-переходаПоток неосновных носителей заряда в
обедненной области, ослабленный вследствие
рекомбинации на дефекте упаковки
сы обсуддалиоь в гл. 3). Таким образом , этот метод, по существу,
имеет разрушающий характер в том смыоле, что о его помощью
нельзя оценить свойства исходного материала, не подвергавшегося
термообработке. В то же время структуры, полученные диффузией или
имплантацией, предотавляют реальные устройства, и поэтому поду¬
ченная с их помощью информация очень важна для понимания влияния
дефектов и примесей на характеристики полупроводниковых прибо¬
ров.адесто диффузионного р—ю. -перехода дам собирания заряда
можно использовать барьер Шоттки. Эта методика является неразрушаю¬
щей, поскольку формирование барьера Шоттки не требует применения
высокотемпературных процессов [72, 73] . Нужные структуры можно
получить путем осаждения на поверхность кремния тонкой пленки ме¬
талла (обычно алюминия или золота) из газовой фазы. Если такую
слоистую отруктуру не подвергать термообработке с целью получения
омического контакта, то на границе раздела металл - полупроводник
возникает барьер, который можно использовать как собирающий пере¬
ход для регистрации носителей заряда, индуцированных электронным
зондом.Примеры изображений кристаллографических дефектов, полученных
EBIC-методом с использованием р-n,-переходов, были приведены на
рис. 3.68 и 3.69. Из этих примеров видно, что данный метод позво¬
ляет исследовать любые изменения структуры и электрической актив¬
ности дефектов, связанные с изменением технологических условий
обработки металла. Неразрушающий характер самого процесса наблю¬
дения дает возможность проследить развитие дефектной структуры
полупроводникового прибора на различных стадиях технологического
процесса. Возможности такого подхода при исследовании различных
типов приборов подробно обсуждаются в гл. 5.На рис. 4.6 и 4.7 представлены EBIC-изображения дислокаций
и свирл-дефектов, полученные на структурах с барьером Шоттки.
Использование барьеров Шоттки позволяет также изучать влияние раз¬
личных технологических процессов на отепень криоталлографичеокого
совершенства исходных необработанных пластин. При этом барьерный
слой металла пооле измерений удаляют с помощью подходящего рас¬
творителя и очищенные таким образом пластины подвергают различ¬
ным обработкам, например, нагреву, окислению, диффузии и т.д.Затем вновь формируют на образце барьер Шоттки и проводят следу¬
ющее наблюдение. На рис. 4.8 приведены EBIC-изображения, демон¬
стрирующие влияние термообработки на плотность дислокаций в при¬
поверхностных областях криоталла кремния. Видно, что до термообра¬
ботки кристалл (в данном случае в виде ленты, полученной ме-234
тодом <ЖП, ом. гл. 2) характеризуется высокой плотностью дислока¬
ций. После термообработки дислокационного контраста уже не наблю¬
дается. Его исчезновение может объясняться либо смещением дислока¬
ций на расстояние, большее душны пробега носителей, генерированных
электронным зондом, либо тем, что в результате термообработки
происходит удаление (геттерирование) примесей, декорирующих дисло¬
кации в исходном кристалле. Более подробно этот и другие подобные
эффекты обсуждаются в гл. 5 и 6.Рис. 4.6. Микрофото¬
графии дислокаций в об¬
разцах кремния, получен¬
ные в режиме регистрации
тока, индуцированного эле¬
ктронным зондом, с исполь¬
зованием барьера Шоттки
С 74Ц.Ускоряющее напряжение
25 кВ. Напряжение смеще¬
ния О В (а) и -I В (б).
Рис. 4.7. Микрофотографии центральных (а, в) и периферийных
(б, г) областей кристаллов кремния, полученных зонной плавкой
[74].На рис. ini показаны полосы легирования, а на рис. виг вид¬
ны А- и В-дефекты. Ускоряющее напряжение 10 кВ (а, б) и 30 кВ
(в, г). Смещение: О В (а, б) и -2 В (в, г).236
Рис. 4.8. Использование режима регистрации индуцированного
тока в структурах с барьером Шоттки для исследования влияния тех¬
нологических процессов на дефектную структуру в кремнии [753.Микрофотографии кристалла, выращенного методом вытягивания через
фильеру с капиллярной подпиткой до термообработки (а.) и после нее
Дня усиления контраста и снижения уровня электрических шумов
на изображении сигнал постоянного тока, генерируемый исследуемой
структурой в процессе сканирования электронным зондом, можно
передавать на экран, используя емкостную связь, обеспечивающую
фильтрацию посторонних (паразитных) постоянных сигналов. Пакост¬
ная связь позволяет получать изображения с повышенным контрастом,
однако интерпретация таких изображений уже не является настолько
наглядной, как в случае обычной связи по постоянному току. Различие
сигналов, полученных при использовании двух типов овязи, про¬
демонстрировано на рис. 4.9, где показан результат однострочного
сканирования транзисторной структуры, содержащей дефект упаков¬
ки.Рис. 4.9. Схема р - п.-перехода (а) и форма сигнала при по¬
лучении изображений в режиме индуцированного тока со связью по
постоянному току (б) и с емкостной связью (в) [70].238
В режиме связи по постоянному току более светлые участки
изображения соответствуют большей величине индуцированного элек¬
тронным зондом тока в детектирующем переходе. В частности, в слу¬
чае диффузионного планарного перехода линия его пересечения
о поверхностью кремния будет выглядеть на изображении более свет¬
лой, так как в этой области относительно большая часть генериро¬
ванных носителей захватывается переходом. При емкостной связи на
изображении наблюдаютоя чередующиеся участки светлого и темного
контраста, так как сигнал соответствует переходным токам, возни¬
кающим в областях, где происходит изменение тока j^7CQ .Iqe одно очень полезное применение растрового электронного
микроскопа связано с возможностью генерации носителей на опре¬
деленном расстоянии от D-п.-перехода (или барьера Шоттки), что
позволяет определять диффузионную длину неосновных носителей
заряда на очень малых участках кристалла [76 - 78] . Связь между
величиной индуцированного тока и расстоянием от точки зондиро¬
вания до перехода выражается формулойЫь)где - ток, индуцированный электронным зонд гад; CL - коэффициент
пропорциональности; ж - расстояние от р-и,-перехода (или
барьера Шоттки) до точки возбуждения избыточных носителей;/» -ЭФФэффективная диффузионная длина.Наряду с электронными пучками доя получения информации
об электрически активных центрах можно попользовать и световые
пучки, хотя такая методика обладает более низким пространствен¬
ным разрешением.
ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ ДЕФЕКТОВ НА ЗДЕКТРИЧЬЕКИЕ СВОЙСТВАК проблеме исследования влияния кристаллографических дефек¬
тов на электрические свойства материалов и приборов возможны два
подхода. Первый подход заключается в рассмотрении воздействия
дефектов и взаимодействующих с ниш и между ообой примесей на
свойства переноса носителей заряда в полупроводниках. Свойства
переноса электрического заряда изменяются, если в кристалле есть
дефекты , которые могут нарушать периодичность решетки. В частнос¬
ти, изменяются проводимость, подвижность и время жизни носителей
заряда. В процессе исследования влияния дефектов на поведение но¬
сителей заряда можно подучить фундаментальную информацию относи¬
тельно электрических свойств специфических кристаллографических
дефектов.Другой подход заключается в исследовании влияния примесей
и дефектов на рабочие характеристики приборов и микросхем, изго¬
товленных из кремния. Использование этого, вообще говоря, более
прямого подхода является обязательным этапом при разработке так
называемой "бездефектной" технологии изготовления приборов.То, что кристаллографические дефекты оказывают вредное влия¬
ние на рабочие характеристики приборов и процент выхода годной
продукции, было четко показано путем сопоставления электрических
параметров и других характеристик приборов с данными детальных
исследований типа и плотности дефектов, вызывающих наблюдаемые
отклонения характеристик и сбои в работе. Целью последующих по¬
следований должно быть выявление механизмов возникновения этих
дефектов в криоталле.Исторически развитие работ в этой области шло от общего к
чаотному. Первоначально интерес к дефектам в полупроводниках
сводился именно к определению влияния дефектов (особенно дисло-240
наций) на свойства переноса носителей заряда. По мере роста
промышленного выпуска кремниевых приборов и микросхем внимание
исследователей все больше сосредотачивалось на вскрытии механиз¬
мов, ограничивающих эффективность приборов и процент выхода год¬
ной продукции. Постепенно все яснее становилось, что эти ограни¬
чения во многом определяются наличием дефектов и связанных о ни¬
ми примесей в кристалле.В данной главе рассматривается влияние дефектов на объем¬
ные электрические свойства кремния. Большая часть главы будет
посвящена влиянию кристаллографических дефектов на электрические
свойства отдельных приборов, поскольку это представляет наиболь¬
ший интерео для технологов.Будут рассмотрены четыре наиболее важные категории приборов,
а именно: Я) диоды; на их примере будет проводиться детальное
обсуждение взаимодействия дефектов с областью р-п -перехода; 2)
биполярные транзисторы; здаоь особый интерес вызывают приборы с
мелкими р-а -переходами, так как именно они являютоя наиболее чао-
то используемыми активными элементами биполярных интегральных схем;
3) МОП-отруктуры; это приборы, работа которых основана на явлениях,
происходящих на границах между олоями материалов равной пси рода
(металл, окноел, полупроводник), в отличие от приборов, в кото¬
рых попользуются объемные свойства или свойства р-а -перехода
(МОП-отруктуры являются основными компонентами многих типов ин¬
тегральных схем, в частности полупроводников^ запоминающих
устройотв); 4) оолнечные элементы; здеоь упор будет сделан на фото-
вольтаические приборы, изготавливаете из "дешевых" криоталлов о
использованием"дешевой" технолоиш о целью получения экономически
выгодных систем прямого преобразования солнечной энергии в электри¬
ческую.5Л. Влияние кристаллографических дефектов и примесей на переносносителейБольшая часть исследований влияния кристаллографических
дефектов на транспортные свойства, например подвижность, время
жизни,проводимость и т.д.,была выполнена на к еисталлах, содержа¬
щих дислокации [l - б], пев этом подавляющее большинство работ
было посвящено исследованию дислокавдЁ в гериании.24116-493
5.I.I. ДислокацииДислокации в кремнии могут сильно влиять на электрические
свойства кристалла за счет двух основных эффектов. Первый эффект
заключается в существовании упругих напряжений вокруг дислока¬
ции, которые простираются на значительные расстояния от ядра
дислокации, причем для 60-градусных дислокаций, например, поле
напряжений вокруг дислокации является сильно неоднородным. Вто¬
рой эффект связан с наличием на дислокациях так называемых обор¬
ванных, или ненасыщенных, связей, образование которых обусловлено
нарушением периодичности атомной решетки в окрестности дислокации
и приводит к появлению неспаренных электронов. Эти электроны могут
захватывать электроны из зоны проводимости и образовывать "пары
на оборванных связях". Вследствие этого дислокация заряжается отри¬
цательно. На рио. 5.1 показана энергетическая зонная диаграмма
кремния в окрестности дислокации. В материале rv-типа электрон,
захваченный оборванной связью, будет иметь энергетический уровень
внутри запрещенной зоны вблизи валентной зоны. Таким образом дис¬
локации в криоталлах п,-типа проявляют акцепторное действие.В материале р-типа дислокации оказывают донорное действие.В этом случае дислокация будет заряжена положительно. Так как
дислокация - это линейный дефект, в материале И, -типа вдоль
дислокационной линии будет существовать "цепочка" акцепторных цент¬
ров, или состояний, а в материале р-типа-"цепочка" донорных сос¬
тояний. Ввиду того что в криоталле должно выполняться условие
нейтральности, отрицательно заряженная дислокация в материале
YI -типа будет притягивать к себе ионизованные атомы доноров; в
результате около дислокации происходит образование "заряженной
трубки" - облака положительного пространственного заряда цилинд¬
рической формы [з] - и возникает потенциальный барьер, прости¬
рающийся вплоть до края этой области пространственного заряда.На рис. 5.2 схематически показана область объемного заряда вок¬
руг краевой диолокации в гипотетическом кристалле с простой ку¬
бической структурой [б] . В кристаллах р-типа положительно заря¬
женная дислокация окружена облаком отрицательного пространствен¬
ного заряда.Рис. 5.1. Зонная диаграмма дляокрестности дислокации в кремнии.Зоны искажены вокруг ядра дислока¬
ции; вблизи центра запрещенной
зоны вводится уровень.242
Рис. 5.2. Схема цилиндрической облас¬
ти пространственного заряда вокруг крае¬
вой дислокации в гипотетическом кубичес¬
ком кристалле [б} .Радиус цилиндрической области пространственного заряда дает¬
ся, соглаоно , формулойС5.1)где § 0 - функция распределения Ферми; С - расстояние меддуоборванными овяаями;Д/,и Д/ - концентрации доноров и акцепторов,(L (Xсоответственно,Зункдаю ^ 0 можно аппроксимировать следующим выражением:(5.2)где Е ъ - энергетический уровень дислокации, Е р - уровень Ферми.
Значение fc при 300 К равно ~ ОД; в этом случае радиус цилинд¬
рической области пространственного заряда равен I мкм при
концентрации носителей £0^5 см-^.Как ухе говорилось выше, на дислокации за счет существования
пространственного заряда возникает потенциальный барьер &ф. В
материале а -типа выражение для величины этого потенциального
барьера,согласно Риду [3],имеет следующий вид:(5.J)где Е0 = (<?г / Ч Ж к<Х) - электростатическая энергая взаимодей¬
ствия соседних заполненных акцепторных оостояний; е - засад элект¬
рона; Cl - расстояние между оборванными связями (3,34 А для243
чисто краевой дислокации в кремнии); к - диэлектрическая посто¬
янная кремния (1,02.ТО-12 Ф/м); j - степень заполнения акцептор¬
ных состояний; $с - постоянная, которая является функцией кон¬
центрации доноров и дается выражениемМодель оборванных овязей на дислокациях вызывает серьезные
сомнения в свете данных, свидетельствующих о том, что дислокации
в кремнии расщеплены (рис. 3.30). Еоли происходит расщепление
диолокации так называемого скользящего набора, наблюдаютоя
перестройка и исчезновение оборванных связей. Электронные свой¬
ства таких расщепленных дислокаций будут определяться свойства¬
ми дефектов упаковки и ограничивающих их частичных диолокаций.
Детальное обсуждение электрических свойств дефектов упаковки и
соответствующих частичных дислокаций будет проведено в последую¬
щих разделах данной главы. Сейчас же достаточно сказать, что
зависимость электронных свойств дислокаций от структуры ядра дис¬
локации является более сложной, чем оледует из простой модели обор¬
ванных связей. Добавим, кроме того, что наиболее заметное влияние
дислокации в кремнии оказывают на время жизни и проводимость
криоталла.Время жизни. Влияние потенциального барьера на дислокациях проявля¬
ется в медленном убывании инжектированных носителей в кристал¬
лах, содержащих дислокации. &ш> найдено, что окорость этого
убывания намного меньше, чем экспоненциальный опад, ожидаемый
на основе теории Шокли-Рида для бездефектных криоталлов [8, 9Д .
Следовательно, времена жизни в кристаллах, содержащих дислока¬
ции, мо1ут быть больше, чем в бездаслокационных кристаллах.В работе [lo] были проведены измерения времени жизни в крис¬
таллах кремния, содержащих известную плотность дислокаций, с
помощью метода спада фотопроводимости. Дислокации вводились
пластической деформацией при 750°С четырехточечным изгибом. Ис¬
пользуя модель, основанную на статистике взаимной рекомбинации но¬
сителей на дислокациях при малых плотностях избыточных дарок
и электронов, для материала И, -типа авторы работы [Ю] по-244
лучили две временные константы't i и Т :(5.4)(5\ь)где Eg -энергия, соответствующая взаимодействию между запол¬
ненными акцепторными центрами на дислокации; С ° - постоян¬
ная времени захвата электронов из зоны проводимости на незапол-_ оненные акцепторные центры на дислокации; Ср - аналогичная ве¬
личина для захвата дырок из валентной зоны; /V - число обор-Ованных связей в см ; v^0 - равновесное значение коэффициента
заполнения акцепторных состояний электронами; - констан¬
та, равная Eo[ii!a(f/fc)-0, 232]*, Е и Е2 - энергетические
уровни у соответствующие дну зоны проводимости и акцепторному
состоянию, связанному с оборванной связью на диолокации, соот¬
ветственно.Анализ показывает, что доминирующей константой, ограничи¬
вающей скорость убывания носителей, является tZz , т.е. время
жизни является функцией постоянной времени, характеризующей
процесс захвата электронов - основных носителей в материале и, -
типа. Кроме того, авторы работы [10] делают вывод, что кон¬
станта времени и, следовательно, времена жизни носителей не за¬
висят от плотности дислокаций в кристалле, поскольку главным
препятствием для захвата электронов является потенциальный барьер,
создаваемый цилиндрическим облаком пространственного заряда,
а не недостаток центров захвата.До настоящего момента мы никак не учитывали возможное влия¬
ние примесей, взаимодействующих с дислокациями. Однако интуитив¬
но очевидно, что еоли примесные атомы диффундируют к дислокациям,
а затем либо осаждаются на них, либо образуют примесную атмос¬
феру вокруг них, то зарядовое состояние дислокации может изме¬
няться, а следовательно, будут изменяться и свойства цилиндри¬
ческого облака пространственного заряда. Действительно, прове¬
денные в работах [И - 14] исследования показали, что время
жизни С пропорционально плотности дислокаций. Весьма вероят¬
но, что во Есех этих случаях наблюдалось комбинированное влияние245
диолокаций и примесей. Дальнейшее обсуждение этого вопроса со¬
держится в следующем разделе.Проводимость. Известно, что,когда дислокации в кристалле
ориентированы преимущественно в каком-либо одном направлении,
проводимоотв кристалла становится сильно анизотропной относитель¬
но этого направления. Как ясно из предыдущего раздела, образова¬
ние цилиндрической области пространственного заряда вокруг дио¬
локации сопровождается захватом основных носителей. Эта "экстрак¬
ция" носителей приводит к уменьшению проводимости материала в
случае, когда поток носителей перпендикулярен линиям дислокаций,
в то время как в случае потока, параллельного линиям дислокации,
проводимооть не изменяетоя. Для "параллельной" проводимости 3((
и "параллельного" сопротивления g |( выведены следующие выра¬
жения [3, 15] :(*Г.6)
гдеб0 - проводимость бездислокационного кристалла; € - доля
объема кристалла, занимаемая цилиндрическими областями простран¬
ственного заряда; R - радиус цилиндра пространственного заря¬
да; Х> - плотнооть дислокаций.В случае когда ток перпендикулярен линиям дислокаций, ^
и Si - "П0№9ндикулярные" проводимость и сопротивление - дают¬
ся выражениемкоторое справедливо при € < 0,7.Анизотропию проводимости, связанную о существованием ци¬
линдрических областей пространственного заряда, иллюстрирует
рис. 5.3. На нем приведены температурные зависимости § о ? § и и Si-
для кристалла, деформированного изгибом [16] . Видно, что
кривая	проходит значительно вышецмвой 9 и почти вовсей области измерений. Лишь при температурах значительно боль-(5.7)246
Рис. 5.3. Температурные зависи¬
мости удельного сопротивления крис¬
талла в случаях, когда направление
электрического поля цри измерениях
сопротивления было перпендикулярно
и параллельно направлению дислока¬
ций (D = 1,2-Ю7см"2) [17] .Для сравнения приведена температур¬
ная зависимость сопротивления в
бездислокационном кристалле.ше комнатной сопротивление не чувствительно к структуре.Авторы работы [16] нашш, что,когда направление тока
было параллельно направлению диолокаций, подвижность электронов
была на 50-80$ ниже, чем в бездислокационных криоталлах. Разли¬
чие в значениях подвижности тем больше, чем выше температура
[i6] . Эти результаты объясняются на основе представления о
дополнительном рассеянии носителей вблизи областей пространствен¬
ного заряда на расстояниях до одной средней длины свободного
пробега от этих облаотей.Сильное влияние на электрические свойства дислокаций и
других дефектов в кремния оказывают примеси. Шло обнаружено,
что анизотропия проводимости, наблюдаемая в кристаллах с'Чистыми"
дислокациями, исчезает, когда дислокации вводятся в кристалл
при высоких температурах [17] (рис. 5.4).Для кристаллов, деформированных при высоких температурах,
данные для сопротивления, измеренного параллельно и перпендику¬
лярно направлению дислокаций, совпадают не только между собой,
но и о данными для сопротивления, измеренного в недеформирован-
ных криоталлах. С уменьшением температуры деформации анизотро¬
пия проводимости увеличивается. Для объяснения этих результатов
были выдвинуты два предположения: I) присутствие положительно
заряженных ионов (доноров) вблизи ядра дислокации может при¬
водить к уменьшению радиуса цилиндрической области простран¬
ственного заряда; 2) оборванные связи, являющиеся причиной
возникновения акцепторных состояний, теряют свою электрическую247
Рис. 5.4. Влияние температу¬
ры деформации на анизотропию
проводимости, обусловленную
дислокациями [I7J .♦	tl] *50аС, * J } 9003С; J “]lOZ5°C•	и +х 1гоо°с,q- недеформироваккыи кристалл.активность под воздействием примесей. Поскольку эти процессы
наблюдаются при нагревания кристалла до высокой температуры,
можно предполагать, что деформация кристалла при повышенных
температурах облегчает диффузию примесей, которые локализуются
вокруг диолокаций. Наиболее вероятным кандидатом на роль при¬
меси, которая декорирует дислокации и приводит их в электри¬
чески неактивное состояние, является кислород. Когда деформа¬
ция проводится при низких температурах, скорость диффузии кисло¬
рода оказывается слишком малой, в результате чего дисло¬
кации остаются "чистыми" и проявляют свою "собственную" элект¬
рическую активность, что и приводит к наблюдаемой анизотропии
проводимости и повышению времени жизни носителей. Однако, если
в кристалле имеются быстродиффундирующие металлические примеси,
они могут изменять электрическую активность дислокаций даже в
случае низкотемпературной деформации.Анизотропию проводимости могут вызывать также границы зерен
и плоские скопления дислокаций. Для исследования анизотропии
проводимости, связанной с такими дефектами, существуют разные
методы:измерение вольт-амперных характеристик кристалла, содер¬
жащего определенным образом ориентированные ряды дислокаций или
границы зерен; сканирование светошы пятном или электронным лу¬
чом с измерением локального фототока или фотонапряжеиия с исполь¬
зованием либо диффузионного р -(г-перехода, либо барьера Шоттки248
и т.п. Екмо показано, что границы зерен в германии и кремнии про¬
являют выпрямляющие, или блокирующие, свойства [б, 18] . Ем.тр
найдено, что сопротивление в облаоти границ зерен не остается
постоянным, а растет с увеличением напряжения. Такое доведение
обычно объясняется на основе представления о том, что межзеренная
граница состоит из очень близко расположенных (перекрывающихся)
дислокаций, что приводит к появлению специфических состояний в
запрещенной зоне. Перекрытие облаотей пространственного заряда
соседних дислокаций обусловливает образование непрерывной облас¬
ти пространственного заряда в окрестности межзеренной границы,
и, как результат, возникновение анизотропии проводимости или да¬
же выпрямляющие вольт-ашерные характеристики.Хотя свойства "чиотых" индивидуальных дислокаций, рядов
дислокаций и границ зерен обусловливаются присутствием облаотей
пространственного заряда вокруг этих дефектов, как правило, их
электрическое поведение определяются присутствием примеси и ее
взаимодействием с этими дефектами.Дислокации в кремния обычно "декорированы” примесями, обра¬
зующими "примесную атмосферу" вокруг них. Энергию взаимодейотвия
между растворенным атомом радиуса	+ и дислока¬цией в матрице, атомы которой имеют радиуо Ч. , можно выра¬
зить, согласно [19]. следующим образом:(5.8)где - коэффициент Пуассона; JU - модуль упругости; |> -
вектор Боргерса; R и X - полярные координаты в плоскости,
перпендикулярной дислокации.Расчеты для таких распространенных примеоей,как Fe , А/с и
Си, показывают, что энергия взаимодейотвия между атомами этих
металлов и дислокациями в кремнии довольно большая, так что об¬
разование примесной атмосферы или выделение этих примесей на
диолокациях должно быть правилом, а не исключением {20].Примеси, "декорирующие" дислокационную отенку или мало¬
угловую межзеренную границу, оказывают на электричеокие
свойства материала влияние, аналогичное тому,которое приписывает-249
ся "чистым" недекорированным дислокациям*^. В частности, декорирован-,
ная дислокационная стенка вызывает заметную анизотропию проводимости.На рис. 5.5 показано влияние такой анизотропии на вольт-
ашерные характеристики образцов, содержащих одинаково ориенти¬
рованные кристаллографические дефекты. Кристаллы были выращены
методом ФКП (вытягиванием через фильеру с капиллярной подпит¬
кой, гл. I), имели форму ленты и содержали плоские кристаллогра¬
фические дефекты, преимущественно микродвойниковые ламели и ряды
дислокаций [2l\ . При онятии вольт-амперных характеристик на этих
образцах наблюдалось резко неомическое поведение, когда измере¬
ния проводились таким образом, что поле пересекало эти дефекты,
когда же поле было параллельно границам дефектов, выпрямления не
наблюдалось. Такое поведение совершенно аналогично наблюдаемому
в случае рядов дислокаций с той, однако, разницей, что в дан¬
ном случае анизотропия проводимости вызывается присутствием при¬
меси на дефектах, а не отсутствием примесей (таких,как кислород),
как в случае изолированиях дислокаций. Шло показано, что в срав¬
нительно чистых кристаллах, выращенных методом <ЖП, анизотропия
проводимости наблюдаетоя только при низких температурах, тогда
как в кристаллах с высокий содержанием примеси она проявляет¬
ся и при комнатной температуре. Рис. 5.6 демонстрирует влия¬
ние температуры на вольт-ашерные характеристики, измеренные
в направлении, перпендикулярном границам.При исследовании этие кристаллов в сканирующем электронном
микроскопе в EBIC-режиме (гл. 4) подобные границы проявляются
как области рекомбинации носителей, когда сканирование произво¬
дится в направлении, пе рпендикулярном дефектам [23] . Когда
электронный луч пересекает такую границу, вследствие уменьшения
времени жизни в области дефекта наблюдается уменьшение тока,
наведенного электронным лучом (рис. 5.7).«В общем случае характер елияния примесей, концентрирую¬
щихся в области дислокации, на электрические свойства материала
не позволяет провести четкое различие между примесями, образую¬
щими выделения ш дислокациях (или на других центрах, вызываю¬
щих напряжения), и примесной атмосферой, т.е. примесями, нахо¬
дящимися в твердом раств'оре в окрестности дислокации. Электри¬
ческое поведение примеси будет различным, когда примесь осаядает-
ся либо в виде соединения с кремнием (налример, Са->$1 ) , либо
в виде соединений с другим элементом в кристалле (например, об¬
разует окислы или карбиды); тем не менее часто невозможно разли¬
чить, находится ли примесь в виде выделения или в твердом раство¬
ре. Однако существуют некоторые важные исключения из этого общего
правила, они обсуждаются далее в этой главе.250
Рис. 5.5. Анизотропия вольт-амперных характеристик, обус¬
ловленная наличием рядов дислокаций в ленточных кристаллах, вы¬
ращенных по методу ФКП (вытягиванием через фильеру с капиллярной
подпиткой).Стрелками отмечены вольт-амперные характеристики кристаллов, по¬
лученных методом бестигельной зонной плавки ( р=1,5 0м« см);
цифры около осциллограмм соответствуют номерам контактов, исполь¬
зованных для измерений (см. фотографию в центре).Тот факт, что такое поведение определяется главным образом
присутствием примесей на границах, демонстрирует рис. 5.8. На
рис. 5.8,а приведено ЕВ1С-изображение ленточного кристалла,
полученное с применением металлического контакта в качестве
коллектора; хорошо видна относительно большая плотность реком-251
Рис. 5.6. Температурная зависимость анизотропии проводимос¬
ти в кристаллах, выращенных по методу ФКП [22).а и _в - ток течет перпендикулярно границам; А и л - ток течет па¬
раллельно границам; рис. ж и б. получены при 300 К; рис. ви г-
при 80 К.бинационных областей, представляющих собой "дефектные границы".
Если в такой кристалл провести диффузию фосфора, затем снова
исследовать его EBIC-методом (используя на этот раз диффузионный
д-п-переход вкачестве коллектора), подавляющее большинство этих
дефектных границ становится ненаблюдаемым (рис. 5.8,6). Это сви¬
детельствует о том, что области рекомбинации, соответствующие
границам, наблюдаемым в кристалле, в который не проводилась
диффузия, не функционируют больше как рекомбинационные центры.
Процесс диффузии фосфора не должен изменять плотность дефектов;
однако он может оказывать заметное влияние на плотность электри¬
чески активных^дефектов. Это становится очевидным при рассмот¬
рении рис. 5.8,в, представляющего собой фотографию селективно
протравленной поверхности образца кремния, в который проведена^Термин "электрически активный" не является вполне строгим
в применении к влиянию несоверданств на электрические свойства
материала. Обычно он попользуется для обозначения самых раз¬
ных явлений, относящихся к дефектам, наиболее известными из кото¬
рых являются влияние дефектов на время жизни носителей и способ¬
ность дефектов служить генерационно-рекомбинационными центрами
в полупроводнике.252
Рис. 5.7. EBIC-изображение дефектных границ в 1фисталле, по¬
лученном методом ФКП [22].При сканировании в направлении, перпендикулярном границам, наблю¬
дается уменьшение тока, наведенного электронным пучком, когда пос¬
ледний пересекает границу дефекта. Этот дыфект четко ввден и при
однострочном сканировании. При сканировании в направлении, парал¬
лельном границам, контраст от дефектов не наблюдается. Наблюдае¬
мые отдельные "точечные" области рекомбинации относятся к случай¬
ным образом распределенным дислокациям с симметричными полями на¬
пряжений и примесными атмосферами.диффузия фосфора (EBIC-изображение дано на рис. 5.8,6). Видно,
что травление выявляет дефекты, которые отсутствуют на ЕВЮ-изоб-
ражении.253
Рис. 5.8. Серия микрофотографий, демонстрирующая влияние
примесей на "электрическую активность" дефектов (обсуждение в
тексте).Информации полученную из рис. 5.8, можно интерпретировать
оледущим образом: криоталл, в который не проводилась диффузия
фоофора, оодержит значительную плотность кристаллографических
дефектов, которые становятся "электрически активными" в присут¬
ствии примеси на дефекте или в непосредственной его окреотности.В процессе диффузии фосфора в кристалл происходит "генерирова¬
ние"1^ примеои из дефектов в результате взаимодействия (фи¬
зического и химического) между фосфором и примесями, декорирующи¬
ми дефекты. В результате дефекты перестают быть электрически ак¬
тивными и поэтому не наблюдаются EBIC-методом. О том же, что
дефекты вое еще присутствуют в кристалле, свидетельствует возмож-^Подробное обсуждение методов "генерирования" см. в гл. 6.254
ность их выявления селективным травлением. Эти результаты указы¬
вают, что влияние дефектов на электрические свойства кремниевых
приборов обусловливается преимущественно ассоциатами дефект-при¬
месь, а не "чистыми" кристаллографическими дефектами. И это -
совершенно общее явление, так что большинство проблем, свя¬
занных с кристаллографическими дефектами, находится в тесной свя¬
зи о проблемами, касающимися примесей.5.1.2. Кислород и углеродКак обсуждалось в гл. 3, существует несколько химических
примесей, которые оказывают наиболее существенное влияние на
дефектную структуру кремния. К ним относятся, прежде всего, ле¬
гирующие примеси (Р, 3 и As ), некоторые переходные металлы
(такие, как Fe и Си ), а также кислород и углерод. Все эти при¬
меси проявляют, кроме того, заметную электрическую активность в
кремнии. Влияние легирующих примесей общеизвестно, оно заклю¬
чается в том, что они определяют тип проводимости и сопротив¬
ление кристалла. Электрические эффекты, вызываемые металлами Fe и Си.,
обсуждаются в последующих разделах данной главы. Поскольку кис¬
лород и углерод относятся к наиболее часто встречающимся примесям
в кремнии^, причем кислород является одной из главных примесей
в кристаллах, выращенных как по методу Чохральского, так и по
методу зонной плавки, их поведение представляет значитель¬
ный интерес, поэтому мы остановимся на них в данном разделе
более подробно.Поведение кислорода в кремнии исаледовано довольно деталь¬
но [25 - 3l]^. При термообработке кристаллов, содержащих кис¬
лород, в интервале 300-500°С в кристалле образуются так называе-^Концентрация кислорода в кристаллах*, выращенных по методу
Чохральского, как правило, составляет 2•Кд/ - г-Ю1*» см-^.
Кристаллы, ныращенные_по методу бестигельной зонной плавки, со¬
держат 2-1015 - 2*10*° см-3 кислорода, т.е. почти на два порядка
меньше, чем кристаллы, выращенные по методу Чохральского; тем
не менее кислород является важной примесью и в этих кристаллах,
поскольку его содержание больше, чем на порядок, превышает содер¬
жание основной легирующей примеси в случае, когда сопротивление
кристалла имеет величину 50 - 5 Ом (концентрация лешрующей при¬
меси в этом случае изменяется от 1014 до 10£Ь см-о> [24, 25]).^ Более полную библиографию и подробное обсуждение пробле¬
мы кислородных термодоноров и некоторых других вопросов, связан¬
ных с поведением кислорода в кремнии,читатель найдет в недавних
обзорах [133 - 135] . - Прим. ред.255
мыв термодоноЕЫ, максимальная концентрация которых вводится при
температуре 450°С. При более высоких температурах термодоноры раз¬
рушаются, причем кислород возвращается в электричеоки неактивное
оостояние. Термообработка при температурах выше 1000°С вызывает
необратимые процессы в кристалле, так что если впоследствии вновь
нагреть такой кристалл до 450°С, термодоноры не образуются. Пред¬
полагается, что отжиг при повышенных температурах вызывает обра¬
зование мелких "кластеров", или преципитатов, содержащих кремний
и кислород. Чтобы в таком кристалле атомы кислорода перевестив электричеоки активное состояние, кристалл необходимо сначала
нагреть до температуры выше 1300°С, чтобы растворить кластеры,
содержащие кислород, а затем провести термообработку при низких
температурах (300-500°С).В литературе отсутствует единое мнение относительно механиз¬
мов, определяющих поведение кислорода в кремнии. Интуитивно можно
предположить, что изменение электрической активности кислорода
при низкотемпературном отжиге является следствием изменения поло¬
жения киолорода в кремниевой решетке. Чтобы быть электрически
активным (т.е. служить термодонором), атом кислорода должен за¬
нимать узел в кремниевой решетке (т.е. замещать атом кремния).Обычно же кислород занимает в кремнии межузельные позиции^ [32).Рис. 5.9 дллюотрирует соотношение между концентрациями термодоно¬
ров и "межузельного" кислорода в зависимости от времени отжига
при температуре 450°С [313 .Результата приведены для двух типов
кристаллов, выращенных по методу Чохральокого: содержащего и не
содержащего овирл-дефекты.1&ДН0, что в процессе отжига концентрация кислорода умень¬
шается, а концентрация термодоноров увеличивается. Когда кисло¬
род находится в межузельной форме, т.е. образует группы Si.-0-SC,
асимметричные колебания этих групп обусловливают появление поло¬
сы инфракраоного поглощения на длине волны 9 мкм. Оде одна поло¬
са поглощения при 8,4 мкм обычно приписывается выделениям(преципи-
татам) *010 г . Поскольку эти два состояния кислорода - межузель-
ное и преципитатное (т.е. в равновесном соединении с кремнием в
виде biO, ) - соответствуют двум простым формам существования кис¬
лорода в кристалле, методику измерения ифрькрасного поглощения мож¬
но эффективно использовать для установления состояния кислоро¬
да в кристалле.Переход кислорода из межузельной формы в прецшштатную мо¬
жет происходить с образованием нескольких промежуточных состоя-Находится в так нызваемом "связанном межузельном" состо¬
янии ( bound interstitial form, Si - 0 - Si)- Прим. ред.
Рис. 5.9. Концентрации
термодоноров в межузельного
кислорода в зависимости от
времени отжига при 450°С [3l]tо - кристалл со свирл-дефек-
тами; х - "бессвирловш" крис¬
талл.кий:(5.9)(межузельный)	(преципитат)Преполагаетоя, что некоторые из этих промежуточных состо¬
яний могут быть электричеоки активными, т.е. давать донорные
ооотояния в криоталле, Однако оущеотвует и такая модель, в ко¬
торой предполагается [31] , что образование доноров является
результатом прямого взаимодейотвия киолорода и вакансии соглас¬
но оледующм реакциям:(5Л0)(5.11)где 0 • _ межузельный кислород; 0 - атом киолорода в уз¬
ле решетки; Vc,y - ваканоия, расположенная рядом о узельным киоло-
родом ( С,у - соседний узел).25717-493
Первая реакция переводит межузельный кислород в узельный.Во второй реакции этот узельный атом кислорода соединяется о
ближайшей сооедней вакансией (Vс,у ),при этом кислород "от¬
дает" один из своих валентных электронов вакансии и может
олужить термодонором в соответствии со следующей "реакцией":С5.ШОбразование доноров^согласно этой модели,в более общем
виде можно представить гак: 0Ь1 ЕА- + в~ или так:0^.+ ЕА^ ЕА 2 ч где ЕА - любой акцептор электрона, например,
кремниевая вакансия V5- , или атом какой-либо металлической ак¬
цепторной примеси, например , Са^ , К[ и т.д.Из этой модели видно, что акцепторы ( Си , Fe ),
уменьшающие время жизни в кремнии, можно сделать электрически
неактивными, заставив их образовать комплексы о такими доно¬
рами, как кислород. Графф и др. [29] показали, что время жиз¬
ни носителей в бездаслокационных кристаллах, выращенных по мето¬
ду Чохральокого, увеличивается, если кристаллы отжигать в темпе¬
ратурном интервале, соответствующем максимальной скорости обра¬
зования кислородных доноров. Если же кристаллы подвергаются тер¬
мообработке при более высоких температурах, при которых кисло¬
родные термодоноры разрушаются, время жизни обычно уменьшается
(рис. 5.10).Углерод, по-ввдимому, не дает донорные состояния в кремнии.
Однако при увеличении концентрации углерода наблюдается резкое
уменьшение концентрации киолородных доноров; было высказано пред¬
положение, что этот эффект связан с возникновением напряжений
в решетке, обусловленных присутствием углерода j3lj .Влияние углерода на свойства кремния изучено не¬
достаточно® может быть,именно поэтому многие необъясненные яв¬
ления, возникающие в кремнии при термообработках, приписывают
воздействию углерода или возможным взаимодействиям мевду углеро¬
дом, кислородом и металлическими примесями.^ Поведение углерода в полупроводниковом кремнии и его влия¬
ние на электрические свойства приборов подробно рассмотрены в не¬
давнем обзоре Кольбеэена и Мюльоауэра [136]. - Прим. ред.258
Рис. 5.10. Зависимость вре¬
мени жизни носителей от темпе¬
ратуры отжига [29] .Этот рисунок первоначально был
представлен на Весеннем собра¬
нии Электрохимического общества
1973 г. в Чикаго, шт.Иллинойс.5.1.3. МикродефектыВлияние микродефектов на электричеокие овойства криоталла
выявляются легко и отчетливо, ибо эти дефекты обычно распределе¬
ны в криоталлах неоднородно, сами же криоталпы, содержаще мик-
родефекты, или "овирлы", относительно совершенны во всех друигх
отношениях, поокольку в них отсутствуют микроскопические дис¬
локации. В том случае, когда в кристалле имеютоя дислокации,
особенно ростовые, их распределение обычно бывает беспорядочным,
и пространственное распределение электрических свойотв по по¬
верхности пластины или по толщине кристалла не предсказуемо.С другой отороны, если дислокации возникают в пластине под дей¬
ствием напряжений, их распределение можно легко предсказать,
поскольку, как правило, дислокации зарождаются в этих случаях
на краях пластины и затем распространяются к ее центру. Плот¬
ность и распределение таких дислокаций определяются величиной
термомеханических напряжений, возникающих в пластине, и ее
кристаллографической ориентацией. Так,в пластинах	рас¬пределение дислокаций имеет тройную, а в пластинах |ЮО] -
четверную симметрию. Распределение электрических свойств по
сечению таких пластин обычно четко соответствует распределению
дислокаций. Важность этих дефектов становится особенно оче¬
видной в связи с проблемой выхода годных приборов при их произ¬
водстве.Считается, чтошиболее бросающиеся в глаза неоднородности
электрических свойств, связанных с процессом роста, вызываются259
Рис. 5.И. Влияние положе¬
ния места измерения на плас¬
тине на локальное генерацион¬
ное время жизни носителей и
локальное удельное сопротив¬
ление [33] .Измерения времени жизни про¬
водились с использованием
МОП-методики; О - удельное
сопротивление, • - время жиз¬
ни. Как время жизни, так и
удельное сопротивление умень¬
шаются в месте расположения
полос свирл-дефектов.присутствием в кристалле ростовых микродефектов. Естественно
ожидать, что локальные скопления точечных дефектов и примесей
Moiyr вызывать заметные электрические эффекты. Рис. 5.II иллюстри¬
рует влияние микродефектов на локальное изменение времени
жизни, измеряемого с помощью МСП-методики [33] . На нем приве¬
дены графики изменения времени жизни и сопротивления в зависи¬
мости от места точки измерения на пластине. Авторы работы ука¬
зывают, что время жизни и сопротивление уменьшаются в тех об¬
ластях, где содержатся микродефекты.Тот факт, что сшрл-дефекты в криоталлах, не подвергавшихся
термообработке, вызывают локальное уменьшение времени жизни,
ясно демонстрирует также рис. 5.12. На рис. 5.12,а приведена
рентгеновская топограмма образца, декорированного медью для
выявления свирл-дефектов; для наблюдения выбрана область крис¬
талла, в которой резко изменилась скорость выращивания, что
привело к образованию свирл-дефектов (гл. 6). На рис. 5.12,6
виг приведены EBIC - фотографии различных областей соседней
пластины, которые четко демонстрируют электрическую активность
микродефектов.Видно, что в областях, свободных от свирл-дефектов, наблю¬
дается однородное распределение рекомбинационных центров. Ре¬
комбинация на В-дефектах приводит к возникновению полос, харак¬
теризующихся пониженной плотностью EBIC-тока, в которых из-за
высокой плотности В-дефектов вследствие перекрытия изображений
от этих дефектов контраст оказывается непрерывным. С другой
стороны, A-дефекты отчетливо разрешаемы, поскольку их плотность
мала, а размеры велики.Когда кристаллы, содержащие микродефекты, отжигаются в нейт¬
ральной или окисляющей атмосфере, структура этих дефектов из¬
меняется (гл. 3). Естественно ожидать при этом и изменения элек-260
Рис. 5.12.а,- трансмиссионная рентгеновская топограмма (в отражении 220)
кристалла, скорость вытягивания которого в момент Р резко изме¬
нилась от 5 до 2 мм/мин; S - поверхность кристалла: при декоди-лхиилк/Ь их о ди ь шл/ ишп 9	xvpnv х си/им •	долуди-ровании медью выявляются А- и В-дефекты; 6 -_г - EBIC-изображе-
ния (полученные с использованием барьера Шоттки в качестве соби¬
рающего перехода), показывающие распределение В-дефектов (б),
A-дефектов (в) и А- и В-дефектов вблизи поверхности кристалла
(£>£34]. -трических свойств кристалла. В зависимости от уоловий термооб¬
работки (температуры, времени или атмосферы) свирл-дефекты бу¬
дут либо превращаться в дефекты упаковки, либо аккумулировать
различные количества разного рода примесей. В общем случае это
приводит к усилению локального электрического эффекта, обуслов¬
ленного дефектом.Важным различием между пластинами, подвергнутыми какой-либо
обработке (окислению, диффузии и т.д.), и пластинами, не под¬
вергавшимися никакой обработке, является то, что электричеокие
свойства приповерхностных слоев таких пластин изменяются гораз¬
до сильнее свойств в объеме. То что такой эффект имеет меото
при диффузии, проводимой с целью получения р-п»-перехода,-это
еотеотвенно. Однако и в результате таких процессов, как окио-
ление, наращивание эпитаксиальных пленок и т.д., возникает вер-261
тикальная структурная неоднородность по толщине кристалла, ко¬
торая имеет важные электрические последствия. В качестве наи¬
более общего примера можно привеоти образование дефектов упа¬
ковки в процессе окисления. Как обсуждалось в гл. 3, эти дефек¬
ты обычно расположены в приповерхностном слое пластины, в резуль¬
тате чего электрические свойотва кристалла изменяются вблизи
поверхности гораздо сильнее, чем в объеме.5.2. Влияние кристаллографических дефектов на р-n,-переходыИзучение взаимодействия между кристаллографическими дефек¬
тами и p-и, -переходами в кремнии можно использовать для решения
двух задач. С одной отороны, в тех случаях, когда р-п.-переход
проходит через какой-либо дефект или располагается в непосред¬
ственной близости от такого дефекта, это позволяет довольно
детально исследовать электрические свойства дефекта, его пове¬
дение под влиянием электрических полей, возникающих в кристалле
в области физического р-n -перехода. Р-п-переход позволяет
обнаружить наличие избыточных носителей тока, генерируемых в
полупроводнике любыми методами, например, путем подачи прямого
смещения на р-n. -переход, освещения прибора светом, облучения
его поверхности электронным пучком и т.д., и, следовательно,
мохет служить средством наблюдения взаимодействия между носите¬
лями тока в кристалле и дефектами (ом. гл. 4)*\ С другой оторо¬
ны, взаимодействие р-Ki-перехода о дефектами можно попользовать
для исследования влияния дефектов на характеристики р-Л-пере¬
хода. С практической точки зрения решение этой второй задачи
представляется более важным.5.2.1. Р-и,-переходР-и,-переходом в полупроводниковом кристалле называется
переходная область между двумя соседними участками кристалла,
имеющими проводимооть разного типа: аир. Наиболее важным
овойотвом р-n,-перехода является его способность выпрямлять пе¬
ременный электрический ток, т.е. обеопечивать такие условия,Для исследования дефектов EBIC-методом можно, конечно,
использовать барьер Шоттки вмеото диффузионного р-и,- перехода.262
когда ток проходит через кристалл только в одном направлении.На границе раздела между областями И- и p-типов должен возникать
поток электронов, переходящих из и,-области в p-область за счет
существования градиента концентрации; аналогично дарки из р-
области должны переходить в п -область. Однако такой поток
.электронов и дырок через р-п-переход не может оущеотвовать сколь
угодно долго, так как в результате перетекания зарядов в к -
области будет возникать положительный,а в р-области - отрицатель¬
ный заряд, т.е. в окрестности р-n -перехода образуется область
так называемого объемного, или пространственного, заряда и уста¬
навливается электричеокое поле, препятствугацеедальнейшему пере¬
ходу носителей через p-и,-переход. В равновесных условиях резуль¬
тирующий поток электронов и дарок будет равен нулю, в то время
как диффузионные потоки носителей каждого типа через р-и,-пе¬
реход будут в точности равны противоположно направленным (дрей¬
фовым) потокам этих носителей, возникающим за счет электричес¬
кого поля. Полное изменение потенциала в области р-и,-переходав равновесии определяется величиной ф g , которая
называется внутренним напряжением, или контактной разностью
потенциалов р- а-перехода [35 , 36] .Если к ц- области приложено напряжение	, положи¬тельное по отношению к р-области р-n,-перехода, то результи¬
рующий электростатический потенциал фт , который связан о
потенциальным барьером ф & , будет увеличиваться. В этом слу¬
чае говорят, что переход смещен в обратном направлении. В резуль¬
тате обратного смещения область пространственного заряда^ как
на (г - , так и на р-стороне перехода увеличивается. Ширина
облаоти пространственного заряда является функцией приложен¬
ного обратного напряжения и концентрации легирующей примеси.Когда переход смещен в прямом направлении, т.е. когда к
И - области прикладаваетоя напряжение Vf , отрицательное от¬
носительно p-области, электростатический потенциал в области
перехода уменьшается и становится ниже равновесного значения
ф т . В результате ширина обедненного олоя уменьшается, и через
р-n, -переход могут протекать большие токи, на много порядков
большие, чем при обратном смещении. На рис. 5.13 показана энер-В области пространственного заряда наблюдается полное
истощение носителей заряда, т.е. концентрации носителей тока
и- и р пренебрежимо малы по сравнению с концентрациями приме¬
сей в большей части области пространственного заряда, поэтому
область пространственного .заряда часто называется
областью обеднения, или обедненным слоем р-и--перехода.263
Рис. 5.13. Энергетическая зонная диаграмма р - п.-перехода
при различных смещениях.а, - смещение отсутствует; _б - обратное смещение;_в - прямое сме¬
щение.гетическая диаграмма р-n-перехода в нейтральном состоянии (а),
т.е. когда смещение отсутствует, а также при прямом (б) и об¬
ратит (в) смещениях.Когда смещение отсутствует, генерируемые в объеме электрон¬
но-дырочные пары рекомбинируют, и в результате ток не течет.Когда к р- и-переходу приложено обратное смещение, т.е. ког¬
да положительное напряжение приложено ки.-области диода (р-п-
перехода), генерируемые электронно-дырочные пары разделяютсяр-yi-переходом, и вероятность рекомбинации уменьшается. Как
следствие в диоде может возникать обратный ток. Когда электрон¬
но-дырочные пары, вызывающие обратный ток, генерируются в пре¬
делах области пространственного заряда р-а-перехода, такие
токи называются генерационными. Когда носители заряда генери¬
руются в нейтральной области (т.е. вне обедненного слоя р-я-
перехода^такие токи называются диМузионными. В условиях об¬
ратного смещения (т.е. при k'T/ty)^ концентрация носителей
в обедненной области уменьшается до значения намного меньше
равновесного. Генерация носителей в обедненной области осу¬
ществляется за счет эмиссии электронов и дырок о уровней, рас¬
положенных в запрещенной зоне. Обратный ток, генерируемый при
комнатной температуре благодаря процессам эмиссии в обедненной
области, дается следующим выражением:где 1с - эффективное время жизни носителей заряда в обедненной*) о- - заряд электрона; к - поотоянная Больцмана; Т-
температура.(5,15)264
облаоти(5.14)&л и ^р" сечения захвата для электронов и дырок; VtH- тепло¬
вая скорооть носителей; Н; - кощентрация собствешшх носи¬
телей; W - шрина обедненного олоя; А- - площадь р-я -перехода.Когда диод смещен в прямом направлении, иными оловами, ког¬
да отрицательное напряжение приложено к И- -области, а поло¬
жительное - к p-области, потенциал в области перехода, а, сле¬
довательно, и ширина обедненной области уменьшаются, приводя
к появлению тока. В условиях прямого смещения концентрации
электронов и дырок будут выше их равновесных значений. При ста¬
ционарном прямом омещении избыточные (неравновесные) электроны
и дарки будут рекомбинировать, в результате чего все новые
и новые электроны и дарки будут инжектироваться в tv- и р-облаоти
через контакты, сделанные к этим областям, т.е. через переход
потечет ток. Таким образом, прямые токи возникают благодаря
рекомбинации электронно-дырочных пар. При VF > kT/^ пря¬
мой ток, возникающий вследствие рекомбинации носителей в об¬
ласти проотранотвенного заряда, или рекомбинационный ток,
дается следующим выражением:Генерация и рекомбинация носителей в области проотранотвенного
заряда происходят в ооновном через глубокие энергетические
уровни, расположенные в запрещенной зоне: присутствие этих уров¬
ней оказывает заметное влияние на вольт-амперные характерис¬
тики р-п-перехода. Вольт-ашерные характеристики идеального,
"бездефектного" диода схематически показаны на рис. 5.14. Как
будет видно из последующих разделов, наличие дефектов и приме¬
сей иокажает идеальные вольт-амперные характеристики диода.5.2.2. ЛиолонацииОсновной проблемой, с которой приходится сталкиваться при
исследовании влияния дефектов на электрические характериоти-265
Рис. 5.14. Вольт-ашерные характерис¬
тики идеального, бездефектного диода.
Показаны два разных способа изображения.ки р-и, -переходов, является проблема разделения коллективного
влияния большой плотности дефектов и влияния индивидуальных
дефектов. Добавим, что электрические измерения (например, сня¬
тие вольт-амперных характеристик) в лучшем случае обеспечивают
грубую корреляцию между характеристиками перехода и присутствием
или отсутствием дефектов в приборе, которые выявляются такими
методами, как травление с последующим изучением дефектов в опти¬
ческом микроокопе, дифракция рентгеновских лучей и т.д. Сле¬
довательно, влияние дефектов на электрические свойства можно
трактовать по-разному. С макроскопической точки зрения в первуюочередь представляет интерес характер изменения электрических
свойств по сечению пластины, особенно когда на пластине изготав¬
ливается сразу большое чис'ло индивидуальных приборов или микро¬
схем, а распределение дефектов в пластине является неупоря¬
доченным. Основные данные о влиянии дефектов можно получить пу¬
тем исследования корреляции между плотностью дефектов и вольт-
амперными характеристиками. Однако в последнее время все чаще дая
детального микроскопического исследования влияния дефектов исполь-
зуетоя EBIC-метод, позволяющий наблюдать отдельные дефекты и
взаимодействие между ними.Влияние дислокаций на электрические свойства p-ц -перехода
может проявляться двояким образом. Во-первых, поскольку нали-266
чие дислокаций может приводить к появлению уровней в запрещен¬
ной зоне благодаря полям упругих напряжений, связанным с дис¬
локациями, дислокации могут служить областями рекомбинации носи¬
телей. Присутствие рекомбинационных центров в обедненной облас¬
ти р—и. -перехода будет проявляться в увеличении генерационных
токов при обратном смещении на диоде. Известно [б] , что влияние
дислокаций сильно зависит от их ориентации по отношению к гра¬
ницам обедненной области. Если дислокации расположены параллель¬
но направлению электрического поля, они влияют на свойства пере¬
хода сильнее, чем когда они параллельны р-п.-переходу. На ве¬
личину и размеры цилиндрической области пространственного заря¬
да, возникающей вокруг дислокации, может влиять сильное электри¬
ческое поле области проотранотвенного заряда р-и-перехода.Вторым и, быть может, более важным эффектом является вли¬
яние дислокаций на свойства перехода за счет аккумуляции
примесей на дислокациях и вокруг них. Поокольку дислокации бла¬
годаря своим упругим полям могут аккумулировать примеси, деко¬
рированная дислокация, пересекающая р-и, -переход, будет приво¬
дить к возникновению высокой плотности генерационно-рекомбина¬
ционных центров в области пространственного заряда р-n.-пере¬
хода. Это снова приводит к увеличению генерационных токов в об¬
ласти пространственного заряда при обратном смещении.В литературе приводятся противоречивые данные относитель¬
но влияния дислокаций на электрические свойства приборов. В
работе [37],исходя из измерений I - V-характеристик диода, содер¬
жащего дислокации, было сделано предположение, что объемные токи
утечки можно объяснить на основе существования единственного
донорного уровня, расположенного на 0,055 эВ ниже центра запре¬
щенной зоны. Этот уровень, по-видимому, связан не с металличес¬
кими примесями, потому что, с одной стороны, свойства диода
можно было полностью объяснить исходя из присутствия лишь дис¬
локаций, а, с другой стороны, Си. и А и. , например, должны
проявлять акцепторное поведение. В то же время в ряде работ
[38, 39] указывается, что дислокации проявляют электрическую
активность.только будучи декорированы металлическими примеся¬
ми, а"чистые", недекорироваяные дислокации очень слабо влияют на
электрические свойства р-n -перехода.Многие переходные металлы в кремнии могут оказывать как
акцепторное, так и донорное действие в зависимости от мес¬
тоположения примеси в решетке и от типа связи, которая сущест¬
вует между атомами примеси и кремния. Считается, что медь в крем¬
нии является тройным акцептором ( Си, ) , когда занимает267
Рис. 5.15. Зависимость обратных вольт-
амперных характеристик диодов от плот¬
ности дислокаций.О- 6,7-104/скг; О - 5,3-10 /аГ; • -
4,0.104/см2; х - 3,3.104/см2.узельное положение, а в межузельном положении олужит донором
( Си+) . При высокой концентрации меди и наличии факторов,
способствующих гетерогенно^ осаждению (например, при наличии
дислокаций), медь может выделяться во вторую фазу (в виде силиццца)*
что еще больше усложняет ее электрическое поведение [4lJНа рис. 5.15 предотавлена серия вольт-амиерных характе-268
ристик диодов о различными плотностями дислокаций в пределах
области р-И/-перехода. Хорошо видно, что токи утечки при всех
обратных напряжениях увеличиваются с увеличением плотности
дислокаций в приборе.Помимо относительной корреляции между плотностью дефек¬
тов и I - V - характеристиками типа показанных на рис. 5.15
при таких исследованиях можно получить и более детальные дан¬
ные, например, о структуре дефектов (их морфологии, располо¬
жении относительно р-и,-перехода), а также о том, декорирован
ли дефект примеоью или нет. В качестве примера можно привес¬
ти описанное в разд. 5.2.4 исследование подобного рода, каоа-
ющееся дефектов упаковки, вводимых во время окисления.5.2.3. МикродефектыЗаметное влияние на свойства р-и,-переходов оказывают
микродефекты (свирл-дефекты) и сопутствующие им неоднородности
удельного электросопротивления (страты, слоистость ). Оцнако
в общем случае трудно провести различие между влиянием микро¬
дефект ов (т.е. комплексов примесь-точечный дефект) и тех мо¬
дификаций, в которые они превращаются (например, в дефект упа¬
ковки) под действием технологичеохих обработок. Это особенно
трудно сделать, если иопользуютоя относительно макроскопические
методики наблюдения. Из рис. 5.12 видно, что свирл-дефекты могут
служить локальными рекомбинационными центрами в кристалле. Эти
рекомбинационные центры должны сильно влиять на I -V - характе¬
ристики р-и-перехода.Неоднородное распределение овирл-дефектов (А- и В-класте¬
ров) представляет собой проблему ввиду их влияния на электри¬
ческие свойства приборов, изготовленных из пластин, содержащих
свирл-дефекты. Электрические свойства приборов будут определять¬
ся положением дефектов на поверхности криоталла, а также поло¬
жением дефектов относительно обедненной области р-п-перехода.Характер распределения электричеоки активных несовершенств,
связанных со свирл-дефектами, очень хорошо демонстрирует рис.5.16. На нем приведена фотография мишени видикона, изготовленной
из кремниевой плаотины со свирл-дефектами. Эта мишень представ¬
ляет собой плоскую решетку планарных диодов, изготовленных в крем¬
ниевой пластине. Когда электронный луч оканирует по поверхности
мишени видикона, происходит накопление заряда на окисле, который
используется для изоляции р-а-переходов друг от друга. Накоп-269
Рис. 5.16. Фо¬
тография мишени
видикона, изготов¬
ленного из пласти¬
ны со свирл-расцре-
делением микроде-
фектов [42] .Локальные пути утеч¬
ки, возникшие из-за
свирл-дефектов, вид¬
ны как яркие точки.ление заряда приводит к появлению поверхностного потенциала, близ¬
кого по величине к потенциалу катода, причем заряд остается на
поверхности, еоли диоды, к которым приложено обратное смещение,
являютоя высококачественными приборами о низкой утечкой. В диодах,
имеющих заметную утечку, этот заряд, как правило, рассеивается, что
приводит к появлению ярких точек на мишени видикона.Из рио. 5.16 видно, что области утечки (или рекомбина¬
ционные центры) имеют спиральное распределение. Селективное трав¬
ление свидетельствует, что эти рекомбинационные центры связаны с
микродефектами.Более четкое свидетельство влияния свирл-дефектов и отрат
удельного сопротивления на электрические свойотва р-и.-перехода
может быть получено при исследовании пластины о p-w,-переходами
в сканирующем электронномшкроскопе в EBIС-режиме (гл. 4). На
рис. 5.17 приведено схематическое изображение такой пластины
с изготовленными в ней диодами; в исходном состоянии пластина270
1Рис. 5.17. Схематическое изображение группы диодов, изготов¬
ленных на пластине, содержащей свирл-дефекты и страты.I - страты (слоистая неоднородность, обусловленная неравномерным
распределением легирующей примеси); 2 - микродефекты Xсвирл-де¬
фекты) .Рис. 5.18. EBIC-изоб-
ражения девяти соседних
диодов, иллюстрирующие
рекомбинационные эффекты,
обусловленные слоистой
неоднородностью и свирл-
дефектами.содержала как свирл-дефекты, так и страты, обусловленные колеба¬
ниями удельного сопротивления. На рио. 5.18 представлена ком¬
бинированная фотография решетки из девяти соседних диодов.
Изображение каждого из диодов было получено в сканирующем элект¬
ронном микроскопе в EBIC-режиме. Свирл-дефекты, как и страты,
обусловленные изменениями удельного сопротивления, наблвдаются271
как области усиленной рекомбинации носителей. В трех верхних
диодах овирл-дефекты отсутствуют, в них есть только страты.Шесть нижних диодов содержат как свирл-дефекты, так и страты.
Свирл-дефекты видны как дискретные точечные области рекомби¬
нации.Рис. 5.19 иллюстрирует влияние свирл-дефектов более деталь¬
но. На рис. 5.19,а приведена комбинированная фотография двух
половин кремниевой пластины; одна половина была подвергнута се¬
лективному травлению, на другой были изготовлены диоды. Выявлен¬
ная селективным травлением картина распределения микродефек-
тов на пластине (свирл-картина) имеет зеркальную симметрию
относительно линии разреза пластины, которая приблизительно
соответствует направлению <И0> . Рис. 5Л9, б показывает рас¬
пределение обратных токов IR (при обратном напряжении 25 В)
в диодах того ряда, который пересекает онирл-картину вблизи ее
центра. Токи утечки в разных диодах изменяются в пределах
10 - 10® нА при V, = 25 В в зависимости от местоположения
диода на пластине, причем наблюдается однозначная корреляция
между присутствием овирл-дефектов и увеличением тока утечки.На рис. 5.19,в и г показано EBIC-изображение диодов с тока¬
ми утечки I мкА и 14 нА соответственно (при VR = 25 В). Видно,
что в диоде с большим током утечки имеется шсокая плотность
центров рекомбинации (отдельные точки на поверхности). На поверх¬
ности диода с меньшим током утечки свирл-дефекты почти отсут¬
ствуют, хотя четко видны страты, пересекающие площадь прибора.I -V - характеристики, представленные на рис. 5Л9,д,свидетель¬
ствуют о сильных различиях токов утечки у различных диодов.
Верхняя и нижняя кривые соответствуют диодам, показанным на рис.5.19,в и г соответственно.Понять природу электрических эффектов, обусловленных страта¬
ми, т.е. неоднородностью в распределении легарукяцей примеси, до¬
вольно просто: слоистое распределение легирующей примеои, являю¬
щееся результатом оплавления, происходящего в процессе роста
кристалла, приводит к периодическому изменению (слоистому рас¬
пределению) удельного сопротивления кристалла. Как показано на
рис. 5 Л9,г,наличие страт проявляется также в локальном умень¬
шении времени жизни, хотя эти эффекты не настолько сильно вы¬
ражены,чтобы оказывать околько-нибудь заметное влияние на
овойства р- п, -перехода [44] .Сравнение локальных скоростей травления с локальным удель¬
ным сопротивлением показывает, что страты соответствуют облас¬
тям с максимальным градиентом сопротивления [45] . В то же вре-272
Рис. 5.19.а_ - микрофотография, полученная в оптическом микроскопе, на ко¬
торой изображена пластина; одна половина ее была подвергнута се¬
лективному травлению (видна четкая свирл-картина), а на второй
половине изготовлена партия диодов; й - типичное распределение
обратных токов для одного рада диодов, пересекающего свирл-кар-
тину, р-п.-переходы (ос i - 0,5 мкм) изготовлены на пластине
(III) из кремния п.-типа, полученного бестигельной зонной плав¬
кой (I - 3 Ом-см); виг - изображения диодов, расположенных на
участках пластины, соответствующих отсутствию и наличию свирд-де-
Фектов; д -I -V -характеристики таких диодов.Этот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества 1973 г. в Чикаго, шт. Иллинойс [433.273i.b—493
мя исследования о помощью EBIC-метода свидетельствуют, что мак¬
симальный локальный ток наблюдается в областях с максимальным
удельным сопротивлением, т.е. минимальным уровнем легирования.Этого и следовало ожицать, поскольку максимальное время жизни долж¬
но иметь место в областях с наименьшей степенью легирования. Это
иллюстрирует рис. 5.20,а , на котором приведена полученная методом
интерференционного контраста микрофотография продольного сечения
образца, вырезанного из легированного фосфором безсвирлового
криоталла; образец был предварительно селективно протравлен.
Поскольку в результате травления поверхность становится сту¬
пенчатой из-за разницы в скоростях травления в областях с раз¬
ным сопротивлением, профиль поверхности должен соответствовать
микрофотографии. На рис. 5.20,6 приведен профиль поверхности,
полученный с помощью профилографа Талистеп^. На фиг. 5.20,в
приведен профиль удельного сопротивления, полученный методом
сопротивления растекания в той же области образца. Из этого
профиля видно, что области максимального легирования и наиболее
крутого наклона поверхности совпадают с областями максимально¬
го градиента концентрации легирующей примеси. На рис. 5.20,г
и д приведены EBIC-изображение (полученное с использованием
металлического контакта) и профиль, полученный при однострочном
сканировании луча перпендикулярно направлению страт. Темный
контраст на EBIC-изображении соответствует локально^ умень¬
шению наведенного электронным лучом тока. Области с минималь¬
ным уровнем легирования соответствуют областям, которые вызы¬
вают максимальный наведенный пучком ток.5.2.4. Окислительные дефекты упаковкиВаше мы практически не касались детальной структуры тех де¬
фектов, которые вызывают рассматриваемые электрические явле¬
ния. Исследования показывают, что большая часть дефектов, вызы¬
вающих генерационно-рекомбинационные явления в областях, со¬
держащих свирл-дефекты, представляет собой так называемые окис-^ Профило-граф типа Талистеп ( Taiystep ) позволяет
измерять малейшие изменения профиля поверхности на практически
гладких поверхностях.274
Рис. 5.20. Соответствие мевду локальными скоростями травле¬
ния, удельным сопротивлением и величиной локального тока, наве¬
денного электронным пучком [46J.Обсуждение см. в тексте.275
Рис. 5.21. EBIC-изображения диода при разных обратных сме¬
щениях (от 0 до 20 В), иллюстрирующие концепцию "электрической
активности" дефектов упаковки [48] .При нулевом смещении все дефекты упаковки служат центрами реком¬
бинации. С увеличением обратного смещения рекомбинационный кон¬
траст исчезает, и некоторые из дефектов начинают служить локаль¬
ными центрами генерации тока.Рисунок воспроизводится с разрешения издателя The Electrochemical
Society, Inc.лительные дефекты упаковки (ОДУ), возникающие в процессе окисления*)
Кроме того, как это обсуждалось в гл. 3, дефекты упаковки наб¬
людаются и в тех приборах и кристаллах, в которых какие-либо
другие дефекты отсутствуют.В дефектах упаковки нет оборванных связей, так как в них
сохраняется нормальная тетраэдрическая координация всех ближай¬
ших соседних атомов и нарушение координации затрагивает лишь
третью и следующие координационные сферы [47] . Следовательно,Это, конечно, справедливо, если речь идет о приборе, налри-
мер, с диффузионным р-а-переходом, при изготовлении которого
используется процесс окисления.276
дефекты упаковки не должны быть электричеоки активными о точкизрения модели оборванных связей на дислокациях. Однако из-за
наличия ограничивающих дефект упаковки частичных дислокаций и
возможной сегрегации примесей на них дефекты упаковки все
же могут оказывать заметное влияние на электрические овойства
приборов. Электричеокое влияние дефектов упаковки можно деталь¬
но иоследоватЬ'Комбинируя измерения вольт-амперных характерис-
тих приборов с просвечивающей и сканирующей электронной микро¬
скопией. Такие исследования показали, что дефекты упаковки вызы¬
вают образование генерационно-рекомбинационных центров в облас¬
ти пространственного заряда р- и, -перехода прибора [48-50*] .Электрическую активность дефектов упаковки определяют несколь¬
ко взаимозависимых параметров, а именно: размер дефекта, положение
дефекта по отношению к обедненной области р-п-перехода, типпримеои и степень декорирования дефекта примесью. Как следствие
не все дефекты упаковки одинаково вредны, т.е. одинаково отрица¬
тельно влияют на рабочие характеристики прибора. Это иллюстри¬
рует рис. 5.21. На нем приведены EBIC-изображения типичного р-кь-
диода с глубиной залегания перехода Xj , равной 4 мкм,
и площадью 0,01 см2 при разных напряжениях обратного смеще¬
ния. При нулевом смещении имеющиеся в области р-и-перехода
дефекты упаковки действуют как рекомбинационные центры. С уве¬
личением обратного смещения большая часть дефектов "теряет"
свою электрическую активность и лишь некоторые из них остаются
видны при воех использованных смещениях (-10, 15 и 20 В).На рио. 5.22 показано соотношение между рекомбинационной и
генерационной активностями дефектов упаковки. Три EBIC-микро-
фотографии слева соответствуют диоду при обратном смещении О, I
и 10 В соответственно. При нулевом смещении наблюдаются 4 де¬
фекта упаковки, на которых происходит рекомбинация; при обрат¬
ном смещении 10 В эти же дефекты вызывают генерационные эффек¬
ты. Два из этих дефектов упаковки показаны справа при большем
увеличении.Изменение контраста дефекта упаковки при изменении вызываемого
ими эффекта (рекомбинационный эффект при нулевом обратном
смещении, генерационный эффект при наличии обратного смещения)
более четко иллюстрируют рис. 5.23 и 5.24. Серия ЕВЮ-изобра-
жений, приведенных на рио. 5.23, показывает одиночный дефект
упаковки, наблюдаемый при разных значениях обратного смещения.При V^ = О В дефект упаковки дает "рекомбинационный" кон¬
траст: ток, наведенный электронным лучом, уменьшается, когда277
Рис. 5.22. EBIC-изображения р+- и, -диода, иллюстрирующие
наличие генерационно-рекомбинационных областей вокруг электри¬
чески активных дефектов упаковки [50].278
Рис. 5.23. Серия EBIC-изобрежений, иллюстрирующих электри¬
ческую активность дефектов упаковки [48].Рисунок воспроизводится с разрешения издателя The Slectrochc-
mical Society, Inc.луч достигает дефекта упаковки. На это указывает наличие темной
передней и светлой задней областей контраста при сканировании
в направлении, перпендикулярном линии дефекта' К При VR = 15 В
характер изменения контраста (со светлого на темный) при пе¬
ресечении дефекта упаковки пучком указывает на локальный гене¬
рационный эффект. Рекомбинационно-генерационный эффект имеет
место в круговой области вблизи дефекта. Хорошо видно, что при^ Это результат дифференцирования сигнала при использовании
емкостной связи (гл. 4 и рис. 4.9).279
Рис. 5.24. Форма EBIC-сигнала при однострочном сканирования
в направлении, перпендикулярном дефекту упаковки, иллюстрирующая
уширение пика сигнала в зависимости от напряжения; это уширение
характеризует ф - т. -область, окружающую электрически активный
дефект упаковки [50.1.280
увеличении обратного смещения вокруг дефекта возникают кольцевые
области контраота, природа которого пока не понята. Весьма
вероятно, что эти контрастные области связаны о наличием силь¬
ных электрических полей, которые генерируются вокруг дефектов
при больших обратных смещениях. Такие кольцевые или круговые
области рекомбинационно-генерационного контраота вблизи дефек¬
тов упаковки видны также на рис. 5.22.На рис. 5.24 представлены зависимости контраота на дефекте
упаковки от приложенного напряжения. Сканирующий электронный
луч перемещался вдоль линии, перпендикулярной дефекту упаков¬
ки, и генерируемый сигнал постоянного тока передавался на
электронно-лучевую трубку в режиме безъемкостной связи. Приве¬
денные на рис. 5.24 профили, следовательно, характеризуют из¬
менение потока носителей в области проотранотвенного заряда
р-а-перехода вблизи дефекта упаковки. При Vf>< *00 мВ регистри¬
руемый сигнал имеет форму широкого, хотя и сравнительно остро¬
конечного минимума. Его узкая, хорошо очерченная центральная
чаоть (обращенный пик) соответствует дефекту упаковки, а ушире¬
ние пика вызывается наличием зоны рекомбинации около дефекта.При малых напряжениях на переходе, nojca V ^ kT/<\ , электрон¬
ный пучок генерует избыточные неосновные носители в области
пространственного заряда. Так как скорооть рекомбинации пропор¬
циональна концентрации избыточных неосновных носителей, при
низких напряжениях около дефекта наблюдается зона рекомбинацион¬
ного контраста. При подаче на диод небольшого прямого смещения,
например kT< Vp < 300 мВ,концентрация избыточных
неосновных носителей в области проотранотвенного заряда увели¬
чивается сверх равновесного значения. В результате увеличивает¬
ся локальная скорооть рекомбинации в области пространственного
заряда, что сопровождается увеличением протяженности рекомби¬
национной зоны вокруг дефекта упаковки.С увеличением обратного омещения, т.е. когда VR>k'T/^^
концентрация носителей в области пространственного заряда умень¬
шается ниже равновесного значения, и при некоторых средних
напряжениях ( kT/c|,<VR^VTH) рекомбинационный контраст исчезает.
Это показано на рис. 5.22,6 и на рис. 5.24, где при обратном
смещении 500 мВ EBIC-сигнал имеет резкий пик, обусловленный
дефектом упаковки , а уширение пика отсутствует.При дальнейшем увеличении обратного смещения вокруг дефек¬
та появляется зона генерации тока. При обратном смещении 10 В
(рис. 5.24) EBIC-сигнал характеризуется уширением пика обратной
полярности по отношению к полярнооти при отсутствии смещения281
( VR = О В), указывая тем самым на эффект локального умноже¬
ния носителей. Кроме уширения пика характерной чертой сиг¬
нала от дефекта упаковки является возникновение заметного электри¬
ческого шума в тех случаях, когда обратное смещение прешшает
критичеокое пороговое напряжение.Чтобы можно было провести сравнение между относительной
электрической активностью различных дефектов упаковки, вводит¬
ся параметр, называемый пороговым напряжением; это обратное
напряжение p-и.-перехода, которое требуется, чтобы получить уве¬
личение локального тока на дефекте упаковки, соответствующее
10$-му усилению видеосигнала по отношению к среднему уровню
фона EBIC-изображения [48] . Это не значит, что дефект упаков¬
ки не является электрически активным при напряжении ниже поро¬
гового, просто эффект умножения тока на дефекте очень мал,
так что сигнал теряется на фоне шума, генерируемого в обратно-
омещенном приборе. Таким образом, пороговое напряжение не может
быть абсолютным, а только относительным индикатором электричес¬
кой активности. Добавим, что его значение определяется рабочими
параметрами сканирующего электронного микроокопа. Правда, если
эти параметры не изменяются в процессе измерений, относительное
электрическое влияние различных дефектов легко поддается оцен¬
ке.На рис. 5.25 предотавлена серия вольт-амперных характерис¬
тик различных диодов; видно, что юс форма очень сильно различает¬
ся. Нижняя кривая (темновой ток) соответствует прибору, не со¬
держащему дефектов упаковки. Полное число дефектов упаковки в
пределах каждого данного диода указано у конца каждой кривой.Цифры в средней чаоти кривых указывают число электричеоки актив¬
ных дефектов, а также минимальное пороговое напряжение дая груп¬
пы активных дефектов.Корреляция между полным числом дефектов упаковки и обратными
токами утечки при данном напряжении очень плохая; корреляция
между полным числом электрически активных дефектов и видом вольт-
амперной характеристики несколько лучше, корреляция между поро¬
говым напряжением дефекта упаковки и обратным током утечки очень
хорошая, как показывает рис. 5.26 (чем меньше пороговое напря¬
жение дефекта упаковки, тем больше обратный ток утечки при
каздом данном напряжении). Наконец, необходимо заметить, что
уже единичные дефекты упаковки сильно изменяют форму кривых
(приводя к их "выгибанию" в обратную сторону), причем наиболее
сильное влияние оказывают дефекты с наинизшими пороговыми напря¬
жениями.282
Рис. 5.25. Вольт-амперные характеристики пяти диодов, иллю¬
стрирующие влияние электрически активных дефектов упаковки на
величину обратного тока [481.У конца каждой кривой указано число дефектов упаковки в пределах
каждого диода; полное число электрически активных дефектов упаков¬
ки приведено у середины каждой кривой. Стрелками показано мини¬
мальное пороговое напряжение для группы активных дефектов в дан¬
ном диоде.Рисунок воспроизводится с разрешения издателя The Electrochemical
Society, Inc.Более детальные измерения вольт-амперных характеристик при¬
боров, содержащих дефекты упаковки, позволяют выделить на них
три участка. На рио. 5.27 показаны измеренше при комнатной темпе¬
ратуре вольт-амперные характеристики шести диодов, содержащих
электрически активные дефекты упаковки, и одного прибора без де¬
фектов [50] . Упомянутые выше три участка следующие: "омичес¬
кий" учаоток (VR < kT /), где ток пропорционален напряжению;
участок тока, генерируемого в области пространственного заряда,283
Рис. 5.26. Обратные характеристики диода в зависимости от
минимального порогового напряжения для электрически активных де¬
фектов [48].Рисунок воспроизводится с разрешения издателя тье Electrochemical
Society, Inc.который типичен для кремниевых диодов при комнатной темпера¬
туре С kT/fy<VR<VTH) и гдв IaV°'62 ; участок, характери¬
зуемый оильной завиоимоотью тока от напряжения (V ^ > VTH ) где
IaV* U = Ч,?5 ± 0,25).Было найдено, что диоды, содержащие дефекты упаковки, имеют
повышенные токи утечки в широком интервале обратных напряжений.
Например, при "V* а 10 В оказывается, что в наихудшем
из диодов, приведенных на рио. 5.27, это напряжение намного пре¬
вышает пороговое напряжение электрически наиболее активных де¬
фектов упаковки в приборе (VTH = 0,5 в) , т.е. соответствует участ¬
ку вольт-амперной характеристики, где ток очень сильно зависит
от напряжения: I & V . В то же время диод, не содер¬
жащий дефектов, при обратном напряжении Vr = 10 В остается в
режиме генерационного тока пространственного заряда (I % V ' ).
Значения Iдля бездефектного диода и наихудшего из приведен¬
ных на рис. 5.27 диодов различаются приблизительно на 6 поряд¬
ков при Уц = Ю В ( = 400 пА и 0,15 мА соответственно).284
Рис. 5.27. Вольт-амперные характеристики шести диодов, со¬
держащих электрически активные дефекты упаковки с разними поро¬
говыми напряжениями; измерены при комнатной температуре 50 .a.-i~V(VR< WT/<p;	б - 1- V°>w(*T/cv<Ve< Vth);в.- 3>'\7" ri = 4,75 + 0,25 ( V+h^VRfqVs); jc - типичный "xodo- 9
ший" (бездефектный; диод; Q% 9,5*10 cm~^; A; = 5,6-10”® ar;
cc* = 0,4 мкм.	л285
Рис. 5.28. Рассчитанное соотношение между эффективным време¬
нем жизни о в диодах, содержащих дефекты упаковки, и обратным
током 1r[5CQ.ЭАДУ - электрически активные дефекты упаковки.Согласно уравнению (5.13)5скорость генерации носителей а
даетоя выражением KL; / 2'Т0 ? где - эффективное время жиз¬
ни в обедненной облаоти, содержащей однородно распределенные
генерационно-рекомбинационные центры; оно может быть рассчитано из
уравнения (5.14). На рис. 5.28 приведена его зависимость от об¬
ратного тока при V R = 300 и 3 мВ (детали расчета приведены
в работе [50] ). На рис. 5.28 показано также число электричеоки
активных дефектов упаковки для каждого диода. Вгдно, что здеоь,как и в случае токов утечки, корреляция с числом электрически
активных дефектов упаковки отсутствует, хотя обычно наблюдается
хорошая корреляция с эффективным пороговым напряжением.Дефект упаковки и окружающая его генерационно-рекомбинацион-
ная зона предотавляют собой локальный объем о низким временем
жизни в пределах обедненной области р-а-перехода. Эффективное
время жизни 'Т с в диоде, содержащем дефекты упаковки, является
функцией числа локализованных маленьких объемов, содержащих вы-286
соцую плотность генерационно-рекомбинационных центров, неравно¬
мерно распределенных в области пространственного заряда, а также
зависит от их порогового напряжения. Величина Т0 рассчи¬
тывается из соотношения ( A j / A SF ) 'I ^ , где -площадь
перехода, A sf “ площадь электрически активного дефекта упа¬
ковки с окружающей его генерационно-рекомбинационной зоной, а
X;. - эффективное время жизни в области, окружающей электри¬
чеоки активный дефект упаковки. Оценить значение ASF можно с
помощью EBIC-метода [бо] ; Т 0 можно раос читать из эксперимен¬
тальных данных и с использованием уравнения (5.13); для расчета
'I можно использовать указанное выше выражение X J, = С A J/А.На рис. 5.29 показан график зависимости и Л/ (эффек¬
тивной плотности генерационно-рекомбинационных центров в области
электрически активного дефекта упаковки) от обратного тока
при V* = 300 мВ. Величина была рассчитана с учетом упрощаю¬
щего допущения, что поперечные сечения захвата для электронов
( Ьк ) и дырок (dp ) равны между собой и что генерационно-
рекомбинационные центры лежат посредине запрещенной зоны. Эффек¬
тивное время жизни в области дефекта упаковки может изменяться
в пределах 4 - 400 по, что соответствует изменению плотности цент¬
ров в диапазоне 2'ДО*7 - 2*10*® см“^ .'Физическая модель, объясняющая поведение электричеоки ак¬
тивных дефектов упаковки, должна учивать влияние размеров де¬
фекта упаковки*^ и положения дефекта относительно обедненной
области перехода, а также степени декорирования и типа декорирую¬
щей примеси. Эти параметры уже упоминались ранее и более деталь¬
но рассматриваются здеоь.В случае простых дефектов упаковки (при отсутствии сложных
колоний дефектов) была обнаружена обратно-пропорциональная зави¬
симость между длиной упаковки и его пороговым напряжением [48 j.
Этот эффект иллюстрирует рис. 5.30, на котором приведены EBIC-
изображения пяти дефектов упаковки и указаны измеренные значения
порогового напряжения. Видно, что чем больше линейный размер де¬
фекта, тем больше и его пороговое напряжение, т.е. чем меньше де¬
фект упаконки, тем он более электрически активен. Это соотношение^ 0 размере дефекта упаковки умеотно говорить, только если
рассматривается простой двумерный дефект. Сложные колонии дефектов,
возникающие на окислительных дефектах упаковки, или другие цент¬
ры, вызывающие в кристалле локальные напряжения, лучше характери¬
зовать, используя понятие объема колонии дефектов с соответствующей
генерационно-рекомбинационной зоной.287
Рис. 5.29. Расчетные графики, показывающие соотношение меж¬
ду эффективным временем жизни , плотностью генерационно-ре¬
комбинационных (г -р ) центров М сР , окружающих дефект упаков¬
ки, и обратным током I R при 300 мВ [50] .графически представлено на рис. 5.31. Этот неожиданный резуль¬
тат можно объяснить следующим образом.Маленькие дефекты упаковки, пересекающие поверхность крис¬
талла, вероятно, сравнительно легко аккумулируют примеои благода¬
ря близости частичных дислокаций, которыми ограничен дефект упа¬
ковки, к поверхности (примесь попадает с поверхности и проникает
в дефект упаковки за счет ускоренной диффузии вдоль дислокаций).
Механизм декорирования более крупных дефектов, вероятно, такой
же с той лишь разницей, что декорирование происходит через час¬
тичные дислокации, которые в крупных дефектах упаковки находятся
довольно далеко друг от друга, что снижает средний уровень деко-288
Рис. 5.30. EBIC-
изображения, пока¬
зывающие соотношение
между длиной дефек¬
та упаковки и поро¬
говыми напряжения¬
ми [48 ^ .Этот рисунок вос¬
производится с раз¬
решения издателя
The Electrochemical
Society, Inc.рисования дефекта упаковки. Влияние длины дефекта упаковки на оте-
пень его декорирования примесью иллюстрирует рио. 5.32, на ко¬
тором приведена серия фотографий, полученных на просвечивающем
электронном микроскопе.Исследования показывают, что чем меньше дефект упаковки,
тем больше окружающая его зона генерационно- рекомбинационных
центров в области пространственного заряда перехода за счет бли¬
зости маленьких дефектов упаковки к поверхности и, следовательно,
к р-г„-переходу. Как естественное следствие этого дефекты, распо¬
ложенные близко к поверхности, оказывают наиболее сильное влияние
на мелкие р-п.-переходы. На рис. 5.33 показано соотношение между
обратной проводимостью и пороговым напряжением дефектов упаковки
для двух диодов с различной глубиной залегания р-ц-перехода (0,5
и 4 мкм). Более оильное влияние дефектов на более мелкий р-(г-пе¬
реход отражается в более крутом наклоне графика зависимости
to I /V от	этого перехода.28919-493
Рис. 5.31. Зависимость порогового напряжения дефекта упа¬
ковки от длины дефекта [48].Этот рисунок воспроизводится с разрешения издателя тье Electro¬
chemical Society, Inc.Вредное влияние дефектов упаковки может проявиться по-разному:
может осуществляться прямое взаимодействие дефекта упаковки и
р-П,-перехода за счет влияния поля напряжений, которое существует
около дефекта упаковки; присутствие декорированного дефекта упа¬
ковки может вызывать локальное нарушение планарности диффузион¬
ного р— ю.-перехода; дефект упаковки может локально тормозить
диффузионный фронт, что вызывает резкие локальные нарушения пла-
нарнооти р-а-перехода [48] , а это в овою очередь может при¬
водить к увеличению обратных токов [51] . Однако главным факто¬
ром, определяющим электрическую активность дефектов упаковки,
по-видимому, является все-таки именно влияние примесей, локализу¬
ющихся на дефекте или в его окрестности. Наличие генерационно¬
рекомбинационной зоны, размеры которой существенно превышают раз¬
меры дефекта упаковки (20 мкм2 против i мкм2), указывает на
присутствие вокруг дефекта упаковки примесей в твердом растворе.На рис. 5.34 схематически показан декорированный дефект упаков¬
ки, окруженный "обширной" генерационно-рекомбинационной зоной,
которая,возможно, обусловлена примесной атмосферой*^.*^ Энергетические уровни в запрещенной зоне могут быть
обусловлены также упругим полем дефекта, однако в случае при¬
месной атмосферы наблюдается более оильный эффект, как станет
ясно из дальнейшего обсуждения в гл. 6.290
Рис. 5.32. Трансмиссионные электронные микрофотографии де¬
фектов упаковки разной длины, иллюстрирующие влияние длины дефек¬
та на степень декорирования дефекта [48].Этот рисунок воспроизводится с разрешения издателя The Electro¬
chemical Society, Inc.Рис. 5.33. Зависи¬
мость проводимости
диода при обратном
смещении от порогово¬
го напряжения для
приборов с разной глу¬
биной залегания р-п.-
перехода [49 ] .Этот рисунок первона¬
чально был представ¬
лен на Весеннем соб¬
рании Электрохимичес¬
кого общества 1973 г.
в Чикаго, шт. Ияли-н°*°-	291
5.2.5. Электрический пробой р- и,-переходаРис. 5.34. Схе¬
матическое изобра¬
жение модели де¬
фекта, согласно ко¬
торой вокруг дефек¬
та существует об¬
ширная г-р-зона,
возникающая за счет
примесной атмосффы
или поля упругих
напряжений, окру¬
жающего электри¬
чески активный де¬
дефект упаковки
[50] .I - ЭАДУ; 2 - г-р-
зона (обусловлена
деформацией и ли
примесной атмосфе¬
рой) ; Л - область
р-н.-перехода: 4. -
поверхность; 5 -
обедненная область.Главной характеристикой р-п-перехода является его свой¬
ство выпрямлять переменный электрический ток, т.е. пропускать ток
(практически) только в одном направлении. Ток, пропускаемый дао-
дом высокого качества в обратном направлении,должен быть очень мал.
Однако этой овойотво p-rt-ne рехода проявляется не при любых нап¬
ряжениях: при достаточно высоких напряжениях диод будет пропус¬
кать ток даже при обратном смещении. Это явление называется про¬
боем, и напряжение, при котором переход пробивается, называется
пробивным напряжением. Пробивное напряжение в случае диода, не
содержащего дефектов, являетоя функцией нескольких переменных.Наиболее важным параметром, определяющим напряжение пробоя
р-а-перехода, является сопротивление подложки. Чем выше сопро¬
тивление подложки, тем выше напряжение пробоя диода. Другим важ¬
ным параметром является кривизна р-а-перехода. Цилиндрические
области планарного р-а-перехода будут пробиваться при более низ¬
ком напряжении, чем плоские участки [54] . Это связано о тем,
что поле и распределение потенциала в цилиндрических и плоских
областях р-а-перехода сильно различаются.Сильное влияние на напряжение пробоя р-н-перехода оказывают
кристаллографические дефекты. Известно, что дефекты решетки и292
примесные выделения, попадающие в область р-и,-перехода, значи¬
тельно снижают пробивное напряжение перехода по сравнению о объемом.
Неоднородный пробой, возникающий обычно как результат присутствия
примесей и неоовершенотв, может приводить к различным эффектам,
например I)"смягчению" обратной ветви V-1 -характеристики (уве¬
личению токов утечки); 2)большим флуктуациям амплитуды тока в пред-
пробойный период; 3)появлению свечения в отдельных точках р-л.-пе¬
рехода. Последнее явление (излучение овета в дкокретных точках)
называется микроплазменной эмиссией. Обычно этот эффект обуслов¬
ливается локальным усилением электрического поля на каком-либо
несовершенстве (например, на метал личеоких или окионых выделе¬
ниях) до величины, намного превышающей среднее значение поля.
Микроплазменный пробой наблюдали на вершинных дислокациях, огра¬
ничивающих дефекты упаковки в эпитаксиальных пленках [58j . По¬
ложение "горячих" точек в эпитаксиальных р-а-переходах кор¬
релирует с эпитаксиальным! дефектами, такими,как дефекты упаковки и
поверхностные пирамида роста [59] . В мощных силовых приборах
локальный пробой часто наблюдаетоя на неоднородностях удельного
сопротивления (слоистой или полосчатой неоднородности, стратах)[бО - 62j , при этом области пробоя могут иметь форму концентри¬
ческих кругов или сегментов круга. Надо заметить, что преждевре¬
менный пробой перехода очень часто вызывается теми же дефектами,
которые приводят к повышению токов утечки при обратном смещении
р-П-перехода.5.3. Влияние кристаллографических дефектов на параметры би¬
полярных транзисторовБиполярный транзистор представляет собой трехслойный при¬
бор, содержащий два перехода, в конфигурации либо Kl-p- y\ ,
либо (в комплементарной конфигурации) р-п-р . Транзисторы -
это наиболее широко применяемые приборы, используемые в самых
разных целях и устройствах, например для усиления и коммутации
слабых сигналов, как усилители мощности, как компоненты интеграль¬
ных схем. Существует обширная литература по (|изике и технологии
транзисторов, и мы здесь коснемся лишь основ работы транзистора,
дадим минимум информации, необходимой для того, чтобы можно
было обсуждать явления, связанные с дефектами. Для детального
ознакомления с вопросами физики транзисторов следует обратиться
к работам [63 - 66^ .На рис. 5.35 приведены энергетические зонные диаграммы для293
Рис. 5.35. Зонная диаг¬
рамма р- n-р-транзистора в
равновесных условиях (а)
и активном режиме (при нор¬
мальном включении) (б).р - W - р - транзистора в равновесных условиях и в нормальной рабочем
режиме. Рабочая диаграмма соответствует случаю, когда переход
емиттер-база смещен в прямом направлении, а переход коллектор-ба¬
за - в обратном. Когда переход эмиттер-база смещен в прямом
направлении, в область базы из эмиттера будет инжектироваться вы¬
сокая концентрация дырок. Если область базы "узкая" (имеет маленькую
толщину), инжектированные дырки будут достигать перехода база-
коллектор, который смещен в обратном направлении. Следователь¬
но, дырки из области базы будут вытятаваться через переход база-
коллектор электрическим полем об ратноемеще иного переход а иооби-
ратьоя на коллекторе р-типа. Полный эмиттерный ток Ig состоит
из двух токов: коллекторного тока 1^, возникающего за счет ин¬
жектированных дырок, и базового тока 1В, который обусловлен
рекомбинацией инжектированных дырок о электронами в базе, что
приводит к возникновению потока электронов в базу через базовый
контакт, т.е. 1Е = 1с + 1в. Когда транзистор работает как уси¬
литель, наиболее важными являются два параметра, называемых
коэффициентом усиления по току в схеме с общей базой оС , иног¬
да также обозначаемым lv FB , и коэффициентом усиления по току
в схеме о общим эмиттером £ , или К F£ ; иными словами,При нормальных условиях работы ^ £ I , в то время как
§ обычно много больше I.(5.16)СБ.4?)294
При данном напряжении V^E , приложенном к переходу эмит¬
тер-база, через прибор потечет определенный постоянный ток баг-
зы Ig и коллекторный ток Iq . Воли наложить на входное напря¬
жение маленький переменный оигнал, то базошй ток будет изме¬
няться во времени по тому же закону, что и этот переменный сиг¬
нал. Это будет приводить к ооответствугацему изменению коллек¬
торного тока, который будет больше в la Fe раз. Следователь¬
но, транзиотор усиливает входной оигнал. Транзиотор можно пополь¬
зовать для регулирования больших токов коллектора путем регули¬
рования малых токов базы, т.е. как переключательное устройство.Поскольку транзистор представляет собой трехслойный при-
бор,при описании вольт-амперных характеристик учитывается ре¬
жим включения всех трех электродов. Это доотигаетоя использова¬
нием трех подотрочных индексов. Первые две буквы определяют
два контакта, между которыми измеряются ток или напряжение, а
третья буква определяет состояние третьего контакта по отноше¬
нию ко второму (режим измерения). Например, BVCfc0 обозна¬
чает пробивное напряжение перехода коллектор-база, при отключен¬
ном эмиттере; I означает ток утечки между коллектором и
эмиттером при закороченной на эмиттер базе.Вредное влияние кристаллографических дефектов на характе¬
ристики транзисторов наиболее сильно проявляется в возникновении
следующих трех эффектов: I) повышении токов утечки обоих пере¬
ходов; 2) уменьшении коэффициента усиления по току ^ и 3) образо¬
вании "закороток" между эмиттером и коллектором (возникновении трубок
или "спаек"). Наиболее вредным из этих эффектов являетоя пос¬
ледний. Он будет подробно рассмотрен ниже в разд. 5.3.2.5.3.1. Токи утечки и коэффициент усиления транзистораТоки утечки в р-п. -переходах транзистора вызываются теми
же причинами,что и в диодах (см. предыдущий раздел). Однако
ситуация усложняется наличием двух переходов, изготовление ко¬
торых требует последовательного проведения диффузии двух легирую¬
щих примеоей*\ Соответственно, как обсуждалось в гл. 3, и^ При изготовлении транзистора можно использовать и все¬
го одну операцию диффузии в базу, изготовленную наращиванием
эпитаксиального слоя на подложку (коллектор) противоположного
типа проводимости. Для формирования как базы, так и эмиттера,
или эмиттера в базе,приготовленной диффузией, можно использовать
также и ионную имплантацию. Однако влияние дефектов должно быть
одинаковым во всех случаях.295
природа возникающих дефектов, и их распределение могут отличать¬
ся от наблюдаемых в однопереходных приборах. Как будет видно
ниже, наличие значительных токов утечки перехода коллектор-ба¬
за очень часто оопрововдается повышением тока утечки и эмиттер-
ного перехода. Однако обратное не всегда справедливо: посколь¬
ку генерация диолокаций, обусловленных высокой концентрацией
фосфора, вводимого в процессе эмиттерной диффузии, происходит
главным образом в верхней трети облаоти эмиттера (лишь некото¬
рые из них первоекают переход эмиттер-база), то такие диолокации
не должны влиять на характеристики коллекторного перехода. В
серии элегантных экспериментов, в которых базы в транзисторах
с мелкими переходами изготавливались ионной имплантацией бора
через олои окисла различной толщины, а затем диффузией фосфо¬
ра изготавливались эмиттеры, Ашберн с сотр. [67] продемон¬
стрировали влияние дислокаций на 1г и величину обрат¬
ных токов переходов.На рио. 5.36 приведены вольт-амперные характеристики пе¬
реходов эмиттер-база и коллектор-база для двух приборов, в
одном из которых имеются диолокации, а в другом их практичес¬
ки нет. В приборе, не содержащем дефектов, как для эмиттерного,
так и для коллекторного переходов характерны очень низкие токи
утечки. В приборе, содержащем высокую плотность дислокаций в эмит¬
тере, переход эмиттер-база имеет большие обратные токи, а пере¬
ход коллектор-база - существенно более низкие. Было показано,
что высокая плотнооть дислокаций, проходящих через обедненную
область эмиттерного перехода, дает сильную зависимость тока от
величины смещения при высоких напряжениях: I я* V~n' , где
VV = 2 - 4, в то время как е области коллекторного перехода
плотность дислокаций меньше и соответственно зависимость
I (V) слабее. Кроме того, высокий уровень легирования эмит-Рис. 5.36. Вольт-амперные характери¬
стики переходов эмиттер-база и коллек¬
тор-база приборов, содержащих и несо¬
держащих дислокации в области эмиттера
[671296
терной области может приводить к возникновению внутреннего по¬
ля на дислокациях, что также может обусловливать усиление зави¬
симости токов утечки от напряжения [67, 68] .На рис. 5.37 показана зависимость коэффициента усиления от
обратного тока эмиттерного перехода для приборов с различной
плотностью дефектов. Представлен график зависимости I £g от
taFE/"Lfc , где % g - "поверхностное" сопротивление
(sheet resistance ) подэмиттерной области базы. Параметр
Kpg/’tj используется в данном случае потому, что он менее чувстви¬
телен к изменению толщины базы, чем коэффщиент усиления сам
по себе.Чем выше токи утечки эмиттера и, оледовательно, чем выше
плотность дефектов в обедненной области эмиттерного перехода,
тем ниже коэффициент усиления по току. Уменьшение величины
$ может наблюдаться также в транзисторах, изготовленных с
помощью обычного процесса диффузии фосфора, если диффузия про¬
водится в условиях, при которых в эмиттере генерируется высо¬
кая плотность дефектов.5.3.2. Пайданг-эффект^ в биполярных транзисторахВ данном разделе основное внимание будет уделено струк¬
турам с "мелкими" диффузионными переходами по той причине, что
они являются главными компонентами биполярных интегральных
схем. Под структурами с мелкими переходами обычно имеют в ви¬
ду приборы с толщиной базы меньше 2 мкм и глубиной залеганияэмиттерного перехода меньше I мкм. Часто в быстродействующих
транзисторах, используемых в интегральных схемах или в мощных
высокочастотных приборах,толщина этих областей бывает еще мень¬
ше: базы < 5000 А, а эмиттера < 3000 А (толщина базы, т.е.
области между переходами эмиттер-база и коллектор-база, долж¬
на быть очень маленькой, чтобы обеспечить высокие скорости пе¬
реключения). Кроме того, в эмиттере желательно иметь высокую
концентрацию легирующей примеси. Как следствие изготовление
физически и электрически изолированных переходов эмиттер-база
и коллектор-база становится весьма трудным делом.Основным видом дефектов, обусловливающих деградацию бипо-^ Образование эмиттерно-коллекторных трубок ( emitter -
collector pipes, or shorts), см. ниже. - Прим. ред.297
Рис. 5.37. Зависимость коэффи¬
циента усиления по току от тока
утечки перехода эмиттер-база [67].лярных транзисторов с мелкими переходами, являются так назы¬
ваемые эмиттерные, или эмиттерно-коллекторные, трубки (ЭКГ) или
"спайки" ( spikes ). Важную роль в их образовании играют
кристаллографические дефекты и примеси. Физически эмиттерные
трубки в К- р - п. - транзисторе представляют ообой локилизован-
ные области п, -типа проводимости, проходящие насквозь через
эмиттерный переход и базу и закорачивающие эмиттер с коллектором;
отсюда их другое название - эмиттерно-коллекторные занорот-
ки (ЗКЗ) ( ShmtS ). Действие этих дефектов обычно прояв¬
ляется в возникновении избыточной составляющей тока, прохо¬
дящего из эмиттера в коллектор, в различных режимах работы
транзистора. Электрически ЖТ можно обнаружить при исследова¬
нии обратносмещенного коллекторного перехода. У транзистора, в
котором имеются ЭКТ, заметное увеличение тока в режиме i “
наблюдается при напряжении, соответствующем напряжению пробоя
эмиттерного перехода, т.е. &V Eg0 . При дальнейшем увеличе¬
нии напряжения сначала имеет место практически линейный рост
тока, а затем наступает пробой коллекторного перехода. Линей¬
ный участок характеристики от напряжения BV до BV опре¬
деляется сопротивлением ЭКТ R р (рис. 5.38).Если транзистор с ЭКТ имеет сравнительно небольшие обрат¬
ные токи, его эквивалентную схему (по постоянному току) можно
представить, как показано на рис. 5.39 [69] . В этой схеме
эмиттерный и коллекторный перехода представлены идеальными
диодами с низкими обратными токами. В этом случае главным пу¬
тем для тока является путь через ЭКТ (через сопротивление Rp ).
Напряжение V , которое измеряется между эмиттером и базой ,298
Рис. 5.38. Типичные трех¬
контактные вольт-амперные ха¬
рактеристики бездефектного
транзистора (а) и транзис¬
тора, содержащего ЭКТ (б).Рис. 5.39. Эквивалентная схема транзистора с ЭКГ, имеющего
пренебрежимо малые обратные токи р-а-переходаЭтот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества в 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсиль¬
вания.можно выразить через параметры проотого делителя напряжения,
который состоит из образцового резистора R (сопротивлениянагрузки) и сопротивления Rp . Еоли сопротивление R м известно,
то можно раосчитать сопротивление R р .На рис. 5.40
приведены данные, полученные с помощью вольтметра с высоким
входным сопротивлением.На рис. 5.40 показана зависимость напряжения холостого хо¬
да VE[, эмиттерного перехода от напряжения VtB на переходе
коллекторы-база. Штриховая кривая представляет случай, когда
Rp ^ Rg или Яс , т.е. когда сопротивление закороток мно¬
го меньше сопротивлении эмиттерного и коллекторного переходов
( R Е и R с соответственно) при обратном смещении. В299
Рис. 5.40. Зависимость напряжения холостого хода	отнапряжения на переходе коллектор-база Vcft.Штриховая кривая получается, когда падение напряжения на ftp ма¬
ло ( Rp«Rg или R-c )• Приведенные данные указывают, что ток,
который течет через R. р, создает падение напряжения, увеличиваю¬
щее R.p , что ограничивает ток и тормозит лавинный пробой перехо¬
да эмиттер-база.этом случае падение напряжения на сопротивлении I? р пренеб¬
режимо мало, и как следствие V^ = VC6 при
VC6£ ВУЕ6( &VER>, напряжение лавинного пробоя, для этих
приборов обычно имеет величину ~ 5,5 В). При VBVEa напря¬
жение V gg имеет постоянную величину благодаря ограничиваю¬
щему влиянию пробоя эмиттерного перехода.Когда RP велико по сравнению о R е и Rc равенство
при VC6± BVe6 не выполняется при напряжениях, близ¬
ких к BVEe . По мере увеличения R р это равенотво нару¬
шается при вое более и более низких значениях Vgg . Как видно
из рис. 5.40,сопротивление Rp как величина, обратная кру¬
тизне характеристики, также является функцией напряжения V св ,
приложенного к переходу коллектор-база, поэтому оно предотавлено
на эквивалентной схеме (рис. 5.39) сопротивлением, управляемым300
Рис. 5.41.I-Vct- характеристики транзистора, содержащего
ЭКТ, в зависимости от обратного напряжения на переходе эмиттер-
база.Обсуждение см. в тексте.полем перехода ("полевым резиотором", величина которого зави¬
сит от падения напряжения на нем оамом).Зависимость R р от величины поля можно проиллюстрировать
оемейотвом 1“Х:е - характеристик транзиотора с ЭКТ, использо¬
вав в качестве параметра обратное напряжение VEv на пере¬
ходе эмиттер-база (рис. 5.41). Ток 1р через ЖТ завиоит от сопро¬
тивления R р и напряжения VaE » которое можно рассматри¬
вать как смещение, приложенное к гипотетическому затвору этого
"полевого резиотора". Эти явления обычно имеют место, еоли в
базовой области эмиттерно-коллекторная трубка окружена обед¬
ненным слоем. Для транзиоторов, имеющих большое суммарное сопро¬
тивление ЭКТ, эмиттерно-кодлекторный ток I сг , который од¬
новременно является током 1р через ЭКТ, можно полностью исключить
при напряжении эмиттер-база VaE ниже некоторого критического зна-301
чения Vсе * Однако волн сопротивление ЭКТ мало, ток X eg
нельзя ограничить за счет этого эффекта при напряжениях нижеBY .ЕВОПрирода неоовершенотв, вызывающих образование ЭКТ,и электри¬
ческие процеооы, овязанные о пайдинг-эффектом, были предметом
многих иооледований [69 - 77] . Чаще воего в качестве причин
образования ЭКТ в транзисторах рассматривают диолокации (70, 73].
Рио. 5.42 иллюотеврует два механизма возникновения ЭКТ под действием
диолокаций. Дислокация, проходящая через оба перехода (эмиттер-
база и коллектор-база), может создавать путь о нивким сопро¬
тивлением току между эмиттером и коллектором, воли она декори¬
рована какой-нибудь примеоью, которая приводит к возникновению
вокруг диолокации цилиндричеокой генерационно-рекомбинационной
зоны. Дислокации могут также вызывать локально ускоренную
диффузию одной из легирующих примеоей, например фоофора, что
может привеоти к установлению "физичеокого" контакта между
эмиттером и коллектором, если при этом исключена ускоренная
диффузия бора [70] .Наиболее часто роль дефектов, которые вызывают образование
эмиттерных трубок, играют окиолительные дефекты упаковки (ОДУ),
возникающие в процеоое окиоления,и те дефекты, в которые они
превращаются в результате последующих обработок. Детальное об¬
суждение влияния многократных термообработок на поведение ОДУ
было проведено в разд. 3.3.2. В настоящем разделе ш рассмотрим
влияние тех же оамых последовательных технологических обрабо¬
ток на генерацию ЭКТ в транзиоторах с мелкими переходами. По¬
следования показывают, что в подавлявшем большинстве олучаев
не эмиттерная диффузия оама по оебе генерирует дефект, обус¬
ловливающий образование ЭКТ в приборе: зародыши дефектов возни¬
кают в криоталле на оамых ранних отадиях изготовления прибора,
часто еще на отадии выращивания криоталла, как рассматривалось
в гл. 3.Рис. 5.42. Два возможных меха¬
низма образования ЭТК в транзис¬
торе под действием дислокаций.302
Для установления корреляции между кристаллографическими
дефектами и образованием ЭКТ помимо исследования вольт-ампер-
ных характеристик и других электрических параметров транзисто¬
ра требуетоя применение каких-либо фазико-химичеоких методов ис¬
следования. При исследовании транзисторов с эмиттерами малой
площади широкое применение получили электрохимические метода
[70, 72, 76, 78] . Обычно в этих методах кремниевая пластина с
изготовленными на ней транзисторами служит анодом или катодом
электролитической ячейки, содержащей разбавленный электролит.В качестве второго электрода используется какой-либо подхо¬
дящий металл. Когда пластина служит анодом, прохождение тока
через такую электролитическую ячейку вызывает раотворение крем¬
ния (травление). Если электричеокое подооеданение сделано к
коллектору, эмиттер в дефектных транзиоторах будет травиться
быстрее, чем в хороших приборах, что и позволяет выявить эмит¬
теры с ЭКТ.При катодном осаждении кремниевую пластину используют как катод,
а в качестве анода используют, например, никель. Никель селек¬
тивно покрывает эмиттеры, содержащие ЭКТ или имеющие значитель¬
ные токи утечки, что также легко позволяет выявить дефектные
эмиттеры на пластине даже о высокой плотностью транзисторов,
имеющих эмиттеры малой площади.Оба этих метода не разрушают при¬
боры, в которых ЭКТ отсутствуют. Однако ясно,что их можно ис¬
пользовать лишь для выявления транзисторов, содержащих ЭКТ, и в
этом омысле они вполне заменяют электрические измерения, при¬
чем особенно удобны в тех олучаях, когда индивидуальные электри¬
ческие измерения затруднены или вообще невозможны. Однако де¬
тальное исследование механизмов образования ЭКТ требует исполь¬
зования более сложных методов.Как уже говорилось в гл. 4, мощным средством исследования
электричеоких свойств дефектов в диодах является растровая электрон¬
ная микроокопия (в EBIG-режиме) в сочетании с методом электрон¬
ной микроскопии выоокого разрешения. Мы покажем, что эти ме¬
тода можно эффективно использовать и для определения причин, вы¬
зывающих образование ЭКТ в транзисторах.Наличие прямой корреляции между I - V - характеристиками ти¬
пичных транзисторов, содержащих ЭКТ, и существованием точек
локального увеличения наведенного тока в эмиттере в приборах о
мелкими переходами демонстрирует рис. 5.43. EBIC-изображения,
полученные с использованием в качестве собирающего перехода
как эмиттерного,так и коллекторного переходов, показывают шесть
точек локального увеличения тока в эмиттере транзистора, с одер-303
Рис. 5.43. EBIC-фотографии, показывающие расположение ти¬
пичных эмиттерно-коллекторных трубок (а_) в п-р - п. -транзисторе[б93. Уменьшенный контраст на ЭКГ (б) является результатом ла¬
винного пробоя перехода эмиттера (вТ. Приведенные вольт-амперные
характеристики соответствуют (рис. слева).!1-V-,-I-VcaoC3>.	C!S304
жащего ЭКТ. I - V - характеристики свидетельствуют об увели¬
чении обратных токов перехода коллектор-эмиттер при базе, замкну¬
той на эмиттер (кривая 2), и перехода коллектор-база при нуле¬
вом эмиттерном токе (кривая 3). При VCB0 и VCES = 35 В наблю¬
даются эффекты, обусловленные лавинным пробоем по периметру пе¬
реходов эмиттер-база и коллектор-база. С помощью этого метода
можно провести прямую корреляцию между наличием (и числом) точек,
в которых наблюдается локальное увеличение тока в эмиттере, и
электрическими характеристиками транзисторов.На рио. 5.44 приведены ЕШС-изображения индивидуальных
ЭКТ при большом увеличении. При У£св= 1,4 В вокруг двух ио-
следованных ЭКТ наблюдается широкая контрастная зона, соответ¬
ствующая увеличению тока неосновных носителей в области "ядра"ЭКТ. Характер контраста - светлый фронтальный участок и темный
тыльный ("фронт" и "тыл" определяются относительно направления
сканирования электронного луча) - говоеит о том, что дефекты
служат областями генерации, или локального усиления,тока в эмит¬
тере. Из рио. 5.44 видно также, что вокруг ядра дефекта имеется
пучок радиально расходящихся дислокаций. Кроме того, при VEB0= О В
облаоти локального увеличения тока вокруг ЭКТ отсутствуют, но
видны светлые точки, совпадающие о ядром и ЭКТ и представляющие
собой микроямки на поверхности эмиттера. Роль этих микроямок
и их лролохоздение в таких приборах будут обсуздены ниже. Здеоь
же лишь заметим, что статический положительный контраст на этих
ямках является результатом локального увеличения глубины про¬
никновения электронного пучка.На рио. 5.45 исследуется аналогичный дефект, в котором в
ядре содержится три микроямки и прит/ЕС5= 1,4 В наблюдавтоя ши¬
рокая зона локального усиления тока. Детальное исследование та¬
ких дефектов с использованием трансмиссионной электронной микро¬
скопии позволяет определить их тонкую структуру и показываят,
что обычно они состоят из крошечных поверхностных ямок диамет¬
ром около ОД мкм , окруженных интенсивной оеткой дао локаций.
Электронные микрофотографии таких структур уже приводились в гл.3 (рис. 3.62 и 3.63). На рио. 5.46 показана структура из пяти та¬
ких микроямок и связанной с ними дислокационной сетки. Механиз¬
мы, о помощью которых генерируются дислокации около локализо¬
ванных поверхностных дефектов,рассмотрены в разд. 3.3.1.В общем случае наблюдение ЭКТ не позволяет определить приро¬
ду дефектов, вызывающих отклонения электричеоких характеристик
таких приборов от нормы. Не разрушающий характер EBIC-метода,
однако,позволяет исследовать некоторые несовершенства на разных30520-493
Рис. 5.44. Типичные ЭКТ, наблюдаемые EBIC-методом [69].Усиление контраста в области, 01фужаицей ядро трубки, при
"VecsC Veg.s) = 1,4 В и отсутствие подобного контраста при
VEft0 = О В указывает на существование электрически активной
круговой зоны. Трубку 01фужают радиальные пучки дислокаций, о
чаи свидетельствует рекомбинационный контраст на этих дефектах.
Этот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсиль¬
вания.306
Рис. 5.45. ЭКТ, вызывающая увеличение наведенного тока.
В ядре дефекта имеются три микроямки.307
Рис. 5.46. Трансмиссионная электронная микрофотография об¬
ласти ЭКТ.Видны пять микроямок, окруженных дислокационной сеткой.отадиях развития. Поскольку приготовление образцов для ЕВ1С-ис-
следования сводится к изготовлению омических контактов к раз¬
личным областям исследуемого прибора, это позволяет наблюдать
поведение дефектов в одном и том хе транзисторе на разных ста¬
диях его изготовления.Наши успешно использовался следующий метод: изготовление
диодов коллектор-база в пластине; электрическое "зондирование"308
этих диодов в растровом электронном микроокопе с помощью EBIC-
метода; диффузия для создания перехода эмиттер-база; снова
иооледование готового транзистора в растровом электронном мик¬
роскопе [69] . При использовании такого метода исследования
важно очень тщательно очистить поверхность пластины перед про¬
ведением эмиттерной диффузии, чтобы удалить какие бы то ни было
оледа металлов, иопользовавшихоя для изготовления омических кон¬
тактов к переходу коллектор-база перед исследованием его в раст¬
ровом электронном микроскопе. Кроме того, омичеокие контакты
к переходу коллектор-база необходимо о делать так, чтобы исклю¬
чить возможность "припекания" металла к кремнию. Опыт показы¬
вает, что дня этой цеди можно попользовать контакты из алюминия
или индия.На рио. 5.47 и 5.48 предотавлены EBIC-изображения прибо¬
ров до и после эмиттерной диффузии. Перед эмиттерной диффузией
в пределах области перехода коллектор-база было обнаружено нео-
колько локализованных рекомбинационных центров. О том, что эти
дефекты являются центрами рекомбинации, свидетельствует харак¬
тер изменения контраста при пересечении области дефекта электрон-М	иным пучком (темный„фронт и светлыйтыл).Изображения, подученные пооле эмиттерной диффузии, показы¬
вают следующее: I) имеется четкая, однозначная корреляция меж¬
ду точками, соответствующими ЭКТ, и дефектами базы, существо¬
вавшими до эмиттерной диффузии; 2) область каждой ЖТ (место ло¬
кального уоиления тока в эмиттере) можно непосредственно связать
с рекомбинационными областями, имевшимися в облаоти базы доэмиттерной диффузии, но обратное не обязательно, т.е. не все
базовые дефекты вызывают образование ЭКГ. йшттерные трубки дают
положительный контраст, поскольку служат местами локального уси¬
ления тока.На рио. 5.49 приведена трансмиссионная электронно-микроокопи-
чеокая фотограк|ия бокового участка перехода эмиттер-база (там,
где он выходит на поверхность кристалла). На ней видно, что
дефект, существовавший в базе и представляющий собой плотный
пучок дислокаций, проходит в область эмиттера, в которой наб-
людаетоя высокая плотность дислокаций, образовавшихся во время
диффузии фоофора. Структура этого базового дефекта характерна
для дефектов, получающихся при термообработке из декорированных
примесями дефектов упаковки (разд. 3.2.2).Ив сказанного ясно, что рассмотренные электрически активные
дефекты одни и те же для переходов как эмиттер-база, так и309
Рис. 5.47. EBIC-изображения, иллюстрирующие однозначное со¬
ответствие в расположении ЭКТ и дефектов, присутствовавших в
базе до эмиттерной диффузии.Необходимо отметить, что базовые дефекты служат рекомбинационны¬
ми центрами, в то время как ЭКТ являются центрами генерации тока.коллектор-база. Добавим, что эффективное сопротивление ЭКТ
предотавляет собой "сосредоточенный" параметр, отражающий свой¬
ства всех имеющихся ЭКТ, причем один и тот же ток протекает
через оба перехода транзистора, что подтверждает правильность
эквивалентной схемы, приведенной на рис. 5.39.310
Рис. 5.48. Еще один пример, иллюстрирующий соответствие меж-
д^ЭКТ и дефектами, имевшимися в базе до эмиттерной диффузииЭтот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсиль¬
вания.
Рис. 5.49. Трансмиссионная электронная микрофотография,
показывающая эмиттерную и базовую области в месте, где переход
эмиттер-база пересекает поверхность.Наблюдаются как базовые дефекты, так и дислокации в области эмит¬
тера.Схема механизма образования ЭКТ представлена на рис. 5.50.
Согласно этой схеме, образование ЭКТ начинается на стадии пер¬
воначального окисления с возникновения дефектов упаковки. В процес¬
се базовой диффузии может происходить локальное торможение пе¬
рехода коллектор-база под дефектом. Аналогичная модель была
предложена Лоуренсом [77] , который считал, что торможение диф¬
фузии базовой примеси вызывается локальными выделениями. На
охеме, изображенной на рис. 5.50, предполагается, что про-312
Окислительный
дефект упаковкиОкисел5.	Эмиттерная диффу¬
зия, приводящая к
образованию эмиттер-
но коллекторной труб¬
ки в области поверх¬
ностной микроямкиРис. 5.50. Схема, иллюстрирующая один из возможных механиз¬
мов образования эмиттерно-коллекторных трубок.EBIC-фотография и трансмиссионные электронные микрофотографии
дают возможность идентифицировать дефекты, образовавшиеся на раз¬
ных стадиях процесса изготовления транзистора.В - база; С - коллектор; Е - эмиттер; РЭМ - растровая электрон¬
ная микроскопия; ТЭМ - трансмиссионная электронная микроскопия.3134.	удаление окисла для
проведения эмиттер¬
ной диффузии3.Базовая диффузия
поверхностная ямка на
месте удаленного дефекта,2. Удаление окисла
для проведения
базовой диффузии1. Окисление
цеоо травления диффузионного окисла перед проведением эмиттер¬
ной диффузии обусловливает локальное вытравливание поверхности
(образование углублений) в местах, где в базе имеются дефекты.В процессе диффузии происходит локальное ускорение фронта эмит¬
терной диффузии в окрестнооти поверхностных микроямок и в
конечном счете образование наблюдаемой эмиттерной "трубки"
или "спайки". Экспериментальные результаты подтверждают эту мо¬
дель образования ЭКТ.На рис. 5.51 представлена сильно идеализированная схема
структур ЭКТ. На основе этой структуры можно объяснить мно¬
гие из наблюдаемых явлений, например: наличие микроямок в яд¬
ре ЭКТ; генерационные эффекты вблизи ядра дефекта (которые мо¬
гут быть обусловлены как локальной кривизной р-n,-перехода,
так и аккумуляцией примеоей в этих облаотях); соответствие
между базовыми дефектами и ЭКТ и т.д. Модели ЭКТ, изображенные
на рис. 5.50 и 5.51, иллюстрируют лишь один из возможных путей
образования ЭКТ. В общем случае возникновение эмиттерно-коллек-
торных трубок может происходит в процессе изготовления тран-
зиотора под действием самых различных- факторов; ими могут быть
последовательные термообработки, химическая обработка поверх¬
ности, диффузионные напряжения и т.д.Как правило, для образования ЭКТ достаточно установления
физического контакта между эмиттером и коллектором. Однако, как
и во всех других явлениях, связанных с дефектами, очень боль¬
шое влияние на эти процеосы оказывают быотродиффундирующие приме-НаправлениедиффузионныхнапряженийПоверхностная микроямкаЗонарекомбинацииПереход эмиттер
база(металлургичес¬
кий )Переход коллектор
база после эмит¬
терной диффузииДислокационнаясеткаЛокальные
искривления
р-п-переходовк переход коллек-
тор-база перед
эмиттерной
диффузиейРис,5.51. Схема строения ЭКТ (обсувдение в тексте).314
ои. Наиболее детально этот вопрос был иооледовая пси раясмотре¬
нии поведения золота в кремнии. Диффузию золота в транзистор
проводят с целью уменьшения времени жизни в базовой области,
что позволяет увеличить быстродействие транзиотора. Однако
было обнаружено, что в присутствии золота увеличивается чио-
ло транзисторов с ЭКТ [71, 74] . Было высказано предположе¬
ние, что в этих случаях образование ЭКТ происходит в резуль¬
тате аккумуляции золота на вершинных дислокациях, ограничиваю¬
щих эпитаксиальные дефекты упаковки. Отсутствие золота или уда¬
ление золота путем генерирования приводит к тому, что I ~ V-
характериетики перехода становятся "жесткими", а вероятность
возникновения ЭКТ становится очень маленькой, даже если в баяе
имеются дефекты.Явление декорирования частичных дислокаций, ограничиваю¬
щих эпитакоиальные дефекты упаковки, подтверждается во многих
работах. С помощью EBIC-метода (о использованием барьера Шот-
тки для собирания электронов) авторы работы [79] показали,
что заметные рекомбинационные эффекты наблюдаются на вершин¬
ных диолокациях в эпитакоиальных пленках только в тех слу¬
чаях, когда они загрязнены быст родаффундируюцими металлическими
примесями.Наличие декорирующей приме ои на электрически активных
дефектах иллюстрирует рио. 5.52. Современные рентгеноспектраль¬
ные методы позволяют определить присутствие даже следов при-
меои в локальных облаотях прибора или плаотины. Для возбуждения
рентгеновских лучей от элементов, присутствие которых следует
определить, можно использовать электронный пучок раотрового элект¬
ронного микроскопа.На рис. 5.52,а представлен переход коллектор-база, содержа¬
щий несколько ясно различимых рекомбинационных центров. Ког¬
да на переход подается обратное омещение 20 В (рис. 5.52,(^неко¬
торые из этих дефектов дейотвуют как генерационные центры.На рис. 5.52,в показан спектр рентгеновских лучей, соответствующий
электричеоки активному дефекту. Присутствие меди на дефекте
определяется из наличия пика на ренгеновском спектре, принадле¬
жащего меди. На рентгеновском спектре,относящемся к области,
не содержащей дефекта, "медный" пик отсутствует.5.4. Влияние кристаллографических дефектов на МОП-приборыМОП-приборы, или прибоем на оонове структуры металл-оки-
оел-полупроводник, являются "полевыми" приборами, в качестве315
Рис. 5.52. EBIC-изображения диода коллектор-база, показываю¬
щие электрически активные базовые дефекты при VR = О В (а) и
VR= 20 В (б) [69].в - рентгеновский спектр от области базовых дефектов,„на котором
виден сильный пик от меди при акэВ; г - рентгеновский спектр
бездефектной области, указывающий на Т5тсутствие меди ( Ср, Ре,N1 - элементы, из которых изготовлены линзы и держатели образцов
электронного микроскопа).Этот рисунок первоначально был представлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества 1977 г. в Филадельфии, шт. Пенсиль¬
вания.известного примера которых можно рассматривать полевой тран¬
зистор о управляющим р-гг-переходом. Эти приборы основаны на
использовании иного физичеокого принципа, чем тот, который ис¬
пользуется в биполярных транзисторах. В то время как в биполярном
транзисторе регулируется ток, обусловленный переносом инжектирован-316
ных неосновных носителей, в полевом транзисторе для модуляции тока
через прибор используются обедненные области обратносмещенных
р-н-переходов или инверсионные области на границах слоев металл¬
окисел.Одним из наиболее важных классов полевых приборов являются
полевые транзиоторы о МСП-отруктурой*); они широко используют¬
ся в интегральных схемах. 5 таких приборах поток носителей за¬
ряда модулируется с помощью инверсионных слоев, образующихся
под тонким слоем окиола на поверхности кремния при приложении
потенциала к затвору транзиотора. Затвор - это, по существу, кон¬
денсатор, одной обкладкой которого являетоя тонкая металличес¬
кая пленка, второй - кремний, а промежуток заполнен олоем окио¬
ла. Этот затвор располагается над слоем кремния (г- или р-типа,
который находится между истоком и стоком прибора. Исток и сток -
это области, подученные диффузией примеси, дающей противополож¬
ную проводимость по отношению к проводимости подложки. Обыч¬
но для изготовления полевого МОП-транзистора формируют две
небольшие области Ц -типа (исток и оток) путем селективной
диффузии в подложку p-типа. Электрические контакты к этим об¬
ластям создаются путем нанесения тонкой металличеокой пленки.
Приповерхностная область между истоком и стоком называется ка¬
налом и покрывается тонким олоем окисла и тонкой металлической
пленкой, которые образуют затвор транзистора.Существуют две модификации МОП-приборов, называемые П.-М0П-
и р-МОП-приборами. В п, -МОП-приборах проводимооть обеспечи¬
вают электроны, тогда как в р-МОП-приборах проводимость обеспе¬
чивают дарки (рис. 5.53). При обычном режиме работы -МОП-тран¬
зистора исток и подложка находятся под напряжением О В, к отоку
прикладывается положительное напряжение. В этом олучае ток меж¬
ду истоком и стоком течь не будет, так как в затворе p-типа ос¬
новными носителями являются дырки. Однако еоли к затвору при¬
ложить небольшой положительный потенциал, то электрическое поле
притянет болыцую чаоть имеющихся в материале электронов в тон¬
кую область у поверхности кремния, расположенную под окисйым олоем
затвора, что приведет к изменению (инверсии) типа проводимости
в этой области из p-типа в уг-тип. В результате этой инверсии
между истоком и стоком образуется непрерывный W -канал, обес¬
печивающий возможность протекания больших токов. В случае р-МШ-^ MOSPET - Metal-Oxide-Semiconductor Field-Effect-Transistor -
полевой МОП-юанзистор, или полевой транзистор с изолированным
затвором. - Прим.ред.317
Рис. 5.53. МОП-
приборы с индуциро¬
ванными каналами р-
типа (а) и а-типа
(б) и с встроенными
каналами п.-типа (в)
и p-типа (г).транзистора носителями заряда являются дарки, и проводимость
осуществляется между истоком и отоком p-типа, если под затвором
ооздаетоя инверсионный сдой p-типа путем приложения к нему отри¬
цательного потенциала. Оба эти прибора работают в режиме обога¬
щения, так как проводимость осуществляется за счет увеличения
концентрации электронов в области канала п, -МОП-приборов или
дырок в области канала р-МОП-приборов.Транзисторы, работающие в режиме обеднения, обычно изготавлива¬
ются с "встроенным" постоянным каналом мевду потоком и сто¬
ком, поэтому, когда напряжение на затворе отоутотвует, канал
является проводящим. Когда же к затвору приложен соответствующий
потенциал (отрицательный в п -МОП-приборах и положительный в
р-МШ-приборах), область канала обедняется носителями и прово¬
димость канала уменьшается или исчезает вовсе. Значительный ин¬
терес представляет комплементарный МОП-прибор (KMffi), в кото¬
ром совмещены la- и р-МШ-структуры в пределах одной об¬
ласти подложки; это обеспечивает значительное снижение потреб¬
ляемой мощности по о равнению с простыми П.- и р-МШ-прибо ра¬
ми.Одно из главных преимуществ МОП-приборов перед биполярными
приборада заключается в том, что электричеокая изоляция между
МОП-т ранзис то рами в интегральной охеме достигается без примене¬
ния технологаческой операции изоляции путем диффузии, которая
является обязательной при использовании биполярных транзисто¬
ров. Поскольку при наличии напряжения на потоке и отоке ток не
может течь между ними и подложкой, МОП-транзисторы являются оамо-
изолирувдимися приборами. Эта их особенность позволяет достигать
гораздо больших плотностей упаковки таких приборов в интеграль¬
ных схемах, чем в олучае биполярных транзисторов. Кроме этого
преимущества отметим еще одно, которое заключается в том, что
для изготовления МОП-транзиотора требуется меньшее число техно¬
логических операций.318
Из рабочих характеристик МОП-транзистора наибольший инте¬
рес представляют токи утечки p-t^-переходов исток-подложка
и сток-подложка; напряжение "плоской зоны" VF6 и плотность
поверхностных состояний Qss на границе Si. - 5иОг • Напря¬
жением плоской зоны VF6 называется напряжение, которое по¬
дается на затвор, чтобы сбалансировать разницу в работах выхо¬
да металла и полупроводника. Это напряжение изменяется, если
между металлом и полупроводником находится слой окисла. Оно
прикладывается, чтобы выполнялось уоловие плоской зоны в полу¬
проводнике [803 ; при этом условии в полупроводнике заряды
не индуцируютоя. Плотность поверхностных состояний Q - это
плотность "фиксированного" поверхностного заряда, или заряда на
поверхности раздела St “SlO* , локализованного в непос¬
редственной близости к этой поверхности. Величина	силь¬
но зависит от условий окисления или отжига, а также от ориен¬
тации кристалла.Исследованию влияния кристаллографических дефектов на свой¬
ства МОП-структур посвящено много работ, хотя, будучи прибо¬
рами, работающими на основных носителях, МОП-транзисторы не
должны быть очень чувствительными к влиянию несовершенств. Тем
не менее было найдено, что время удержания в динамических
ЗУППВ^ зависит от наличия дефектов. Исследования влияния кристал¬
лографических дефектов на МШ-приборы обычно проводятся путемизмерения генерационного времени жизни нооителей в МОП-конден-
саторах и токов утечки переходов и изучения явлений, связанных
с дефектами на границе раздела SiOj' St .Теоретический анализ методов определения генерационных вре¬
мен жизни с использованием МОП-структур или на оонове исследо¬
вания обратных ветвей вольт-амперных характеристик р-п.-перехо-
дов предсказывает линейное соотношение между скоростью генерации
носителей G и шириной обедненной области полупроводника.
Однако, как правило, такое линейное соотношение не наблюдается.В работе [81] было показано, что отключение от линейности может
быть обусловлено повышенной концентрацией дефектов упаковки
в конденсаторе (рис. 5.54).На рис. 5.54 предотавлена полная скорость генерации G
как функция AW/wt, где ^W=W~Wt, aWn W+- мгновенная и рав¬
новесная толщины обедненного инверсионного слоя соответственно.^ Запоминающее устройство с произвольным порядком выбор¬
ки ( RAM - Random-Access-Memory ).- Прим. рбД.319
Рис. 5.54. Зависимость скорости ге¬
нерации носителей от отношения AW/Wt,
где aV7- ЛлГ -, a и - мгно¬
венная и равновесная толщины обеднен¬
ного инверсионного слоя [81] .Линейная зависимость соответствует
приборам с плотностью дефектов упаков¬
ки ItP сиг*, нелинейная зависимость
наблюдается при плотности дефектов
упаковки I05 см-*.В приборе, имеющем линейное соотношение между окоростью генера¬
ции и толщиной обедненного слоя, плотность дефектов упаковки goo-тавляла ^ 10^ см-2, в то время как нелинейное соотношение 9
наблюдается в приборах о плотностью дефектов упаковки *05 см.Когда концентрация дефектов мала, полная скорость генерации носи¬
телей в пределах структуры определяется обычной объемной ско¬
ростью генерации. Однако, когда концентрация дефектов высока,
полная скорость генерации определяется скоростью генерации вбли¬
зи дефектов. Авторы работы (82] считают, что наблюдаемое откло¬
нение от линейности обусловлено эмиооией из таких объемных несо¬
вершенств, как дефекты упаковки,под действием существующих в их
окрестности аильных локальных электрических полей. Избыточные то¬
ки в полевых транзиоторах также могут быть связаны с при¬
сутствием дефектов упаковки, введенных во время окисления [82] .Напряжение включения, т.е. напряжение затвора, соответству¬
ющее началу образования слоя сильной инверсии в конденсаторе, за¬
висит от наличия заряда на границе раздела Si ~ ?>i 02 .Было покааано, что этот заряд поверхностных состояний на границе
раздела, или фиксированный заряд, зависит от плотности дислокаций
в конденсаторе, когда она превышает iO® см-2 (рис. 5.55) [83^ .Наличие фиксированного заряда на границе раздела иногда свя¬
зывают с существованием так называемых "немоетиковых" кисло¬
родных атомов на границе раздела St ~ ^)i. О г . Присутствие
дислокаций приводит к возникновению локализованных разрывов
связей и как результат к увеличению плотности фиксированногозаряда и в конечном итоге к значительному изменению напря¬
жения плоокой зоны МОП-приборов. В работе [83] предполагается
что одна диолокация оказывает на вольт-фарадные (С~ V) кривые320
Рис. 5.55. Зависимость плотное^
ти фиксированного заряда на по¬
верхности раздела окисел-кремний
от плотности дислокаций [831 .приблизительно такое же влияние,жк £04 зарядов на квадрат¬
ный оантиметр на границе раздела. Поокольку дислокация, прохо¬
дящая через границу раздела, не может вовлекать в оферу овоего
влияния I04 атомов, авторы работы [83Д предположили, что дио¬
локации являются расщепленными и наблюдаемое явление вызывает¬
ся совместным действием дефектов упаковки и ограничивающих
их частичных диолокаций. Однако полного понимания этого явле¬
ния в настоящее время еще нет.Образование высокой плотности дислокаций при диффузии
фосфора обычно сопровождается возникновением высокой плотности
поверхностных состояний. Типичное значение плотности поверх¬
ностных состояний на термически окисленной поверхности кремнияТО	О iГ	“I	«“Лсоставляет ~ 10 см • эВ |_84 J . Из работы [85\ очевид¬
но, что при формировании методом диффузии	- области в
р+.- подложке в процессе изготовления полевых диодов и МОП-тран-
зиоторов, дислокации генерируются в пределах (а++- области, а
также на краях диффузионного слоя; однако некоторые из них про¬
ходят в те учаотки р+ - области, в которую диффузия не проводи¬
лась. Эти дислокации вызывают увеличение плотности поверхностных
соотояний D s-t и концентрации объемных генерационно-реком¬
бинационных центров Nt в облаоти индуцированного канала.^ и /Vt имеют наибольшую величину на поверхности р+-об-
ласти; по мере удаления от vv++ - Р+ - перехода их величина
уменьшается (рис. 5.56).В работе [86^ было показано, что при использовании для из¬
готовления приборов метода ионной имплантации объемное время
жизни и поверхностная скорость генерации в МОП-структурах имеют
характерную дозовую зависимость: как видно из рио. 5.57, вплоть
до доз ~ 5‘10^ см-2 значения X и S0 практически постоян¬
ны; при более высоких дозах имплантированных атомов наблюдается32121-493
оРис. 5.56. Зависимость
плотности поверхностных
состояний (Т)^) и кон¬
центрации объемных г-р-
центров от плотности дис¬
локаций [~853 .резкое уменьшение значения ‘С и увеличение значения $с
Аналогичным образом меняется и напряжение плоской зоны конден¬
сатора (рис. 5.58). Наблюдаемые изменения параметров МОП-при¬
боров вызываются дефектами упаковки, которые образуются в
результате совместного действия процессов окисления и ионной
имплантации.Из работы (8?! следует, что целостность слоя окисла, вы¬
ращенного на кремнии, также связана с присутствием или отсутствиемРис. 5.58. Зависимость нап¬
ряжения плоской зоны от дозы
имплантированных атомов [8б] .322Рис. 5.57. Зависимость
объемного времени жизни и по¬
верхностной скорости генера¬
ции от дозы имплантированных
атомов [86*] .
дефектов упаковки на поверхности раздела полупроводник-окисел.В работе [882 было установлено прямое соотношение между током
утечки оток-исток и пороговым напряжением МОП-прибора на основе
кремния на сапфире (КНС). Шло найдено, что пороговое напря¬
жение таких приборов увеличивается о увеличением тока утечки.Кроме того, было обнаружено, что в приборах с меньшими поро¬
говыми напряжениями наблюдаются большие эффективные подвижнос¬
ти, по величине которых можно судить о плотности дефектов в
кристалле. С увеличением плотности дефектов подвижность основ¬
ных носителей уменьшается, токи утечки даеличиваются, и растет
пороговое напряжение.В общем случае плотности дефектов , требуемые, чтобы выз¬
вать заметные изменения параметров МОП-транзиоторов, значительно
выше, чем в биполярных приборах. В случае биполярных интеграль¬
ных схем дислокации, возникающие под действием термомеханичес¬
ких напряжений, заметно влияют на рабочие характеристики и
процент выхода годной продукции (89} , в то время как для МОП-
приборов подобного влияния не наблюдалось [эоД .Оцнако влияние дефектов оказывается очень сильным в так на¬
зываемых приборах с зарядовой связью (ПЗС) {Э!} . ПЗС представ¬
ляет собой длинную цепочку МОП-конденоаторов; при приложении соот¬
ветствующего потенциала от одного конденсатора к сооеднему может
передаваться "пакет" зарядов. Этот прибор можно рассматривать
как растянутый МОП-транзистор с большим числом затворов между
истоком и отоком (рис. 5.59). Инжектированный каким-либо обра¬
зом заряд накапливается в конденсаторе, если к нему приложено
напряжение V4 , превышающее пороговое напряжение "V^ образования
инверсионного слоя. Если теперь к соседнему конденсатору прило¬
жить напряжение	, которое больше V^ , пакет заря¬
дов переместится от первого конденсатора ко второму.При последовательном подключении затворов в результате этого
процесса заряд будет передаваться по цепочке конденсаторов прибо¬
ра. Такие приборы используются в запоминающих устройствах, а так¬
же в устройствах передачи изображения, в которых свет падает
со стороны подложки прибора и генерирует дарки (в подложке п -типа),Рис. 5.59. Схе¬
матическое изобра¬
жение прибора с
зарядовой связью.323
которые сохраняются в потенциальной яме, образованной электрода¬
ми МОП-конденсатора. Заложенная информация может быть "очитана"
электрически, т.е. прибор можно использовать в качестве сдвигового
регистра; либо, в инверсном режиме работы, ПЗС можно пополь¬
зовать в качестве дисплея, т.е. для формирования изображения.Наиболее важными параметрами ПЗС, которые испытывают влия¬
ние дефектов, являются время хранения заряда в конденсаторе ;
эффективность передачи заряда (т.е. отношение заряда, пришедшего
в какой-либо конденсатор, к тому заряду, что был на конденсато¬
ре, из которого заряд перешел); равномерность темнового тока в
датчиках изображения.Время хранения - это время, необходимое для достижения
условий установившегося состояния при подаче импульса на МОП-эле¬
мент. Это время зависит от напряжения плоокой зоны, амплитуды
импульоа, плотности состояний на поверхности раздела и плотности
генерационно-рекомбинационных центров в объеме полупроводника вбли¬
зи поверхности раздела. Как показано на рис. 5.58, когда плот-
нооть дефекта выоока, напряжение плоокой зоны зависит от плотнос¬
ти дефектов. В идеальном конденсаторе, не имеющем объемных гене¬
рационно-рекомбинационных центров, могут реализоваться времена
хранения до 100 о. Однако в практически используемых приборах
такие большие времена хранения достигаются очень редко. Поскольку
присутствие генерационно-рекомбинационных центров в полупровод¬
нике вблизи границы раздела Si - Si02 сильно влияет на величи¬
ну времени хранения прибора, рабочие характеристики ПЗС должны
зависеть от наличия дефектов на границе раздела, например дефек¬
тов упаковки, возникших во время окисления. В работах [92, 93]
показано, что это явление действительно имеет место. На рис. 5.60
представлена .зависимость между временем хранения (релаксации) и
плотностью окислительных дефектов упаковки.Чтобы достичь высоких времен хранения, необходимых для
успешного функционирования ПЗС и МОП-ячеек ЗУ, требуется под¬
держивать высокое объемное время жизни, низкую скорость поверх¬
ностной генерации и низкую плотность дефектов упаковки. Все
эти параметры до некоторой степени взаимосвязаны. Поверхност¬
ная скорооть генерации и плотность объемных генерационно-реком¬
бинационных центров связаны с плотностью дефектов и особенно
с плотностью дефектов упаковки.Нарушения нормальной работы ПЗС обуславливаются теми же
дефектами, что и в случае мишеней видекона, изготовленных фор¬
мированием p-rv-переходов в пластине (рис. 5.16). "Видеодефек¬
ты" в ПЗС-датчиках изображения выглядят как яркие точки или324
Рис. 5.60. Зависимость времени ре¬
лаксации в МОП-конденсаторе от плотнос¬
ти дефектов упаковки [92^] .линии; в саде работ было установлено, что они связаны с при¬
сутствием в приборе электрически активных дефектов упаковки
[92 - 94) .5.4.1. Зарядовые явления на границе раздела Si - 5lD2На свойотва МОП-приборов и многих биполярных приборов силь¬
но влияют свойства границы раздела	Свойства таких
границ интенсивно исследуютоя в течение многих лет ввиду острой
необходимости понять природу различных явлений электрической
нестабильности и разработать процессы? с помощью которых мож¬
но ее регулировать. В данном разделе приводится краткое об¬
суждение зарядовых явлений в термически окиоленном кремнии.Было показано, что окисленная поверхность кремния являет¬
ся источником зарядовых состояний, которые влияют на порого¬
вые напряжения, эффективные подвижности носителей и стабиль¬
ность МСИ-приборов, а также на такие параметры биполярных
приборов, как токи утечки перехода, коэффициент уоиления тока
в режиме олабых оигналов С j?>) , шумовые параметры и напря¬
жение пробоя.Заряд в слое окисла или на границе раздела окиоел-кремний
вызывает образование заряда противоположной полярности в сдое
нижележащего кремния, при этом величина индуцированного заря¬
да обратно пропорциональна расстоянию от поверхности кремния.
Наличие заряда на границе раздела окисел-кремний оказывает
непосредственное влияние на вольт-фарадаые (С-V) характеристи¬
ки структуры. В присутствии заряда наблюдается сдвиг напряже¬
ния плоской зоны VFB по оси напряжения по сравнению о тео¬
ретической С "V -кривой. На рис. 5.61 представлен сдвиг325
Рис. 5.61. Срав¬
нение теоретических
и экспериментальных
С - V-кривых
С953 .Фиксированный заряд
поверхностных сос¬
тояний Qss опреде¬
ляется величиной
сдвига ОV-кривой
по оси напряжения.С ~ V -кривой, полученный при наличии в окисле заряда
называемого "фиксированным" зарядом поверхностных состояний.На поверхности термически окисленного кремния могут существовать
четыре типа зарядов: I) Qss - фиксированный заряд поверхност¬
ных состояний; 2) Q0 - заряд, обусловленный подвижными примес¬
ными ионами; 3) - заряд быстрых поверхностных состояний;4) /V0t ~ заряд, обусловленный радиационными повреждениями [95](рио. 5.62).Хотя ни природа этих зарядов, ни их происхождение пока
точно не установлены, за многие годы исследований о них накоп¬
лено достаточно сведений.Найдено, что заряд фиксированных поверхностных состоянийРис. 5.62. Четыре возможных
типа зарядов, возникающих при
термическом окислении кремния
I 951 .326
является положительным стабильным зарядом, расположенным очень
близко к поверхности раздела окиоел-кремний; его нельзя ни вве¬
сти, ни уничтожить изменением поверхностного потенциала кремния.
Однако его величину можно увеличить приложением отрицательного
напряжения к затвору МОП-структуры в температурном интервале
100 - 400°С. Возникновение Qss , вероятно, связано с отклоне¬
ниями от стехиометрического состава Si0^ на границе раздела
окисел-кремний. Оценки показывают, что изменение состава от
Si до Si.0j происходит в пределах слоя толщиной ~10 Я;
этот переходный слой представляет собой нестехиометрический
окисел, и, по-видимому, именно он и вызывает появление заряда
Qss [96 ] благодаря либо присутствию избыточных атомов кремния,
либо дефициту атомов кислорода в окисле. Установлено также,
что фиксированный заряд поверхностных оостояний зависит от усло¬
вий окисления и ориентации пластины кремния [97] . При высоко¬
температурном окислении величина Q уменьшается, в то время
как низкотемпературное окисление увеличивает эту величину.Подвижный заряд Q0 обусловлен присутствием в окисле иони¬
зованных примесей. Обычно таковыми являются положительно заряжен¬
ные ионы щелочных металлов /Уа+, + или К+. Под действием
приложенного напряжения этот заряд может перемещаться, вызывая
нестабильность работы прибора. Атомы щелочных металлов могут по¬
падать в слой окисла в процессе изготовления прибора при окис¬
лении или диффузии. Плотность подвижного заряда можно значитель¬
но уменьшить о помощью генерирования, например введением газо¬
образного НСЕ во время окисления [99] . Найдено, что хлор,
соединяясь с щелочными металлами, нейтрализует их и уменьшает
величину заряда Q0 .йютрые поверхностные состояния названы так из-за
их быстрой реакции на изменение потенциала кремниевой поверхности.
Эти соотояния располагаются в окисле и являются ловушками электро¬
нов; они могут заряжаться и разряжаться при изменении потен¬
циала кремниевой поверхности. Эти состояния тесно связаны о
О ss ; предполагают, что они имеют одинаковое происхож¬
дение, т.е. обусловлены дефектами в окисле. Их плотность можно
уменьшить отжигом в водороде.Заряд Nc* - это заряд, возникающий под действием иони¬
зирующего излучения; он локализуется на границе раздела окисел-
кремний. Этот заряд можно устранить низкотемпературным отжигом.Приборы могут попасть под излучение во время работы, например
на спутниках, или во время технологических процессов, таких?327
как электронно-лучевая металлизация, плазменное травление или
ионная имплантация.Успешное изготовление кремниевых приборов, в особенности
МОП-структур, во многом зависит от того, насколько точно удает¬
ся контролировать величину и распределение всех этих типов
зарядов в окисле.5.5. Интегральные схемы (ИС)Болыцую часть механизмов деградации электрических свойств
в зависимости от наличия дефектов в биполярных и МОП-приборах
можно прямо перенеоти на ИС. Механизм и причины отказов ак¬
тивных элементов ИС (т.е. транзисторов и диодов) аналогичны
тем, что только что были обсуждены. Различия меаду ИЗ и дискрет¬
ными приборами основываются на трех факторах:1)	В целом биполярные ИС изготавливаются о использованием
более мелких переходов, чем в случае типичных дискретныхцибо-
ров . По этой причине биполярные ИС более чувствительны к на¬
личию дефектов с точки зрения влияния последних на рабочие
параметры и процент выхода годной продукции.2)	В ИС активные элементы имеют меньше размеры по срав¬
нению с размерами отдельных приборов. Этот факт частично ком¬
пенсирует трудности, связанные с мелкими переходами: чем мень¬
ше площадь эмиттера в приборе, тем меньше вероятность, что на
этой площади встретится дефект в кристалле. На рис. 5.63
представлена зависимость процента выхода годной продукции*^ от
площади эмиттера и глубины залегания перехода. В случае плас¬
тины с равномерным распределением дефектов выход годных при¬
боров уменьшается с увеличением площади эмиттера и уменьшением
глубины залегания перехода. Это соотношение не выполняется,
если распределение дефектов является неоднородным, как ? например,,
в пластине со свирл-дефектами. Оценивая влияние площади эмитте¬
ра на процент выхода годной продукции, следует рассматривать
эффективную площадь эмиттеров всех траязиоторов, а не абсолют¬
ную площадь эмиттера единственного прибора.^ Важным исключением из этого положения является высоко¬
частотный мощный транзистор, который характеризуется очень мел¬
кими переходами и узкой базой.2) Выход годной продукции (%)^222^3Ш^"рхем_на_пластш_.
м a"	Полное число схем на пластине328
Рио. 5.63. Соотношения меж¬
ду выходом годных приборов,
площадью эмиттеров и глубиной за¬
легания переходов.3) Третьим параметром, который определяет различия между
ИС и дискретными приборами, являетоя большее чиоло термомехани¬
ческих и диффузионных операций в технологии изготовления ИС.Поэтому вероятность зарождения дефектов в технологии изготов¬
ления ИС выше. МОП-ИС в целом менее чувствительны к наличию
дефектов, так как в них используютоя глубокие переходы и для
изготовления этих приборов требуетоя произвести меньшее чиоло
технологических операций. Кроме того, МСП-приборы - это прибо¬
ры, работающие на ооновных носителях. Вследствие этого процент
выхода годных МОП-ИС в общем выше, чем в случае сложных быстродейст¬
вующих биполярных ИС.Кроме различий в геометрии ИС характеризуются требованием,
чтоб» активные элементы схем были электричеоки изолированы друг
от друга. В случае МОП-ИС электрическая изоляция достигается
как естественное следствие особенностей технологии МОП-прибо¬
ров. Однако биполярные приборы необходимо изолировать друг от
друга с помощью специальных методов. На рио. 5.64 предотавлены
три способа изоляции. Наиболее распространенным споообом являет¬
ся изоляция с использованием р-н.-перехода; он включает
глубокую диффузию примеои р-тша через эпитаксиальный слой KV-ти¬
па с образованием р+-областей, разделяющих п,-области. Посколь¬
ку при глубокой диффузии требуетоя длительная высокотемператур¬
ная обработка пластины, при проведении этой операции в ней
могут образовываться дефекты. Для диэлектрической изоляции ис¬
пользуется сложная серия последовательных операций химичеокого
травления и ооаждения поликристаллического кремния, в резуль¬
тате которых образуются островки монокриоталлического кремния
в поликристалличеокой высокоомной матсвце. Узким местом данного
метода является необходимость прецизионной полировки кремниевой
пластины при изготовлении диэлектричеоки изолированных облаотей.Эту полировку, еотеотвенно, необходимо проводить так, чтобы не329
Рис. 5.64. Схема¬
тическое изображение
методов изоляции,
используемых при
изготовлении биполяр¬
ных интегральных
схем.вводить в пластину новых кристаллографических дефектов. Изоляция
"V -образными канавками, иногда называемая воздушной изоля¬
цией, достигается путем вытравливания в кремниевой пластине с ориен¬
тацией {100} с помощью методов анизотропного травления V-об¬
разных канавок, проходящих через вою толщину эпитаксиальной
пленки. Острая форма дна V-образной канавки может привести
к возникновению локальных высоких напряжений во время термооб¬
работок, из-за чего в пластине могут генерироваться дислокации.Необходимость изоляции требует проведения дополнительных
операций во время изготовления прибора, из-за чего возникают
новые дефекты, что,в свою очередь, ведет к уменьшению процента
выхода годной продукции.5.6. Солнечные элементыПрямое преобразование солнечной энергии в электрическую с
использованием солнечных элементов возможно благодаря фото-
вольтаическому эффекту. Фотовольтаический эффект является резуль¬
татом генерации избыточных носителей тока под действием падаю¬
щего света. Когда на поверхность кремниевого кристалла, в котором
имеется электрическое поле, например благодаря наличию р-м-перехода
или барьера Шоттки, падают фотоны с энергией, превышающей ширину
запрещенной зоны, поглощенные кристаллом фотоны создают электрон-
но-дырочные пары. "Встроенное" поле перехода тянет созданные
носители в разные стороны так, что электроны идут в п-область,
а дырки - в p-область. В результате разделения заряда на пере-330
ходе возникает разность потенциала. Если к прибору подсое¬
динить внешнюю нагрузку, через нее потечет фототок при условии,
что сопротивление нагрузки будет достаточно низким jlOO - *04).
Вольт-амперные характеристики можно опиоать уравнением, спра¬
ведливым для диода:(5.18)где IQ - инжекционный ток, который тек бы через переход под
влиянием прямого смещения V , а 10 - "ток насыщения", кото¬
рый представляет собой ток, обусловленный свободными носите¬
лями, преодолевающими потенциальный барьер перехода.Когда солнечный элемент освещается светом, в нем со
скоростью R генерируются электроны и дырки. Если диод ко¬
ротко замкнут, через него при освещении течет ток I 5С , на¬
зываемый током короткого замыкания. В идеальных условиях он
зависит от концентрации неосновных носителей, генерируемых
под действием света вблизи p-и,-перехода в слое, толщина кото¬
рого равна диффузионной длине носителей L ъ . Необходимо от¬
метить, что ток короткого замыкания составляют вое неосновные
нооители, генерируемые в слое толщиной L ^ , а не только те
неосновные носители, которые образуются в области обеднения.
Выражение для тока короткого замыкания имеет вид(5.19)где А - площадь перехода, L ъ - диффузионная длина носителей за¬
ряда (суша диффузионных длин электронов и дырок), a R - ско¬
рость генерации электронно-дырочных пар под действием падаю¬
щего света. Выражение для фототока имеет вид(5.20)При наличии нагрузки (сопротивления конечной величины) ток
короткого замыкания уменьшается на величину тока утечки (про¬
ходящего в противоположном направлении), возникающего за счет
тока инжекции; от величины сопротивления зависит "фотонапряже¬
ние". Выражение для напряжения холостого хода Vос (фото-э.д.с.)331
можно получить,воли положить I = О в уравнении (5.20):(5.21)Вольт-амперные характеристики солнечного элемента, как
темновые, так и при оовещении, представлены на рио. 5.65. При
оовещении стационарный потоком овета данной интенсивности тем-
новая вольт-амперная характеристика сдвигается вниз по оси
токов на величину, равную току короткого замыкания. Вольт-ам¬
перные характеристики солнечного элемента при освещении приня¬
то представлять в виде, изображенном на рис. 5.66.Максимальная выходная мощность солнечного элемента опи-
оываетоя выражением(5,22)где F называется коэффициентом (фактором) заполнения, или коэф¬
фициентом формы вольт- амперной характеристики, и определяет
долю мощнооти, способной выделитьоя на нагрузке при достиже¬
нии максимальных значений тока и напряжения, т.е. тока корот-Рис. 5.65. Вольт-ампер¬
ные характеристики солнеч¬
ного элемента, измеренные
в темноте (а) и при освеще¬
нии (б).Рис. 5.66. Общепринятый спо¬
соб изображения вольт-амперных
характеристик солнечного элемен¬
та.332
кого зашкания и напряжения холостого хода. Коэффициент формы
определяет степень отклонения вольт-амперной характеристики сол¬
нечного элемента от идеальной вольт-амперной характеристики,
которая на рис. 5.66 показана штриховой линией. Коэффициент фор¬
мы можно представить выражением F=IpVp/I *е V0с »
где I р и Vp -ток и напряжение, соответствующие точке наиболь¬
шей мощности (Рт на рис. 5.66), т.е. максимальные ток и
напряжение, которые можно получить, когда прибор работает в ре¬
жиме максимальной мощности.К.п.д. солнечного элемента определяется эффективностью
преобразования солнечного излучения в электрическую энергию.
Выражение для к.п.д. записывается следующим образом:(1Г.23)где Р, мощность солнечного излучения, падающего на фотоэлемент,
обычно принимается равной 100 мВт/ом.Наиболее важными параметрами, непосредственно влияющими
на к.п.д. солнечных элементов, являютоя, конечно, ток корот¬
кого замыкания I sc , напряжение холостого хода V0c и коэфг
фициент формы вольт-амперной характеристики. Эти параметры оп¬
ределяют теоретически достижимый к.п.д. прибора. Теоретическое
значение максимального к.п.д. солнечного элемента имеет сравни¬
тельно небольшую величину ( ^ 24% кая кремниевых оолнечных
элементов при интенсивности освещения в "одно оолнце"*Ь
вследствие ограничивающего влияния целого ряда <{взичеоких фак¬
торов, таких,как ширина запрещенной зоны материала, неполное
поглощение овета, потери на отражение от поверхности и т.д.[*06, 107j . Ток короткого замыкания, напряжение холоотого
хода и коэффициент формы сильно зависят от того, из какого ма¬
териала изготовлен оолнечный элемент,и, в частности, от того,
имеются ли в нем дефекты.^ При использовании "концентрированного" (с помощью фоку¬
сирующих устройств) солнечного излучения теоретическое макси¬
мальное значение к.п.д. можно увеличить.333
5.6.1. Современное состояние проблемы кремниевых фотовольтаи-
ческих приборовПрежде чем перейти к рассмотрению влияния дефектов на к.п.д.
оолнечных элементов, целесообразно кратко остановиться на неко¬
торых особенностях современной технологии кремниевых солнечных
элементов я батарей, поскольку они имеют прямое отношение к проб¬
леме дефектов в этих приборах. Кремниевые оолнечные элементы
для космического применения, так же как и для наземного приме¬
нения, в тех олучаях, когда необходимость в солнечных элемен¬
тах оказывается важнее их пока еще высокой стоимости, изготав¬
ливаются из кристаллов, выращенных по методу Чохральокого и,
иногда , по методу бестигельной зонной плавки. Стоимооть фотоводь-
таичеоких преобразователей, изготовленных с использованием такой
технологии, включающей различные варианта разрезания на пластины
с последующим химическим травлением этих пластин, очень высока;
электроэнергия, подучаемая таким способом,не может конкурировать
по отоимости с другими способами получения электроэнергии. Вслед¬
ствие этого были разработаны неоколько способов приготовления де¬
шевых материалов дая оолнечных элементов [*08 - 1И].Снижения отоимости процесса изготовления кремниевых кристал¬
лов можно достичь неоколькими путями. Так, выращивание профилирован¬
ных кристаллов (заданной формы), например таких, как дендритные
ленты и ленты, получаемые методом ФКП (гл. 2), позволяет избежать
процессов разрезания олитков на пластины и полировки последних,что
позволяет достичь значительного снижения отоимооти; изготовле¬
ние плоских кремниешх кристаллов путем осаждения из паровой фа¬
зы или другими способами быотрой кристаллизации или конденсации
приводит к получению листового материала низкой стоимости;
выращивание кремниевых кристаллов при высоких скоростях вытягива¬
ния и использование споооба разливки может уменьшить стоимость,
с одной стороны, за счет увеличения выхода продукции в единицу
времени и, с другой стороны, за счет предания специальной формы
(квадратной или прямоугольной) кристаллам, предназначенным для
изготовления солнечных элементов В этих случаях кристаллы дол¬
жны разрезаться на пластины соответствующей толщины точно так же,)Квадратная или прямоугольная форма позволяет получить мак¬
симально эффективную "упаковку" отдельных элементов в фотовольтаи-
чеокие модули и,таким образом, уменьшить площадь, занятую модулем.
Круглые пластины, вырезанные из слитков, выращенных по методу
Чохральокого, не позволяют достигнуть максимально эффективной "упа¬
ковки".334
кал и в случае кристаллов, выращенных по методу Чохральского и
зонной плавки. Как будет показано далее, и кристаллы, и пленки,
получаемые методами "дешевой технологии", содержат высокую плот¬
ность различных дефектов, которые, естественно,сильно влияют на
к.п.д. солнечных элементов.Добавим, что помимо изменения метода выращивания кристаллов
снижения стоимости системы можно достичь за счет снижения стоимости
поликристаллического кремния, иопользуемого для выращивания
монокристаллов. Методы, используемые для получения кремния полу¬
проводникового качества, исключительно энергоемки jiI2) . Поэтому
внимание исследователей направлено также на разработку новых мето¬
дов получения поликристаллического кремния. Значительное снижение
стоимости, в частности, может обеспечить использование специаль¬
ной марки кремния, так называемого "солнечного" кремния. Солнеч¬
ный кремний довольно сильно загрязнен примесями; содержание приме¬
сей в нем гораздо ниже, чем в техническом кремнии, но все же зна¬
чительно выше,чал в полупроводниковом нремнии. Предполагается, что
можно будет использовать солнечный кремний с концентрацией приме¬
сей •ю*7 атом/см3 [ИЗ - 115) . Однако ясно, что наличие
повышенной концентрации примесей может вредно оказатьоя на эксплу¬
атационных характеристиках солнечных элементов.Хотя последние годы характеризуются значительным повышением
исследовательской и производственной активности в области фотоволь-
таических методов преобразования энергии, мы не будем здесь оста¬
навливаться на новейших разработках, так как с точки зрения
целей нашей книги, т.е. установления связи между дефектами,
примесями и рабочими характеристиками приборов, наиболее важ¬
ным представляется рассмотрение проблем, связанных с производ¬
ством кремния в виде лент и тонких пленок. Желающих более под¬
робно ознакомиться с положением дел в области применения крем¬
ния для прямого преобразования солнечной энергии в электри¬
ческую отсылаем к работам, приведенным в конце главы ( [шД
и далее ).5.6.2. Факторы, ограничивающие к.п.д. солнечных элементов и
батарейКак уже упоминалось выше, к.п.д. солнечных элементов опре¬
деляют, в основном, три параметра: ток короткого замыкания,
напряжение холостого хода и коэффициент формы вольт-амперной ха-335
рактериотики. Далее следует краткое рассмотрение ооновных па¬
раметров материала, которые влияют на I ^	и F.Ток короткого замыкания. Плотность тока короткого замыкания
зависят от времени жизни неосновных носителей или от диффузион¬
ной длины неосновных носителей в объеме кристалла [ уравне¬
ние (5.19)3 . Ток наоыщения связан о временами жизни дырок и
электронов выражениемгде и р р-концентрации неосновных нооителей, a *tp иТ^-
времена жизни неооновных нооителей в облаотях, прилегающих к
р-П,-переходу. Чтобы ток короткого замыкания и напряжение хо¬
лостого хода были большими, плотнооть тока наоыщения должна
быть малой. Зависимость напряжения холоотого хода и плотности тока
короткого замыкания от диффузионной длины неооновных но¬
оителей показана на рио. 5.67 (209, ПбД . Кая Isc* так и Voc
увеличиваются с роотом диффузионной длины вплоть до ~ 100 мкм;
при больших значениях диффузионной длины возрастание тока корот¬
кого замыкания и напряжения холостого хода незначительно.На рио. 5.67 представлены расчетные значения Voc и 15(.в
зависимости от диффузионной длины для некоторого солнечного эле¬
мента. В общем олучае величина I Sj- зависит от объемного вре¬
мени жизни в кристалле (пластине), времени жизни в п,+-облаоти
(для структуры У1 на р) и потерь, если таковые существуют,
за счет последовательного сопротивления металличеоких контак¬
тов, в частности верхнего электрода, имеющего вид металличес¬
кой оетки. Дополнительную информацию можно получить из ооотно-Рис. 5.67. Соотно¬
шение между диффузион¬
ной длиной, напряжени¬
ем холостого хода и то¬
ком короткого замыка¬
ния солнечного элемента
СмоЦ.336
шения между плотностью тока короткого замыкания и глубиной за¬
легания собирающего перехода (рис. 5.68).Форму кривых на рис. 5.68 определяют несколько взаимоза¬
висимых параметров, среди которых важную роль играет спектраль¬
ная характеристика солнечного элемента, так как коротковолновое
излучение (с длиной волны 5000 Я ) поглощается вблизи
поверхности прибора, а более длинноволновое - в глубине материа¬
ла. Следовательно, спектральную характеристику тока короткого
замыкания уоловно можно разделить на две составляющие: "голу¬
бую" и "красную". Ясно, что "красная" составляющая зависит от
диффузионной длины неооновных носителей в объеме криоталла
(в р-облаоти для прибора со структурой щ на р), а "голубая" -
завиоит от времени жизни вблизи поверхности в оамой верхней
чаоти диффузионного олоя (т.е. в П+-области для рассматривае¬
мого олучаяР/-р-струхтуры). Для получения максимального тока
короткого замыкания необходимо, чтобы обе эти о оставляющие име¬
ли максимальную величину.Время жизни в верхней чаоти диффузионного олоя оильно за¬
висит от уоловий диффузии и глубины залегания перехода. Оно
уменьшается вследствие образования обусловленных диффузией дис¬
локаций и ввделений избыточного фоофора в виде St.P в случае,
когда в качестве легарутацей примеси для создания пЛ-р-пере-
хода используется фосфор. Было найдено, что в общем случае
для увеличения "голубой" составляющей необходимо попользовать
очень мелкие переходы [Нб) . Как было рассмотрено в разд.3.3, образование дислокаций в результате диффузии фосфора за¬
висит от глубины залегания перехода; в случае очень мелких
переходов ( < 3000 X) дислокации обычно не образуются, если
иоключено влияние поверхности и других дефектов. Кроме того,
толщина области, содержащей SiP (т.е. электричеоки неактивнаяРис. 5.68. Соотношение меж¬
ду током короткого замыкания и
глубиной залегания собирающе¬
гося р-а-перехода.Кривые соответствуют разным кон
струкциям верхнего электрода,
причем более высокие токи, отве¬
чающие более мелким переходам,
получаются при использовании
более узких и более близко рас¬
положенных друг к другу контакт¬
ных полосок.33722-493
облаоть перехода), также уменьшается при уменьшении глубины
I)залегания перехода'.Однако глубину залегания перехода нельзя уменьшить до малень
ких значений, поскольку при этом увеличивается так называемое
"слоевое" сопротивление (сопротивление растекания) диффузионного
слоя и, следовательно, последовательное сопротивление прибора.Это последовательное сопротивление в сильной отепени зависит,
кроме того, от конструкции верхнего электрода, который обычно
изготавливается в виде металлической сетки. Для уменьшения по¬
терь, обуслевленных последовательным сопротивлением, его стре-
мятоя сделать как можно меньше. Поэтов обычно приходится идти
на компромисс между увеличением площади и толщины переднего слоя
для уменьшения сопротивления и уменьшением его площади для
уменьшения так называемых "теневых потерь", связанных со сниже¬
нием полезной (не закрытой контактом) площади верхнего слоя.Для этого, в общем случае, приходится увеличивать число полосок
контактной сетки, т.е. уменьшать расстояние между полосками сет¬
ки, причем одновременно надо уменьшать ширину каждой металличес¬
кой полоски, чтобы сохранить достаточно высокую полезную площадь
элемента \Принимая во внимание сказанное выше, можно понять форму
кривых m рио. 5.58. При некоторой глубине залегания перехода
плотность тока короткого замыкания имеет максимальное значение.В более мелких переходах возрастают потери за счет увеличения
последовательного сопротивления при данной конфигурации верх¬
него электрода, в то время как в случае более глубоких переходов
увеличиваются потери за счет уменьшения "голубой" составляющей
фототока, что в первую очередь вызывается увеличением потерь в^Слой вблизи поверхности, содержащий выделения St Р , час¬
то называют мертвым слоем, так как эта область электрически не
активна, потому что в этом слое фосфор не располагается в узлах
решетки кремния. Однако, поскольку время жизни носителей в этом
слое очень мало, он не является совсем уж электрически неактив¬
ным. Фактически наличие этого слоя обусловливает заметное умень¬
шение "голубой" составляющей фототока.^Верхний электрод солнечного элемента представляет собой
достаточно мощную "собирательную" шину, которая проводит большую
часть тока, генерированного прибором; к этой шине сходятся ря¬
ды тонких полосок контактной сетки, ширина которых обычно сос¬
тавляет 75-150 мкм. Такая геометрия, как мы видим, совершенно от¬
лична от геометрии, типичной душ большинства интегральных схем
с их"шириной лший" в несколько микрометров и требованиями обес¬
печения субмикронной ширины линий для достижения более высокой плот¬
ности "упаковки" элементов в современных БИС и СБИС.338
верхнем слое перехода. Пик кривой можно сдвинуть в сторону более
мелких переходов, если должным образом спроектировать форму контакт¬
ной оетки, чтобы хотя бы частично скомпенсировать увеличение пос¬
ледовательного сопротивления И/+-олоя.Выше мы неявно предполагали , что объемная диффузионная
длина в приборе оотается постоянной и довольно большой, так что
чувствительность прибора в "красной" области имеет максимальную
величину и не зависит от особенностей диффузионного процеооа.На практике такое допущение выполняется не полностью. Бремя жизни
в подложке сильно зависит от условий диффузии, в том числе от по¬
верхностной концентрации легирующей примеси, атмосферы, в кото¬
рой проводитоя диффузия, температуры диффузии и скорости ох¬
лаждения плаотины от температуры диффузии.На рис. 5.69 показано влияние концентрации фоофора в га¬
зовой фазе, т.е. на поверхности пластины, и скорости охлажде¬
ния от температуры диффузии на время жизни, измеренное методом
спада напряжения холостого хода (СНХХ). Найдено, что максималь¬
ное значение этого времени жизни увеличивается при увеличении
концентрации Р0Сб3 в газовой фазе примерно до 6 %. Первоначаль¬
ное увеличение времени жизни может быть связано с эффектом гене¬
рирования фоофора на поверхности. Уменьшение времени жизни при
дальнейшем увеличении концентрации фоофора, по воей вероятнос¬
ти, являетоя результатом генерации дефектов в пределах ^-об¬
ласти и, возможно, в более глубоких областях, куда не доходит
диффундирующая примесь.Заметное влияние на время жизни, измеряемое методом СНХХ,
оказывает скорость охлаждения. Закалка от температуры диффузии
ухудшает время жизни неосновных носителей, в то время как мед¬
ленное охлаждение до 600°С увеличивает его. Обнаружено, чтоРис. 5.69. Зависимость времени
жизни, измеренного методом спада
напряжения холостого хода, от кон¬
центрации фосфора в газовой фазе для
двух скоростей охлаждения от темпе¬
ратуры диффузии ( • , о закал-
ка к Ткомн; ▲ , Д охлаждение 2°С/
мин до 600°С) и двух различных от¬
ношений 0£/ РОС£ з ( • , А - J М ;о, Д - г,5/1) rn7‘J •Этот рисунок воспроизводится с раз¬
решения издателя The JSlecfcroch.emical
Society, Inc.339
это влияние скорости охлаждения от температуры диффузии явля¬
ется очень сильным. Хотя ясного понимания этого явления пока нет9
можно привести две наиболее вероятные причины: отжиг термическихвакансий в решетке [ив] и влияние кислорода (разд. 5.i.2).Напряжение холоотого хода. Напряжение холоотого хода зависит
главным образом от плотности тока насыщения, которая должна
быть низкой, и также от степени легирования базы солнечного эле¬
мента 0И9] . Однако для данного удельного сопротивления ба¬
зы Voc гораздо оильнее зависит от вольт-амперных характеристик
р-Ю,-перехода, чем от величины диффузионной длины в объеме
материала.Коэффициент заполнения. Коэффициент заполнения (коэффициент фор¬
мы) презде воего завиоит от последовательного сопротивления р-а-
перехода. Если последовательное сопротивление имеет минимальное
возможное значение, которое можно получить, исключив
слишком мелкие перехода, использовав оптимальным образом сконструи¬
рованный сеточный электрод и обеспечив омический характер кон¬
тактов к прибору и их достаточно низкое сопротивление, то тогда
основным параметром, который будет определять коэффициент запол¬
нения, становится рекомбинация в области пространственного заряда
[120] .Уравнение диода (5.17) преобразуется введением в знаменатель
коэффициента А, учитывающего неидеальность вольт-амперных харак¬
теристик:(5.25)Для идеального диода А = I. Однако обнаружено, что для большей
части кремниевых солнечных элементов этот эмпирический параметр
имеет величину больше единицы и часто больше двух [i2i] . Было
показано также, что вольт-амперные характеристики оолнечного
элемента более точно можно представить уравнением с двумя экспо¬
нентами, а не с одной, как в уравнении (5.25); тогда(5.26)где первый член доминирует при высоких напряжениях прямого сме-340
щения (т.е. в режиме выоокого уровня инжекции), оси этом Aj = I,
в то время как второй член, в котором 102 значительно больше
Xд. и Ар >1, доминирует в области, где существенна рекомбина¬
ция [120 ].5.6.3. Влияние дефектов и примесейИз-за вое возрастающего интереоа к дешевым методам изготов¬
ления оолнечных элементов вое большее значение приобретают иосле¬
дования влияния кристаллографических дефектов и химических при¬
меоей на к.п.д. солнечных элементов. В дешевых кремниевых "лен¬
тах" или "листах”, изготовленных различными способами, например
прямой кристаллизацией из расплава иди химкчеоким осаждением из
газовой фазы и т.д., обнаружены дефекты различного типа: агломера¬
ты точечных дефектов, диолокации, планарные дефекты типа двой¬
ников и дефектов упаковки, большеугловне границу зерен и включения
второй фазы. Природа образующихся в кремниевых лентах специфичес¬
ких дефектов и их плотнооть завиоят от способа изготовления
этой ленты. В целом ленточные кристаллы, выращиваемое с боль¬
шой окороотью, например методом вытягивания через фильеру
о капиллярной подпиткой (ЖП),или мездендритные ленты содер¬
жат относительно выоокую плотность даолокаций, которые сосре¬
доточены вдоль "линейных границ" а также двойники. Ленты,
получаемые химическим ооаддением из паровой фазы и путемразрезания лиотов, получаемых разливкой, как правило, являются
поликристаллами, индивидуальные зерна в которых окружены большеуг¬
ловыми границами. Естественно, что электрическое влияние этих
дефектов оильно зависит от наличия примесей. Краткое обсуждениевлияния дефектов и примесей удобно провести на примере дефек¬
тов, наиболее часто встречающихся в большей части кремниевых
лент и пленок.Диолокации и двойники, К наиболее известным типам дефектов в
кремниевых лентах, подучаемых методом ФКП, относятся ряды
диолокащй и двойники. При установившемся режиме роста в лен-^То есть двойниковых границ макроскопических дефектов упа¬
ковками ли микродвойнюсовых ламелей на поверхности {НО} лен¬
ты 72IJ . - Прим. ред.341
тах возникают устойчивая или квазиустойчивая дефектная структу¬
ра и ориентация [21] . На рис. 5.70 показана в качестве при¬
мера структура, которая состоит из множества двойников или,
точнее, двойниковых ламелей и рядов дислокаций. Хотя ме¬
ханизмы, вызывающие появление наблюдаемой дефектной структу¬
ры, точно не известны, возможное влияние примесей (таких,как
углерод' ) и термических напряжений на процесс образования
дефектов не заметить нельзя [*22j .Влияние такой дефектной структуры на электрические свойства
иллюстрирует рис. 5.71. На рис. 5.71,а приведено EBIC-изобря¬
жение одной из областей изготовленного на основе ФКП-ленты
солнечного элемента. Диффузионный И,+ -р- переход используется
в качестве собирающего. Видна одиночная рекомбинационная об¬
ласть в виде темной линии. На рио. 5.71,6 приведено изображение
той же области кристалла, что и на рис. 5.7£,а,во вторичных
электронах после селективного травления поверхности. На поверх¬
ности имеется довольно высокая плотность линейных дефектов,
однако среди них только один проявляет заметную электричес¬
кую активность, являясь локальной областью рекомбинации носи¬
телей. Исследование этой же области во вторичных электронах при
большем увеличении (рио. 5.7*,в) позволяет установить раз¬
ницу между электрически активными и электрически неактивными
границами. Электрически активная граница состоит из тесно
расположенных дислокаций? возможно,декорированных примеоями.
Электрически неактивные дефекты - это границу двойников, ко¬
торые не вносят заметных напряжений в криоталл и потому не
аккумулируют примеси. Эффекты локальной рекомбинации, возникаю¬
щие благодаря электрически активным границам в ®П-лентах, уже
рассматривались выше (разд. 5.1).Когда подобные линейные дефекты пересекаются, т.е. не
параллельны друг другу, обусловленное ими электрическое влияние
оказывается гораздо более сильным [1232 . В солнечных
элементах влияние таких дефектов выражается, в основном, в
уменьшении плотности тока короткого замыкания в результате умень¬
шения времени жизни неосновных носителей и в уменьшении нап¬
ряжения холостого хода и коэффициента заполнения вследствие
наличия в кристалле выоокой плотности рекомбинационных центров.Углерод - обязательная примесь в ленточных кремниевых
кристаллах, получаемых методом ФКП, поскольку в качестве фор-мообразователей при выращивании лент из раоплава используют¬
ся графитовые "фильеры.342
Рис. 5.70. Ряды
дислокаций и двой¬
ники в кремниевых
лентах, получен¬
ных методом ФКП
1221.Стрелки указывают
на ряды дислока¬
ций, которые яв¬
ляются электри¬
чески активными.Границы зерен. Малоугловые и болыпеугловые границы зерен в
кремниевых кристаллах и пленках могут влиять на свойства сол¬
нечных элементов двояким образом. Во-первых, они могут слу¬
жить эффективными рекомбинационными центрами для генерированных
светом носителей заряда из-за наличия в них большой плотности
структурных дефектов. Кроме того, они могут служить эффективны¬
ми стоками для примесей, в результате чего изменяются электри¬
ческие свойства в области границ зерен. Наконец, в резуль-343
Рис. 5.71.а. - EBIC-изображение "линейных границ" в кремниевых лентах; б. -
изображение поверхности, показанной на рис. а, во вторичных элек¬
тронах после селективного травления; в. - электрически активные
дефекты, показанные на рис._а и б, только с большим увеличением
L?22J.344
тате усиленной диффузии легирующей примеои вдоль границ
зерен может нарушаться плоскостность р-^-перехода.Границы зерен можно рассматривать как внутренние поверх¬
ности в криоталле; соответственно, они мохут вызывать, напри¬
мер, поверхноотную рекомбинацию [124] . Так же, как и в случае
обычной поверхности, область границ зерен может быть в состоя¬
нии обогащения, обеднения или инверсии {i25j . Эти явления
в случае границ зерен обусловливаются декорированием их приме¬
сями (рио. 5.72). В кристалле p-типа присутствие акцептор¬
ных примеоей на границах зерен может приводить к образованию
Р+-облаоти, окружающей границу . В этом случае генерированные
оветом нооители под дейотвием возникающего электрического поля
"отталкиваются" от границ зерен, что предотвращает их рекомби¬
нацию на границах. Эта оитуация аналогична случаю, когда на
тыльной поверхности оолнечного элемента со структурой р/’-р-типа
ооздается р+-р-переход, который обеопечивает отражение неоснов¬
ных носителей от тыльной поверхности,предотвращает потери,
обусловленные поверхноотной рекомбинацией на тыльной поверх¬
ностей увеличивает вероятность достижения носителями перед¬
него ообирающего перехода {*00] . Следовательно, наличие р+-р-
переходов по границам зерен уменьшает влияние границ зерен,
предотвращая таким образом потери при ообирании.С другой стороны, если в материале p-типа граница зерен
декорирована примесями донорного типа (рио. 5.72,6), гене¬
рированные светом носители фдут рекомбинировать на границе,
обусловливая уменьшение эффективности собирания. Независимо
от типа примеси, декорирующей границы зерен, желательно
получать возможно большие размеры каждого зерна, поскольку час¬
то очень трудно определить и проконтролировать , какая примесь
про декорировала границу зерен. Фактически, чаще всего границы зе-Рис. 5.72. Схематическое
изображение влияния границ зе¬
рен.а. - декорирование границ зерен
акцепторными примесями приводит
к образованию р+-областеи;_б -
декорирование границ зерен до-
норными примесями приводит к
образованию хс- областей.345
рен являются областями локальной рекомбинации. Это показано
на рис. 5.73, где приведены EBIC-изобращение полукристалличес¬
кой пластины и изменение тока, наведенного электронным лучом,
при однострочном сканировании. Видно, что наведенный ток
уменьшается в местах пересечения границ зерен. Соотношение
между размером зерна и эффективностью собирания солнечного
элемента, изготовленного на оонове поликристаллического крем¬
ния, иллюстрирует рис. 5.74. При увеличении размера зерна
эффективность собирания начинает определяться диффузионной дли¬
ной в объеме зерен, тогда как пси маленьких размерах зерна
доминирует рекомбинация на границах зерен.Влияние примеоей. Хотя ясно, что большая часть эффектов,
связанных о присутствием в материале дефектов, вызывается их
взаимодействием с примесями, интересно проследить, какие же
явления вызывают собственно примеси, как они влияют на к.п.д.
солнечного элемента. Этот интерес обусловлен несколькими фак¬
торами: £) возможностью использования "солнечного" кремния,
содержание примесей в котором много выше, чем в полупроводнико¬
вом кремнии; 2) тенденцией к выращиванию кристаллов с боль¬
шими скоростями и большего диаметра, а также разработкой
методов вытягивания нескольких кристаллов из одного тигля,
в результате чего содержание примесей в кристаллах оказывается
повышенным ji05TJ ; 3) применением методов профилированного
выращивания с использованием, например, графитовых формооб-
разователей (в этом случае наблюдается переход примеоей из
графгта в кристалл).Влияние металлических примесей на к.п.д. солнечного элемен¬
та показано на рис. 5.75 [1273 . На графике приведена за¬
висимость нормализованного к.п.д. (отношение к.п.д. солнечного
элемента из кристалла с высоким содержанием примесей к
к.п.д. солнечного элемента из высокочистого кристалла, выра¬
щенного по методу Чохральского) от концентрации металлических
примеоей. Видно, что наиболее сильно на к.п.д. влияют такие
примеси7кан Ti , V и Fe , в то время как Си , At и f\li
начинают оказывать заметное влияние лишь при концентрациях
ат/см3. Ясного понимания причин этого пока нет. Уди¬
вительно, что медь, которая обычно во всех других приборах
сильнее других примесей влияет на свойства приборов, в данном
случае оказывается довольно безвредной. По всей вероятности^
это связано с тем, что в солнечных элементах медь присутствует
в виде выделений (силицидов), в то время как другие металлы346
Рис. 5.73. EBIC-изображение (с использованием барьера Шоттки
в качестве собирающего перехода) поверхности поликристаллическо¬
го 1фемния, а также локальное изменение тока, наведенного элек¬
тронным лучом, при однострочном сканировании вдоль линии, указан¬
ной стрелкой [1263.остаются в твердом растворе, занимая узельные позиции в ре¬
шетке ji28] . Медь в виде выделений практически не влияет на
объемную диффузионную длину и, оледовательно, на ток корот¬
кого замыкания; в то же время наличие таких выделений в обед¬
ненной области p-ty-перехода оказывает сильное влияние на
свойства перехода^ и, е частности, на напряжение холостого
хода и коэффициент заполнения.347
Рис. 5.74. Общее соотношение
между размером зерна и к.д.д.
солнечного элемента, изготовлен¬
ного на основе поликристалличес¬
кого кремния.Рис. 5.75. Зависимость нормализованного к.п.д. от концентра¬
ции металлических примесей [127J.Особый интерео в кремниевых лентах, получаемых методом
ФКП, вызывает углерод. Наиболее извеотный эффект, связанный
с углеродом, отнооитоя к образованию включений Si С . Было об¬
наружено, что наличие отдельных чаотачек Si С и их окопле-
ний в приловерхноотных облаотях кремниевых лент оказывает влия¬
ние на напряжение холоотого хода я коэффициента заполнения
[l29, 130] . Однако оказалооь, что влияние этих включений348
можно уменьшить, увеличивая чистоту кристалла по металличеоким
приме оям.Влияние света. Уникальной чертой солнечных элементов, со¬
держащих в запрещенной зоне промежуточные центры, которые
уменьшают время жизни, является их реакция на овет. Было об¬
наружено, что оолнечные элементы, содержащие межзонные состо¬
яния, обусловленные присутствием кристаллографических дефек¬
тов или примесей и их комплексов, совершенно иначе реагируют
на световое излучение, чем кристаллы, не содержащие таких
дефектов. Извеотно, что диффузионная длина и, соответственно,
ток короткого замыкания возрастают о увеличением интенсивнос¬
ти падающего овета. Это увеличение в олучае оолнечных элемен¬
тов, содержащих дефекты,оказываетоя больше, чем в оолнеч-
ннх элементах, изготовленных на оонове криоталлов, выра¬
щенных по методу Чохральокого о их низкой плотноотью дефек¬
тов [кз! 2»На рис. 5.76 показаны графики зависимости к.п.д. и плотности
тока короткого замыкания от интенсивности падающего светаРис. 5.76. Поведение солнечных
элементов, изготовленных из крем¬
ниевых лент, полученных методом
ФКП, и из кристаллов, выращенных по
методу Чохральского, в зависимости
от интенсивности освещения CI3I3 .а. - к.п.д.; б_ - ток короткого замы¬
кания.349
Рис. 5.77. Зависимость фототока от интенсивности падающего
монохроматического излучения с длиной волны Л = 6328 8 &32J.для солнечных элементов, изготовленных из кремниевой ленты, по¬
дученной методом Ш1, и из кристалла, выращенного по методу
Чохральского. Можно видеть, что к.п.д. оолнечных элементов,
изготовленных из кристаллов, выращенных по методу Чохральского,
при увеличении интенсивности света сначала незначительно
увеличивается, а затем начинает падать из-за внутреннего пос¬
ледовательного сопротивления; к.п.д. солнечных элементов на
базе кремниевой ленты, подученной методом ФКП, увеличивается
вначале гораздо заметнее. Это "световое увеличение" отраже¬
но также в зависимости плотности тока короткого замыкания
от интенсивности овета.Аналогичное влияние интенсивности света наблюдалось в
оолнечных элементах, изготовленных из криоталлов, выращен¬
ных по методу Чохральского, в тех случаях, когда в них наб¬
людалось неоднородное распределение рекомбинационных центров
[i32^ . На рис. 5.77 показано изменение фототока в солнечном
элементе, который характеризуется неоднородным локальным вре¬
менем жизни, в зависимости от меота измерения. Измерения
проводили о монохроматическим источником света (длина
волны X = 6328 А) при различных интенсивностях излучения.С увеличением интенсивности света флуктуащи фототока по
оечению солнечного элемента уменьшаются за счет того, что
в областях, в которых при низких интенсивностях света наблю-350
Рис. 5.78. EBIC-исследование рекомбинации на кристаллогра¬
фических дефектах в темноте (а) и при освещении (б).На рис. в левая половина изображения получена в темноте, правая -
при освещении.даетоя малый фототок, при высоких интенсивностях падающего
света происходит увеличение фототока.Увеличение к.п.д. при освещении солнечного элемента свя¬
зано о увеличением эффективной диффузионной длины неосновных
носителей. Это позволяет предполагать, что освещение уменьшает
эффективность рекомбинационных центров в материале. Сравне¬
ние EBIC-изображений, полученных в "темноте" и на "свету", т.е.
в условиях сильно различающейся освещенности, показывает, что
рекомбинационный контраст на дефектах при освещении сильно
уменьшается (рис. 5.78).Влияние света может быть объяснено на основе предположения
о том, что, когда солнечный элемент работает е условиях слабо¬
го осгещения, время жизни неосновных нооителей в базовой об¬
ласти солнечного элемента контролируется глубокими ловушечны-
ми состояниями в запрещенной зоне. Когда уровень освещения
увеличивается, эти глубокие ловушки "заполняются" (налример,351
Рис. 5.79. Зонная диаграмма, на которой схематически пока¬
зано распределение донорных уровней в запрещенной зоне солнечно¬
го элемента и которая иллюстрирует механизм увеличения к.п.д.
при увеличении интенсивности света TlSll.Показано положение квазиуровня Ферми для электронов при освеще¬
нии Е р (свет) и в темноте Ер (темнота). Показано также прибли¬
зительное положение квазиуровня Ферми для электронов при различ¬
ных уровнях освещенности.электронами в материале р-тша) и нейтрализуются. При этом
они перестают играть роль рекомбинационных центров и не влияют
больше на свойства прибора. На рио. 5.79 на зонной диаграмме
показано распределение плотности донорных оостояний в запрещен¬
ной зоне.Распределение глубоких состояний является гауссовым
с максимумом в центре запрещенной зоны. Такое "размазанное"
распределение состояний обусловлено присутствием примесей и де¬
фектов в криоталле. По мере увеличения интеноивнооти света
время жизни неосновных носителей увеличивается, так как уровень
Ферми сдвигается при освещении, что приводит к заполнению ло¬
вушек, т.е. к их эффективной деактивации. Таким образом, при
увеличении интенсивности света происходит улучшение рабочих
характеристик солнечного элемента.
ГЛАВА 6. БЕЗДЕФЕКТНАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПРИБОРОВКак мы уже убедились }в процеоое выращивания и технологичес¬
кой обработки е кристаллах кремния сравнительно легко возни¬
кают разнообразные кристаллографические дефекты и появляются
нежелательные примеси, наличие которых может оказывать сильное
влияние на электрические явления в изготовленных на основе этих
криоталлов приборах. Существуют многочисленные методы, позво¬
ляющие уменьшить вредное влияние кристаллографических дефек¬
тов в кремнии. Эта тема обычно называется "бездефектной тех¬
нологией приборов " и охватывает громадное множество методов
и явлений, включая технологию получения бездефектного материа¬
ла, производство бездефектных приборов, "деактивацию" электри-
чеоки активных дефектов и конструктивное использование дефек¬
тов, преднамеренно введенных в "отратегичеоки важные места", в
кристаллах и приборах. Важным аспектом бездефектной технологии
приборов является контроль содержания и распределения примесей
в кристаллах и приборах. Но необходимо помнить, что повышение
"стойкости" приборов и интегральных схем к присутствию дефек¬
тов начинается на стадии проектирования прибора (гл. 5).В данной главе подробно рассмотрены основные идеи бездефект¬
ной технологиии приборов. Поскольку эта проблема имеет очень
важное техническое и экономическое значение, были разработаны
многочисленные приемы, направленные на то, чтобы улучшить харак¬
теристики и повысить процент выхода годного дая каждого вида
приборов. В наш намерения не входит исчерпывающее обсуждение
в этой главе всех опубликованных методов и приемов бездефектной
технологии. Мы рассмотрим лишь наиболее важные процессы и
факторы, которые оказывают наибольшее влияние на рабочие парамет-35323-493
ры и выход годного при производстве кремниевых приборов.Проблемы, овязанные с бездефектной технологией приборов,
можно условно разделить на два больших клаоса: это явления, свя¬
занные с получением мате риала,т.е. о выращиванием кристаллов, и
о процессами обработки этого материала, т.е. с технологией из¬
готовления приборов.6Л. Получение материалаХотя первой ступенью подготовки материала, необходимого
для изготовления полупроводниковых приборов и интегральных
схем, являетоя выращивание монокристалла, очевидно, что очень
важное значение имеет и предшествующая стадия - получение поли-
криоталлического кремния выоокой чистоты, столь необходимой
для обеспечения химического совершенства криоталла (т.е. отсутствия
нежелательных примеоей). Уровень чистоты, которая требуетоя для
полупроводникового кремния, иллюстрирует табл. i.£. Вопрос об
уровне чистоты поликристаллического кремния становится особен¬
но важным s овязи с возможностью его использования для изго¬
товления оолнечных батарей. Хотя в настоящее время не существует
промышленных методов получения "солнечного" кремния, создание
такой технологии потребует разработки соответствующих
процессов и мер контроля качества продукщи с тем, чтобы гаран¬
тировать надежность и воспроизводимость свойсте поликристалли¬
чеокого кремния.Как уже отмечалось в предыдущих главах, к дчум наиболее
важным видам дефектов в кристаллах кремния, выращенных с по¬
мощью стандартных методов Чохральского или зонной плавки, от¬
носятся диолокации и свирл-дефекты. Шсокое совершенство крис¬
таллов предполагает уменьшение плотности дефектов обоих типов.Кроме того, для увеличения процента выхода годных приборов
необходимо обеспечить однородность удельного сопротивления
материала как по длине кристалла, так и по диаметру пластины.6.1.1. ДислокацииПолучение кристаллов с нулевой плотностью дислокаций при
использовании метода Чохральского или зонной плавки - относи-354
тельно несложный процесс. Чаще Есего дислокации появляются е
таких кристаллах в процессе "затравливания". Чтобы вырастить
бездислокационный кристалл, используют метод "шейки", т.е. сразу
после затравливания диаметр растущего кристалла слегка
уменьшают, а затем постепенно увеличивают до необходимой вели¬
чины. Это достигается повышением подводимой к нагревателю мощ¬
ности и скорооти роста сразу после затравливания с последую¬
щим их уменьшением. Образование шейки и последующее увели¬
чение диаметра вызывают термический удар, однако генерируемые
при этом дислокации не попадают в кристалл, а выходят на поверх¬
ность шейки, в результате чего ниже шейки можно подучить без-
диолокационный кристалл. Эта широко используемая в настоящее
время технология была разработана Дэшем [I, 2J . Установлено,
что если в начале роста дислокации не образуются, то в дальней¬
шем бездислокационное состояние кристалла сравнительно устойчиво
сохраняется, несмотря на существование небольших термических
и механических возмущений. Этот эффект имеет особенно важное
значение при выращивании криоталлов большого диаметра, посколь¬
ку термические и механические флуктуации резко возрастают о
увеличением диаметра кристалла.Генерация дислокаций может быть связана также с наличием
в кристаллах А-дефектов [3]. Известно, что во время роста без-
дислокационных кристаллов зонной плавки A-дефекты быстро увели¬
чиваются в размере при уменьшении скорости охлаждения кристалла,
что приводит к нарушению бездислокационного роста. Предполага¬
ется, что это нарушение бездислокационного роста, в частности,
в кристаллах большого диаметра, происходит вследствие испуска¬
ния рядое дислокаций A-дефектами. Поскольку для подавления та¬
ких дислокаций необходимо свести к минимуму образование свирл-
дефектоЕ е кристаллах, этот вопрос обсуждается ниже более под¬
робно.6.1.2. МикродефектыНаибольшая часть работ, касающихся проблемы несовершенств
в бездислокационных кристаллах кремния, посвящена исследованию
микродефектоЕ, или свирл-дефектов. Основные механизмы и процессыобразования свирл-дефектое рассматривались е гл. 3. Коротко
напомним, что свирл-дефекты бывают двух типов (А- и В-дефекты),
причем A-дефекты идентифицированы как небольшие дислокацион¬
ные петли, а В-дефекты, по предположению, являются кластерами355
собственных межузельных атомов кремния,которые эаровдаются гетероген¬
но, а зародышами олужат области повышенной концентрации некото¬
рой примеси. Главным претендентом на роль такой примеси(о коэф¬
фициентом сегрегации <£),ответственной за заровдение свирл-де-
фектов, является углерод. На образование свирл-дефектов влияют
содержание примесей в кристалле (в частности, углерода) и усло¬
вия роста, а именно скорость роста и вращения кристалла, диа¬
метр кристалла, скорость охлаждения слитка от температуры затвер¬
девания и атмосфера, в которой производится выращивание.Известны три способа подавления или уменьшения концентра¬
ции А- и В-дефектов в кристаллах кремния. Два из них относятся,
собственно^ к росту кристалла, а третий предусматривает обработ¬
ку кристалла после роста. Этот последний метод описан в следую¬
щем разделе данной главы. Большая работа в этой области была
проделана де Кокомо сотр. [3-8, 11-13], а также Кольбезеном
с сотр. 19, 10] .Влияние скорости роста. При данном содержании углерода (и других
примеоей) и данном диаметре кристалла скорость роста оказывает
существенное влияние на размер свирл-дефектов. На рис. 6.1
показана зависимость максимального размера A-дефектов от макро¬
скопической окорости роста, т.е. скорости вытягавания, кристал¬
ла диаметром 2,5 см, выращенного по методу Чохральского [4] .Видно, что с увеличением скорости роста происходит быстрое умень¬
шение максимального размера А-дефектов.Концентрация А- и В-дефектов тоже сильно зависит от ско-Еис. 6.1. Зависимость мак¬
симального размера А-дефек-
тов от макроскопической ско¬
рости роста [4 3.Этот рисунок впервые был
представлен на Весеннем соб¬
рании Электрохимического об¬
щества 1977 г. в Филадель¬
фии, шт. Пенсильвания.356
Рис. 6.2. Рентгеновские топограммы поперечных сечений крис¬
таллов зонной плавки с микродефектами, декорированными литием
(a-в) и медью (г-е) [б].Необходимо отметить уменьшение плотности А- и В-дефектов по мере
увеличения скорости роста (3-4-5 мм/мин слева направо).рости роота. Это четко иллюстрирует рис. 6.2 [5j . На рис.6.2, а - в представлены рентгеновские топограммы декорирован¬
ных литием образцов из кристаллов, выращенных со скороотями
3, 4 и 5 мм/мин, соответственно, а на рис. 6.2, г-е - декори¬
рованных медью образцов из кристаллов, выращенных с такими же
скоростями (декорирование литием выявляет только A-дефекты, а
декорирование медью позволяет наблюдать и А-, и В-дефекты).Из этих микрофотографий видно, что скорость роста оказывает
заметное Елияние на совершенство кристалла. Кроме того, было
установлено, что если скорость роста уменьшается до оченьнизких значений ( < 0,2 мм/мин), то образование свирл-дефектов
вообще подавляется [б] . На рис. 6.3 представлена зависимость кон¬
центрации А- и В-дефектов от скорости роста кристалла, имеюще-Т С	О Wго диаметр 23 мм и концентрацию углерода ^ 3 • I0XD см _4_> .
Концентрация свирл-дефектов резко уменьшается (вплоть до нуля)
при скоростях роста ниже ы 0,2 и выше 5 мм/мин.Как известно, скорооть охлаждения кристалла является неп¬
рерывной функцией скорости роста кристалла. Постепенное уменьше¬
ние размера A-дефектов с повышением скорости охлаждения, пока¬
занное на рис. 6Л, можно объяснить тем, что скорость роота357
Рис. 6.3. Зависимость кон¬
центрации свирл-дефектов
А-В-типов от макроскопичес¬
кой скорости роста [43 .Этот рисунок впервые был пред¬
ставлен на Весеннем собрании
Электрохимического общества
1977 г. в Филадельфии, шт.
Пенсильвания.A-дефекта, по-видимому, является функцией скорости охлажде¬
ния после затвердевания кристалла. Увеличение размеров А-дефек-
тов о уменьшением скорости охлаждения кристалла, которое имеет
место при снижении скорости роста, иллюстрируют секционные топог-
рашы, приведенные на рис. 6.4 [з] . При скоростях роста 3 мм/мин
A-дефекты на них не наблюдаются, в то время как при скоростях
роста I мм/мин образовавшиеся A-дефекты имеют максимальный
размер ^40 мкм. Установлено, что рост A-дефектов связан не с
изменениями, имеющими место на фронте криоталлизации при умень¬
шении окорости роста, а является следртвием уменьшения скорости
охлаждения кристалла, сопутствующего уменьшению скорости рос¬
та. Если содержание углерода в кристалле возрастает до величи¬
ны порядка 10 см-^, В-дефекты Есе еще возникают даже при
скоростях роота 5 т/мин.Из рассмотренных выше результатов видно, что скорость рос¬
та и наличие углерода в кристаллах являются параметрами, тре¬
бующими особого внимания, когда ставится задача получения
бессвирловых криоталлов. Главное условие успешного подавления
образования свирл-дефектов - это уменьшение концентрации угле¬
рода. Что касается влияния окорости роста на зарождение свирл-
дефектов, то оно может быть объяонено на основе двух теорий.В одном случае влияние возрастания скорооти роста приписыват-
ся тому, что при этом уменьшается захват избыточных межузель-
ных атомов на фронте кристаллизации вследотвие подавления
эффектов оплавления при увеличении скорости роота ]7, 8^ .
Мгновенная микроскопическая скорость роста в уравнении
(3.4) является функцией макроскопической скорости роста и око-
рооти вращения кристалла, температурного градиента в расплаве
вблизи фронта кристаллизации и колебаний температуры в рассмат¬
риваемой точке фронта кристаллизации за время одного оборота358
Рис. 6.4. Секционные рентгеновские топограммы, демонстрирую¬
щие увеличение размеров A-дефектов с уменьшением скорости охлаж¬
дения кристалла [з].359
кристалла. При низких скороотях выращивания при каждом оборо¬
те кристалл часть времени будет оплавляться; о увеличением
скорости вытягивания время оплавления уменьшается, при этом
уменьшается и захват избыточных меаузельных атомов, а также
неоднородность внедрения примеоей (например, углерода), кото¬
рые способствуют зарождению свирл-дефектов.Другая теория основана на равновеоноЗ межузельной модели
[9, 10] ; в ней предполагается, что при высоких температурах
процеос оамоднффузии в кремнии контролируется мажузельными
атомами, которые являются доминирующими точечными дефектами
при термическом равновесии вблизи точки плавления. Постулирует¬
ся, что выоокая концентрация собственных межузельных атомов
в кремнии - неизбежное оледствие высокой температуры. Уменьше¬
ние вероятности образования свирл-дефектов с увеличением ско¬
рости роста, по предположению, является результатом подавления
роота кластеров межузельных атомов с повышением скорости ох¬
лаждения кристалла. В то время как концентрация собственных
межузельных атомов остается постоянной при высокой температуре,
их аккумуляция в кластеры о участием агентов (например, углеро-
дов), способствующих образованию гетерогенных зародышей, опре¬
деляется скоростью охлаждения кристалла.Отсутствие свирл-дефектов при малых скоростях роота (ниже
~ 0,2 мм/мин в сдучае криоталлов диаметром 23 мм) также
наилучшим образом объясняется на основе равновесной межузель¬
ной модели. При таких малых скоростях роота избыточные меж-
узельные атомы успевают лродиффундировать из кристалла аа по¬
верхность, т.е. число меяузельных атомов, которые могут участ¬
вовать в агломерации и конденсации, становится значительно мень¬
ше. Это подтверждается наблюдением поведения свирл-дефектов
в областях, прилегающих к быстроохлажденной области кристалла,
выращенного при скоростях меньше^0,2 мм/мин в специальных
опытах с закалкой кристаллов на месте во время роота [6^ .Эти опыты подтверждают, что подавление ошрл-дефектов при малых
скороотях роота объясняется именно аутдиффузией избыточных
межузельных атомов, а не недостатком пересыщения межузельных
атомов.Условиями отсутствия свирл-дефектов, таким образом, явля¬
ются следующие фактода: I) минимальная концентрации углерода
в кристалле; 2) скорости роста либо ниже 0,2 мм/мин, либо360
выше 5 мм/мин (для кристаллов диаметром л/25 мм); 3) подавле¬
ние или сведение к минимуму частичного оплавления кристалла при
вращении путем соответствующего подбора механических параметров
и термичеоких условий в установке для роете кристалла.Когда речь идет о кристаллах большого диаметра, возникает
ряд взаимоисключающих факторов. Так, в случае очень малых око-
роотей, ниже ~ 0,2 mjмин,подавление образования свирл-дефек-
тов связано с уходом собственных межузельных атомов кремния на
поверхность. Но о увеличением диаметра кристалла для такой
аутдиффузия нвобходаш соответственно больше времена или более
высокие температуры. Таким образом, чтобы поддерживать "бесовир-
ловые" условия в кристаллах большого диаметра, необходимо даль¬
нейшее уменьшение скорооти роста. Кроме (или вместо) уменьшения
скорости роста можно уменьшать окорость охлаждения кристалла путем
использования специальных постнагревателей. Однако использо¬
вание очень низких скоростей роота для получения бездефектных
кристаллов оказывается непрактично.Высокие скорооти роста, превышающие 5 гщ/шн, тоже непри¬
менимы при выращивании кристаллов большого диаметра. Это стано¬
вится ясно из рис. 1.4, который иллюстрирует соотношение меж¬
ду скоростью вытягивания кристалла и диаметром кристалла для
двух случаев, когда кристалл излучает в окружающую среду, имею¬
щую температуру О К, и одного случая, когда кристалл излучает
среду с температурой 500 К. При скорости роота 30 см/ч (5 мц/мин)
максимальный диаметр выращиваемого кристалла, при котором он
оохраняет монокристалличность, составляет ^6 и И,5 ом
для указанных двух случаев излучения в среду при температуре
О К и ~ 3,5 см для случая излучения в среду при температуре
500 К. Яоно, что на практике температура ореда, в которую из¬
лучает тепло растущий кристалл, не равна О К, а окорее близка
к 500 К. Следовательно, метод использования высоких скороотей
роота (выше 5 мм/мин) с целью предотвращения образования свирл-
дефектов в кремнии неприменим в случае кристаллов таких диа¬
метров (например, 7,5 и 10 см), которые наиболее часто применя¬
ются в промышленности.Легирование водородом. В работах [и, 12] было показано, что
при выращивании кристалла в атмоофере водорода получается бес-361
свирловый материал. Добавление даже нескольких процентов водоро¬
да к аргону, который обычно используется при выращивании крис¬
таллов кремния, приводит к заметному уменьшению концентрации
свирл-дефектов. Кроме того, наличие водорода в кристалле пре¬
пятствует увеличению размеров А-дефектов даже при очень малых
окоростях роота, предотвращая таким образом появление макроско¬
пических дислокаций в кристалле. Однако этот метод имеет тот
недостаток, что при охлаждении водород мохет выделяться на
A-дефектах и обусловливать "водородную хрупкость" кристалла IV].
Кроме того, было показано, что в криоталлах большого диаметра,
выращенных по методу Чохральского в атмосфере, содержащей водо¬
род, могут возникать водородные пузырьки.6Л.З. Флуктуации удельного сопротивленияОдно из требований, предъявляемых к полупроводниковому
материалу,-это однородность удельного электросопротивления по
длине кристалла, а также по поверхности пластин, вырезаемых
из кристалла. Происхождение страт удельного сопротивления
(или примесной полосчатости) в поперечном сечении пластины рас¬
сматривалось в гл. 3. Неоднородное внедрение легирующих и дру¬
гих примеоей, таких,как углерод, обычно приписывается влиянию,
главным образом, процессов оплавления во время роста кристалла.
Шло показано, что, как и в случае свирд-дефектов, образование
примесных полос оильно зависит от скорости роста [13] . Одна¬
ко в данном случае влияние скорости роста является прямо проти¬
воположным наблюдаемому в случае свирл-дефектов. При выращива¬
нии кристаллов диаметром "25 мм методом пьедестала о увели¬
чением скорости роста от! до5 мм/мин сегрегация примесей (в
том чиоле углерода) и, следовательно, образование полос уси¬
ливаются. При более высоких окоростях дальнейших изменений
не наблюдается. Эти явления приписываются исключению процессов
оплавления, что приводит к стабилизации диффузионного гранич¬
ного слоя, т.е. уменьшение степени оплавления снижает амплиту¬
ду периодических флуктуаций микроскопической скорости роста ^
[уравнения (3.3) и (3.4)]. Однако одновременно происходит увели¬
чение толщины диффузионного слоя & . Возрастание 6 противо¬
действует тем эффектам, которые обусловливаются подавлением362
оплавления;и, как следствие, приводит к более оильной зависи¬
мости к Э(р от 5 • Изменения к 9(р£р , вызываемые изменениями
f , становятоя более резко шраженными о роотом толщины
диффузионного граничного олоя. Таким образом, подавление оплав¬
ления не онииает полноотью проблемы примесных отрат.Как в олучае овирл-дефектов, подавление полосчатости
за счет уменьшения окорости роста не практично, в частности,
для кристаллов большого диаметра, Эффективным методом повышения
однородности распределения углерода и легирующих примесей явля-
етоя отжиг при высоких температурах. Было показано, что отжиг
при 1200% в течение 400 ч в инертной атмосфере устраняет угле¬
родную полосчатооь (13] . Вследствие относительно выоокого коэф-
фхциента диффузии углерода в кремнии таким образом можно достичь
полной гомогенизации кристаллов. Яоно, что такие термообработки
должны проводитьоя о предосторожностями, обеспечивающими предот¬
вращение введения новых дефектов, например, диалокаций, обуслов¬
ленных термическими напряжениями. Кроме того, как уже отмечалооь
в гл. 3, пев отжиге должна использоваться не окислительная ат¬
мосфера, поскольку присутствие кислорода приводит к генерации
дефектов упаковки и других несовершенств на свирл-дефектах.
Наконец, этот метод подходит только для криоталлов зонной плавки
о их относительно низким содержанием кислорода, так как тер¬
мообработка кристаллов, выращенных по методу Чохральского, вызы¬
вает образование выделений кислорода.Полное исключение овирл-дефектов и примеоных полос в кристал¬
лах кремния большого диаметра вред ли возможно, потому что для
этого необходимо выполнение ряда взаимоисключающих требований,
например:для сведения к минимуму процессов агломерации собствен¬
ных меаузельных атомов и роота образовавшихся при этом класте¬
ров требуются высокие скорости роота; чтобы свести к мини¬
муму сегрегацию примеоей и добитьоя однородности кристалла необ¬
ходимы низкие скорости роста; в то же время увеличение диамет¬
ра кристалла неизбежно связано о ограничениями окорости роста.
Кроме того, при росте кристаллов большого диаметра становятоя
еще более заметными термические и механические флуктуации.363
6.1.4. Дефекты, обусловленные кислородомЭлектрические эффекты, связанные с киолородом, были рас¬
смотрены в гл. 5. Термообработка кристаллов, выращенных so
методу Чохральского, при 450 С приводит к возникновению термо¬
доноров, что вызывает изменение удельного сопротивления и кон¬
центрации носителей тока. Образование доноров лето происходит
ухе во время роста кристалла, когда медленно охлаждающийся сли¬
ток "проходит" температурный интервал 300 - 500°С. Обнаружено,
что этот эффект сильнее проявляется в затравочном конце кристал¬
ла, чем в нижнем конце. Это объясняется двумя причинами: i)
та часть криоталла, которая затвердевает последнейубудет оста¬
ваться в критической области температур 300 - 500°С меньшее
время, чем затравочный конец кристалла; 2) содержание кислорода
на затравочном конце кристалла, как было обнаружено, выше, чем
на нижнем конце, вследствие уменьшения окорости растворения квар¬
цевого тигля в расплаве кремния в процессе роста.Для обеспечения высоких выходов годных приборов необхо¬
димы равномерное распределение кислорода по кристаллу и "ста¬
билизация удельного сопротивления" кристалла. Упомянутое выше
изменение концентрации кислорода от затравочного конца к ниж¬
нему концу криоталла приписывается тому, что постепенно умень¬
шается скорость растворения кварцевого тигля из-за появления
диффузионного барьера между кварцем и раоплавленным кремнием.Этим барьером, по-видимому, является пленка SiO , которая обра¬
зуется на ранних стадиях роста кристалла. Чтобы разрушить этот
олой Si0 , был использован интересный метод [l4], заключающийся в
обеспечении сдвиговых воздействий на границе расплав - стенка
тигля путем периодических остановок и возобновления враще¬
ния тигля в направлении, противоположном вращению кристалла.
Скорости вращения и продолжительность времени остановки могут
менятьоя, приводя к изменению концентрации киолорода; таким
путем можно получить однородное распределение кислорода от од¬
ного конца слитка к другому. Однако этот прием не оказывает
сколько-нибудь заметного влияния на однородность распределения
кислорода в радиальном направлении.Стабилизация удельного сопротивления обычно доотигаетоя
с помощью термического отжига, пси котором кристалл выдерживает¬
ся, как правило, при температуре 6500с в течение~3 ч в инерт¬
ной атмосфере с последующей закалкой на воздухе или путем364
принудительного охлаждения вентилятором. Этот процесс приводит к
удалению термодоноров из криоталла; после такого отжига удельное
сопротивление определяется только концентрацией легирующей при¬
меси. Однако было обнаружен^ что отжиг о целью стабилизации
овойотв криоталла эффективен только дня кристаллов малого диа¬
метра, а на кристаллах большого диаметра может неблагоприятно
отразиться неоднородное охлаждение слитка от температуры отжи¬
га. Исследования влияния скороотей охлаждения на овойства крис¬
таллов большого диаметра показали, что центральные области крис¬
таллов оотаютоя в температурной области образования термодо¬
норов (300 - 500°С) значительный период времени, поэтому в плас¬
тинах, вырезанных из таких криоталлов, может существовать за¬
метная неоднородность сопротивления [153 • Следовательно, дня
получения высокооднородаого материала, максимально удовлетво¬
ряющего предъявлявши требованиям, необходимо сочетать отжиг
о лит ка с тепловой обработкой пластин, что гарантирует полное
удаление термодоноров.Радиальное изменение содержании межузельного кислорода
доя пластин,вырезаниях из различных частей кристаллов двух
разных диаметров,предотавлено схематически на рио. 6.5. Эти
кристаллы были выращены в обычных условиях, когда существует
градиент концентрации кислорода от затравки к концу кристалла.
Видно, что в затравочном конце кристалла и в оередине слитка
содержание кислорода значительно выше в центральных областях
плаотины. Кроме того, и концентрация кислорода ..и неравномер¬
ность его распределения как по длине кристаллов, так и по диа¬
метру выше в кристаллах большого диаметра.Очевидно, что чем больше дааметр криоталла, тем труднее
получить в нем гомогенное распределение кислорода. Отжиг крио-Рис. 6.5. Радиальное распределение
концентрации "межузельного" кислорода
для двух кристаллов разных диаметровсад.Пластины вырезаны из разных частей крис¬
таллов: а_ - вблизи затравки; б - из
середины кристалла; в_- в конце кристал¬
ла.365
Рис. 6.6. Трансмис¬
сионные рентгеновские
топограммы пластин, вы¬
резанных из кристаллов,
выращенных по методу
зонной плавки (а) и
Чохральского (б), после
термообработки в тече¬
ние 4 ч при 1200°С в то¬
ке сухого кислорода.Видно, что термообработ¬
ка не влияет на кристалл
а, тогда как в случае
кристалла б в центре
пластины образуются де¬
фекты. На снимках видны
номера, нацарапанные на
обратной стороне плас¬
тин. Микрофотографии
взяты t. с любезного раз¬
решения В.К.Кэннана из
Те ktr onix, IncyiiT. Орргон.
талла или пластин, который проводится дня подавления образова¬
ния термодоноров, обеспечивает необходимую стабилизацию крис¬
талла в отношении удельного сопротивления. Однако, как уже от¬
мечалось в гл. 3, при отжиге образуются выделения Sl02 , ко¬
торые, в свою очередь, могут действовать как зародыши, способ¬
ствующие образованию других дефектов во время последующей терми¬
ческой обработки пластин. Как и можно было ожидать, распреде¬
ление выделений St 0, отражает распределение растворенного
кислорода в кристалле. На рис. 6.6 показаны трансмиссионные рент¬
геновские топограммы термообработанных пластин, вырезанных из
кристаллов, выращенных по методу Чохральского (а) и по методу
зонной плавки (б). Пластины обрабатывались в течение 4 ч при
1200°С в токе сухого кислорода, что соответствует условиям про¬
ведения диффузии для получения скрытого слоя. Из риоунка вид¬
но, что в кристаллах, подученных по методу зонной плавки, нет
заметного влияния термообработки, а пластины, вырезанные из крис¬
талла,выращенного по методу Чохральского, содержат относительно
высокую плотность дефектов в центре и меньшее количество дефек¬
тов на периферии. При большем увеличении центральной области
пластины (рио. 6.7) видно, что дефекты в этой области представляют
собой дислокационные петли, исходящие из дислокационных источ¬
ников, связанных о выделениями St0г.Данные,которые можно получить из рис. 6.6 и 6.7, находят¬
ся д согласии о предположением, что термообработка кристаллов
кремния, содержащих кислород, вызывает преципитацию кислорода
в виде Si. О 2 с последующей генерацией дислокаций вокруг час¬
тиц выделений. Кроме того, образование колоний преципитатов, ок¬
руженных дислокациями*), в центре пластины подтверждает неод¬
нородность распределения кислорода в кристаллах, выращенных
по методу Чохральокого. Эта неравномерность распределения
кислорода влечет за собой множество проблем, отражающихся на
выходе продукции; они будут рассмотрены более подробно в сле¬
дующих разделах данной главы.Колонии преципитационно-диолокациовных комплексов (ПДК) -
£recipitate-dislocation complexes(РЗ)С). - Прим. ред.367
Рис. 6.7. Центральная часть пластины, показанной на рис.
6.6,6, при большем увеличении. На снимке видно, что дефекты яв¬
ляются призматическими дислокационными петлями, образующимися в
результате действия дислокационных источников, связанных с выде¬
лениями 510г(см. также рис. 3.41).Микрофотографии взяты с любезного разрешения В.К. Кэннана из
Tektronix,Inc., шт. Орегон.368
6.1.5. Нейтронное траномутационное легированиеОсобым методом получения однородно-легированных криотал¬
лов кремния И--типа является нейтронное легирование. Этот спо¬
соб, впервые примененный в 1951 г. [17] , основан на ядерном
превращении атомов кремния в атомы фосфора при бомбардировке
кристалла тепловыми нейтронами по реакции(6.Г>При захвате нейтрона атомом кремния образуется радиоактивный
изотоп ^ Si , который затем превращается в стабильный изотоп
^Р, в результате чего происходит превращение части атомов
кремния в атомы фоофора.Для получения выс ококйественного нейтронно-легированного
кремния необходимо выполнение следующих условий: отношение ко¬
личества тепловых нейтронов к быстрым нейтронам должно быть
большим, поокольку степень радиационного повреждения возрастает
с увеличением плотности быстдах нейтронов; облучение должно про¬
водиться при низких температурах и в очень чистых условиях [18].Непосредственно после облучения кристаллы имеют очень
выоокое удельное сопротивление, как у собственного кремния.Это объясняется выоокой плотностью радиационных дефектов в кри¬
оталле. Чтобы восстановить сопротивление до расочитанного уров-
ня^), кристалл отжигают в инертной атмосфере при температуре
около 700°С. Следует заметить, что облучение уменьшает время
жизни неосновных носителей до величины менее 2 мкс, однако
пооле отжига оно восстанавливается (экспоненциально растет с
временем отжига и достигает, в конечном счете, значений поряд¬
ка 150 мкс) [203 .В большинстве случаев для нейтронного легирования исполь-^ Часто просто нейтронное легирование и, соответственно,
вместо "кремний, легированный методом нейтронно-трансмутацион-
ных реакции" просто НТЛ-кремний или НЖ-кремний (нейтрон¬
но-легированный кремний).2)Ожидаемая концентрация доноров, связанная с образовав¬
шимися атомами фосфора, подсчитывается из уравненияAWrSi.le^t ,где § - число атомов кремния в I см ; Si. - концентрация изото¬
па 'Si. ; <5 - поперечное сечение захвата нейтронов атомами ^Sl •
Ф - плотнооть потока тепловых нейтронов; г - время облу¬
чения [19] .36924-493
зуют кристаллы зонной плавки вследствие юс высокой чистоты и
относительно низкого содержания кислорода. Исследование крис¬
таллов, выращенных по методу Чохральского,после нейтронного
легирования показало, что облучение попутно приводит к образова¬
нию в них "кислородных” доноров [19] . Кроме того, характер
отжига облученных кристаллов, содержащих кислород, оильно отли¬
чается от того, что наблюдается при отжиге бескислородных крис¬
таллов. Хотя при нейтронном легировании кристаллов, выращенных
по методу Чохральского,можно добиться увеличения однородности
распределения доноров, получение требуемого удельного сопротив¬
ления приводит к необходимости изменения условий отжига по срав¬
нению о бестигельным кремнием. В противном случае будет иметь
меото расхождение мезду расчетным удельным сопротивлением слит¬
ка и измеренной величиной.К недостаткам метода НТЛ относятся следующие факторы:
не существует соответствующего процесса для кристаллов р-типа;
для получения криоталлов с низким удельным сопротивлением (I -
10 Ом*ом) требуются очень большие времена облучения; для нейтрон¬
ного легирования можно использовать только высокочистые кристал¬
лы (наличие некоторых металлических примесей приводит к образо¬
ванию радиоактивных изотопов с очень большими временами полу¬
распада) .6.2. Влияние технологических операцийХотя, как отмечалось выше, существуют различные методы
минимизации плотности дефектов в иоходных кристаллах крем¬
ния, гораздо больших результатов в решении проблемы управления
поведением дефектов можно достичь на стадии технологической об¬
работки пластин. Многие ограничения, свойственные процессу роста
кристаллов, делают получение бездефектных, однородно легирован¬
ных слитков скорее исключением, чем правилом. Это особенно ка¬
сается промышленных кристаллов большого диаметра, основная часть
которых выращивается по методу Чохральского и использование
которых связано с решением проблем, обусловленных кислородом.Как следствие, при обработке пластин приходится иметь дело с от¬
нюдь не совершенными кристаллами. В этом разделе рассматриваются
четыре наиболее важные технологические операции, используемые
при изготовлении кремниевых приборов: окисление, диффузия,370
эпитакоия и ионная имплантациями обсуждаются те метода, кото¬
рые нейтрализуют механизмы, обусловливающее появление дефектов,
описанных в гл. 3.6.2.1. ОкислениеК двум наиболее важным типам дефектов, которые могут обра¬
зовываться в плаотинах кремния во время окисления, отнооятся дис¬
локации и дефекты упаковки. Диолокации обычно образуются под
влиянием термомеханических напряжений, возникающих при высоко¬
температурной обработке, сопутствующей окислению. Чтобы свести
к минимум возможность зарождения даолокаций при окислении (и
диффузии), при проведении этих процессов стараютоя использовать
низкие температуры, а также тщательно контролировать ход циклов
нагрева и охлаждения. Понижение температуры нагрева и охлажде¬
ния позволяет уменьшить радиальные и угловые напряжения в плас¬
тинах и тем самым, предотвратить пластическую деформацию пластин
(т.е. образование и движение дислокаций). Однако при низких
температурах уменьшается окорость окисления, поэтому такой ме¬
тод обычно не практикуется. К более распространенному споообу
относится тщательный контроль скоростей нагрева и охлаждения,
поокольку максимальные напряжения появляются при резких изме¬
нениях температур! плаотин. Медленные нагрев и охлаждение пластин
при термообработке обеспечивают бездефектное течение техноло¬
гического процесса в смысле отсутствия дислокаций, обусловленных
термомеханическими напряжениями. Необходимые при этом скорос¬
ти нагрева и охлаждения зависят от температуры окисления, диа¬
метра пластины и ее толщины. Плаотины из кристаллов большого
диаметра, как правило, делают толще ( до 500 мкм и больше),
чтобы свести к минимуму проблему скольжения дислокаций под дей¬
ствием термических напряжений.Образование дислокаций в пластинах может происходить в
результате механичеоких ударов или толчков во время загрузки
и выгрузки пластины из окиолительной или диффузионной печей.
Использование кварцевых "лодочек" для отжига пластин часто при¬
водит к пдойшанию лодочек к кварцевым диффузионным трубкам.
Проблемы,связанные о "прилипанием-отлипанием" можно устранить
использованием либо тщательно сконструированной механической
системы для ввода и удаления пластин из печи, либо диффузион¬
ных лодочек и трубок, изготовленных из кремния.371
При обычно иопользуемых температурах окисления и диффузии
трение между кремниевыми лодочками и трубками и их слипание
достаточно олабы.К самым распространенным дефектам из тех, которые появляют¬
ся в пластинах при окислении, относятся дефекты упаковки. Неиз¬
бежное присутствие микродефектов и окионых выделений создает
необходимые зародыш для генерации дефектов упаковки, даже во¬
ли механические повреждения поверхности полностью отсутствуют.Рис. 6.8 иллюстрирует распределение величины токов утечки для
двух групп диодов, одна из которых была изготовлена на плаотине,
содержащей дефекты упаковки (которые образовались на свирл-де-
фектах), а другая-на бездефектной пластине [21] . Из риоунка вид¬
но, что сильные флуктуации токов утечки, наблюдаемые в образце
о дефектами упаковки, в бездефектном образце отсутствуют. Но,
поокольку получить кристаллы большого диаметра без микродефектов
и окисных выделений очень трудно, необходимы такие методы, кото¬
рые позволяют подавить образование дефектов упаковки или удалить
их из пластины. Для решения этой проблемы было разработано несколь¬
ко методов.Влияние температуры. Как отмечалось в гл. 3, скорость роота де¬
фектов упаковки зависит от температуры (pic. 3.46). Поэтому при
низкотемпературном окислении образуется меныоее количество дефек¬
тов упаковки по сравнению с высокотемпературным окислением (при
одном и том же времени окисления). Чем меньше размер дефектов
упаковки, тем меньше их влияние на характеристики р-а-перехо¬
да. Этот эффект является следствием соотношения между глубиной за¬
легания р-а-перехода и размером зарождающихся на поверхности
дефектов. Чем больше расстояние от обедненного слоя р-а-пере¬
хода до дефектов на поверхности, тем меньше влияние этих
дефектов на характеристики перехода. Это иллюстрирует рио. 5.33,Рис. 6.8. Распределение обратных то¬
ков вдоль ряда диодов, изготовленных на
пластинах, содержащей свирл-дефекты
(верхняя кривая) и не содержащей их
(нижняя кривая, помеченная стрелкой
С 211 •372
на котором показана зависимость порогового напряжения электри¬
чески активных дефектов упаковки от обратной проводямоотидвух диодов с различной глубиной залегания переходаНа рио. 6.9 показано влияние температуры окиоления на
величину обратного тока I Св для неоколысих групп диодов,
изготовленных на пластинах, содержащих свирл-дефекты. При низ¬
ких температурах окисления обратные токи диодов изменяются
в пределах нескольких порядков в зависимости от положения
диода на пластине. В бессвирлоных областях пластины токи утеч¬
ки диодов очень малы ( < £00 нА), но возрастают до величины
свыше £00 мкА в тех областях пластины, в которых имеются окис¬
лительные дефекты упаковки,зародившиеся на свирл-дефектах. С
повышением температуры окисления выход диодов с низкими тока¬
ми утечки сильно понижается.На гистограшах, приведенных на рис. 6.-10, показано влия¬
ние температуры окисления на характеристики биполярных тран¬
зисторов. Окисление проводилось при четырех различных темпера¬
турах в интервале температур 450° - И00° С.При температурах 450 и ?50°С используются нестандарт¬
ные процессы нанесения окисла. В первом случае нелегирсванный
окисел наносится на пластину из полимерного жидкого источника
окисла. После этого производится "обезжиживание" при температу¬
ре 450°С, а далее по образовавшейся плотной пленке окисла
обычным опособом проводятся литография и диффузия. Во втором
олучае окисел формируется осаждением из пара путем термическогоразложения тетраэтилортосиликата (ТЭОС) при 750°С. Окиоление
при температурах 900 и £Ю0°С проводится обычным образом в па¬
рах вода. На рис. 6.10 представлены е виде гиотограмм величи¬
ны токов 1св(после проведения базовой диффузии, но до формирован/я
эмиттера) и 1са(после эмиттерной диффузии) при 25 В. Из графиков
видно, что токи утечки переходов увеличиваются с повышением
температуры окисления. Кроме того, токи утечки возрастают пос¬
ле формирования эмиттера, что отражает вредное влияние допол¬
нительной термообработки.В гл. 3 было показано, что дефекты упаковки меньшего раз¬
мера могут быть электричеоки более активными, чем большие дефекты.
Это объясняется тем, что маленькие дефекты упаковки обусловли¬
вают более высокуй плотность г-р - центров и больший их раз¬
мер в области объемного заряда р-а-перехода. Однако когда
размеры дефектов становятся совсем маленькими, такими, что их
основание не переоекает обедненную область р-а-перехода,
их электрическое влияние становится меньше.373
Рис. 6.9. Влияние температуры окисления на характеристикидиодов, изготовленных на пластинах, содержащих свирл-дефекты [22].С повышением температуры окисления число диодов с низкими обрат¬
ными токами утечки уменьшается. Условия окисления в парах волы:Sl - 3,5 ч при 900°Gj 6-4 ч при i000°C; в - 4,5 ч при iiOO°C;
г - 4,5 ч при -1250л;.	"Еще одним преимуществом использования пониженных темпера¬
тур окисления являетоя уменьшение глубины проникновения дефек¬
тов упаковки в объем плаотин воледотвие анизотропии роста де¬
фектов (разд.3.2.2 и рис. 3.54). Это, в овою очередь, может
способствовать уменьшению электрической активности дефектов
упаковки. Поэтому низкотемпературное окиоление может значит ель-374
Рис. 6.10. Гистог¬
раммы, иллюстрирующие
влияние условий окис¬
ления на величину то¬
ков утечки переходов в
транзисторах [221 •а - 450°С, "окисление"
путем "накатки" жилкой
полимерной пленки Тем.
текст); б - 750°С, осаж¬
дение окйсного слоя пу¬
тем разложения тетраэ-
тилортосиликата; л -
900иС,окисление в парах
воды; г - 1100°С, опис-
ление 1 парах воды; □ -
после базовой диффузии
(1„в при 25 В); ■ - пос¬
ле эмиттерной диффузии
(1С. при 25 В).но повысить процент выхода годных приборов и улучшить их ха¬
рактеристики. Однако из рио. 6.9 видно, что влияние температуры
окиоления монет проявлятьоя значительно олабее, еоли в плао-
тине есть зародыши для дефектов упаковки, например, свирл-
дефекты.Хотя при использовании низких температур окиоления повы¬
шаются качество и выход приборов, этот метод редко применяет¬
ся в технологии, поокольку при этом возрастают времена окио¬
ления. Вдобавок "накатанные" или ооаяденные методом химического375
разложения окиолы имеют такие существенные недостатки, как раз¬
ная толщина окисла на разных участках пластины, наличие в нем
нитевидных пор и недостаточная плотность. Поэтому осажденные
окислы менее эффективны в качестве защитных диффузионных ма¬
сок по сравнению с обычными термическими окислами.Уменьшить время получения окисла желаемой толщины можно
путем проведения низкотемператуного окисления под давлением.Вмо обнаружено [23, 24] , что скорость окисления кремния за¬
висит от давления и можно достичь такой же скорости окисления
как при низкой температуре (л'800°с), так и при высокой
1200°С), если использовать давление кислорода над кремнием
выше I атм. Такой процесс позволяет уменьшить термомеханичес¬
кие напряжения в пластинах, однако неизвестно, будет ли это
влиять на скорооть образования избыточных собственных межузель¬
ных атомов кремния, поскольку в данном сдучае уменьшение тем¬
пературы окисления не сопровождается изменением скорости окисле¬
ния.Для уменьшения плотности дефектов упаковки в окисляемых
пластинах можно также использовать аномальный эффект, обнару¬
женный автором работы [25] . Оказалось, что при данном време¬
ни окисления размер дефекта упаковки увеличивается о роотом тем¬
пературы в соответствии с уравнением Аррениуса, но при некото¬
рой температуре достигается максимальный размер, и при дальней¬
шем повышении температуры размер дефекта резко уменьшается, так
что в конце концов дефект исчезает. Кривая зависимости разме¬
ра дефекта от температуры представлена на рио. 6.11; на ней
можно выделить две обласгигроста и"ретро-роста"( "растворения")
Установлено, что температура, выше которой кристалл полностью
овободен от дефектов упаковки, является функцией нескольких па¬
раметров, в том числе ориентации кристалла и среды окисления.Рис. 6.££. Соотношение меж¬
ду длиной дефектов упаковки и
обратной температурой,376
Обсуждение механизмов "растворения" (уменьшения размеров)
дефектов упаковки приводится в следующем разделе.Влияние атмосферы, в которой проводится термообработка. Как
отмечалось в гл. 3, динамика роста дефектов упаковки может
сильно зависеть от среда, в которой проводится термообработка
плаотин. Когда требуются высокие скорости окисления, окисление
проводится в парах воды или в окислительной атмосфере с до¬
бавкой НС£ . Для обеспечения низких скоростей окисления крис¬
таллы обрабатываются в сухом кислороде. Меняя условия окисле¬
ния, можно обеспечить "растворение" дефектов упаковки вплоть
до полной их аннигиляции (рис. 3.55). Уничтожение дефектов наб¬
людается также при отжиге пластин в вакууме (рис. 3.47).Однако при производстве приборов использование отжига в
вакууме с целью уменьшения размеров и плотности дефектов упа¬
ковки неосуществимо. Двухступенчатое окисление тоже может ока¬
заться непрактичным. Поэтому получили развитие такие методы, которые
позволяют воздействовать на относительные концентрации собствен¬
ных межузельных атомов кремния и вакансий в окреотности меж-
фазной границы окисел-кремний. Это дает возможность контро¬
лировать плотность дефектов в криоталле. Наиболее широко ис¬
следованы опособы, связанные о влиянием парциального давления
кислорода, влиянием неокисляющей среда и влиянием галогеносо-
держащих агентов (НС£ , трихлорэтилен и т.д.).ПАРЦИАЛЬНОЕ ДАВЛЕНИЕ КИСЛОРОДА. Поскольку скорость окисления
кремния является функцией парциального давления кислорода вокиолительной среде [26] , скорость роста дефектов упаковки
тоже должна зависеть от парциального давления кислорода, что
и наблюдается в действительности. На рис. 6.52 представлена
зависимость длины дефекта упаковки от времени окиоления для
различных парциальных давлений кислорода.При данном времени окисления длина дефекта упаковки умень¬
шается с понижением содержания кислорода в среде. Очевидно
также, что при пониженном парциальном давлении кислорода ско¬
рость окисления и, следовательно, толщина окисла также уменьша¬
ются при данном времени окислении.Химическая движущая сила роста дефекта упаковки опреде¬
ляется скоростью, с которой генерируются избыточные собствен¬
ные межузельные атомы кремния. Поэтому можно уменьшить ско-
рооть роота дефекта, увеличив окорость генерации вакансий в377
Рис. &.12. Влияние концентрации
кислорода на длину дефектов упа¬
ковки Г271 .□ - И50°С, I0QJC.02! А - Ш9°С,
"* 0210 -кристалле. Автор работ [27, 283 предположил, что о увеличение!
температуры окиоления скорость генерации вакансий возрастает
и при некоторой температуре TR начинает превосходить скорость
образования межузельных атомов, обусловленных окислением, в
результате чего размер дефектов упаковки должен уменьшаться.
Обнаружено, что температура, при которой начинается это умень¬
шение их размеров, являетоя функцией парциального давления
кислорода (рис. 6.13).Для данного времени окисления более низкому парциальному
давлению соответствует и более низкая температура, при кото¬
рой начинается "раотворение" дефектов упаковки. Кроме того,
при высоких температурах время, требуемое для перехода от ста¬
дии роста к стадии растворения дефекта упаковки, меньше по
оравнению о соответствующим периодом для низких температур
окиоления. Предполагается, что существует корреляция между
константой окорости окиоления, подчиняющегося параболическомуРис. 6.13. Температурные за¬
висимости размеров дефектов
упаковки при различных парциаль¬
ных давлениях кислорода (окисле¬
ние в течение 80 мин) [283 •О - 10% 0о - 90$ N*; □ - 50$
02 - 50%N~; д - ЮО%02.378
закону, и коэффициентом самодиффузш, поскольку обнаружено,
что коэффициент оамодиффузии кремния превышает константу око-
рооти окиоления при температурах выше температуры начала раство¬
рения дефектов упаковки [27] .В качестве средотва, позволяющего уменьшить плотность
дефектов упаковки в пластинах кремния, можно использовать при¬
менение температур окисления, превышающих £200°С. В этом слу¬
чае бездефектные пластины подучаются либо в результате подав¬
ления роста дефектов упаковки, либо в том олучае, когда соз¬
даются условия, вызывающие их ретро-роот. Однако при оченьвысоких температурах окисления часто возникает другая пробле¬
ма, а именно генерация дислокаций вследствие термических напря¬
жений. Поэтому представляет интерес рассмотрение других подхо¬
дов к проблеме уменьшения концентрации межузельных атомов на
мезфазной границе по сравнению с концентрацией вакансий.ОТЖИГ В АЗОТЕ, Обнаружено, что отжиг окисленной пластины в азо¬
те приводит к "растворению" дефектов упаковки и микродефектов
[29, 30]. Механизм этого эффекта подобен обсудцавшеадуоя выше.В работе [293 показано, что при отжиге в азоте при различных
температурах под слоем окисла создается зона, не содержащая де¬
фектов упаковки (denuded гопе).Толщина бездефектной зоны являетоя
функцией времени отжига и температуры; в течение четырехчасового
отжига при температуре i250°C можно получить зону толщиной
больше 500 мкм. Установлено также, что при повторном окислении
отожженной в азоте плаотины (после удаления первоначального окио-
ла) новые дефекты упаковки не образуются. Это говорит о том,
что аннигиляция дефекта сопровождается аннигиляцией зародышей,
на которых происходило образование первоначальных дефектов,
приоутотвовавших в криоталле. Преимущество такого процесса сос¬
тоит в том, что приповерхностная область пластины становится
бездефектной и может попользоваться для изготовления приборов.
Поскольку критически важным объемом криоталла почти для воех
приборов (за иоключением солнечных батарей и некоторых видов
о иловых приборов) являетоя именно приповерхноотный олой плаотины
толщиной в неоколько микрометров, подавление образования де¬
фектов в этом объеме или уничтожение дефектов, оущеотвовавших
ранее, приобретает очень большое значение о точки зрения без¬
дефектной технологии цриборов.ВЛИЯНИЕ ГАЛОГЕНОВ. Установлено, что концентрацию вакансий на
меафазной границе кремний-окисел можно повысить добавлением379
небольшого количества галогенов в окислительную среду. В ка¬
честве галогенных добавок можно использовать НС£ [31, 32] ,
трихлорэтилен [33] и трихлорэтан- i,i,I ( С 2М3С63 ,
обозначаемый также СЗЗ [34] ). Обнаружено, что такие добавки
приводят к заметному уменьшению или полному подавлению дефек¬
тов упаковки в пластинах кремния. На рио. 6.14 показано,
как меняется размер дефектов упаковки в зависимости от времени
окисления при температуре И00°с при различных концентрацияхНС£ в окислительной атмосфере. При обычной обработке (в от¬
сутствие НС£ ) размер дефектов растет с увеличением времени
окиоления. Однако, как отмечалось выше, при высоких температу¬
рах (обычно > 1240°С) даже в отоутотвие НСt с некоторого мо¬
мента начинается их "растворение". Такая же картина имеет
меото и при добавлении НС?. , но при этом температура начала
"растворения" дефектов понижается, а при концентрации по¬
рядка 3$ зарождение и рост дефектов полностью подавляются.В гл. 5 отмечалось, что хлор и ИС-t способствуют стабилизации
структур Si -SiOz[35]. Очистка и пассивация, вызванные хло¬
ром, особенно если он добавляется в окислительную атмосферу
в виде НС£ , приводят к электрической стабилизации структуры
5i — Si 0 2 • Электрическая нестабильность проявляется
в том, что, как показывают исследования вольт-фарадных характе¬
ристик, после низкотемпературной обработки ( ~250°С) наблюдается
изменение напряжения плоской зоны МОП-структуры. Это явление нес¬
табильности связано о присутствием подвижных металлических ионов,Рис. 6.14. Изменение
размеров дефектов упа¬
ковки в зависимости от
времени окисления и кон¬
центрации НС£ в окисляю¬
щей атмосфере при темпе¬
ратуре обработки ИОО°С
£323.Содержание НС?.: о -0%\А - 0,1%: р - 0,3%; к -«!, • - 5s*T у - 6%.Этот рисунок первоначаль¬
но был представлен на
Весеннем собрании Электро¬
химического общества -1977 г.
в Филадельфии, шт. Пен¬
сильвания.380
например А/а+ на межфазной границе. Предполагается, что
атомы хлора взаимодействуют о ионами натрия, нейтрализуя таким
образом ионный заряд на границе Si - Si02 . Следователь¬
но, на межфазной границе во время окисления находится большое
количество атомов хлора. Хлор может также взаимодействовать с крем¬
нием, "уводить" атомы кремния о границы, т.е. обусловливать
образование вакансий. В результате концентрация вакансий на
межфазной границе повышается, при зтом равновесная концентра¬
ция вакансий С0 в объеме тоже будет увеличиваться. В
конце концов С0 станет больше концентрации вакансий CF в
равновеоии с дефектами, что приведет к растворению дефектов.Однако концентрацию НС1 в окислительной атмосфере
нельзя беспредельно увеличивать, поокольку длительное воздей¬
ствие большого количества хлора может привеоти к повреждение
поверхности. Действительно, извеотно, что газообразный НС1
используется для травления поверхности перед наращиванием эпи¬
таксиальной пленки. Следовательно, уровень концентрации Н3£ в
окислительной атмосфере должен быть ограничен до такой величины,
которая, обеспечивая концентрацию хлора на границе, достаточную
для уменьшения или подавления дефектов упаковки, не приводила бы
к чрезмерному травлению поверхности кремния.Предокиолительное генерирование. Явление генерирования широ¬
ко применяется при обработке пластин. Генерирование можно
рассматривать как процеос удаления примесей и зародышей дефек¬
тов из кристаллов и пластин. Термин "генерирование" использует¬
ся в данном случае по аналогии с известным процессом поглощения
и удаления следов газов в вакуумных электронных лампах, где при¬
меняются специальные материалы (например, металлический цезий),
чтобы добиться высокого вакуума.Было разработано несколько методов генерирования. Глав¬
ная цель всех этих методов - улучшение характеристик приборов
и увеличение процента их выхода. Генерирование может проводить¬
ся до начала или в процессе изготовления приборов. Путем подбо¬
ра подходящего термического, механического или химического воз¬
действия можно добиться "переноса" металлических
примесей,способствующих зарождению дефектов (например, кисло¬
рода), из пластины к какому-жбо внешнему отоку, например,
к поверхности (или поверхностям) пластины.В данном разделе рассмотрен процесс генерирования, ко¬
торый проводится перед окислением. Генерирование в процессе
формирования перехода будет описано ниже. Цель "предокисли-
тельного" генерирования заключается в удалении зародышей381
дефектов из пластины с тем, чтобы окисление и диффузия не при¬
водили к возникновению дефектов. При этом основная задача со¬
стоит в том, чтобу удалить зародыши с той стороны плаотины, на
которой должны быть изготовлены приборы, т.е. на которой будут
формироваться окисный и диффузионный слои.Эффективность генерирования определяется тремя факторами:I) геттерируемые примеси и зародыши дефектов должны находиться
в виде твердого раствора, а не стабильных преципитатов; 2) при¬
месь должна быть "транспортабельной", т.е. температура должна
быть достаточно высокой, чтобы происходила быстрая диффузия
примеси;при этом должен устанавливаться достаточно высокий градиент,
чтобы примесь могла уйти из кристаллической области кристал¬
ла; 3) примесь должна "захватываться" в месте, достаточно удален¬
ном от критической области пластины, и не должна "высво-
бовдаться" при последующей термообработке.Предокислительное генерирование можно проводить разными
способами: путем отжига пластин в азоте при высоких температу¬
рах; посредством соответствующей обработки "обратной стороны"
пластины (т.е. тыльной ее стороны, которая не используется для
изотовления прибора) о последующим высокотемпературным отжигом;
с помощью ионной имплантации и др. Оказалось, что все эти мето¬
ды приводят к желаемой цели, т.е. окиоление, проводимое вслед
за генерированием, не вызывает образования дефектов упаковки.В работе [36] показано, что в случае пластин, не имеющих
механических повреждений, отжиг в атмосфере азота при темпера¬
туре свыше Ю00°С приводит к уменьшению плотности дефектов
упаковки, образующихся при последующем окислении. Предполагает¬
ся, что отжиг в азоте вызывает аутдиффузию примесей из припо¬
верхностных областей, причем наиболее важной примесью являет¬
оя киолород, который может диффундировать из объема к поверх¬
ности кристалла, в результате чего образуется относительно сво¬
бодная от кислорода область на глубине до нескольких микромет¬
ров.Генерирование можно также проводить путем введения упру¬
гих напряжений или плаотической деформацией поверхности обрат¬
ной стороны пластины с последующей термообработкой при повышен¬
ной температуре. Деформация обратной стороны плаотины будет обес¬
печивать необходимую движущую силу для диффузии примеси при вы¬
соких температурах. Для создания упругой или пластичеокой дефор¬
мации на обратной стороне пластины существуют различные спосо¬
бы.I. Если обратную сторону пластины подвергнуть механичес-382
кой обработке (обдирке, шлифовке), а затем - термообработке,
на механических повреждениях будут возникать дислокации [37, 38] .
Эти дислокации являютоя источником напряжений, необходимых для
индуцирования диффузии примеоей и их "захвата". Это явление
иллюстрирует рио. 3.9. Из него видно, что микродефекты отсут¬
ствуют в пластине на значительном расстоянии по обе отороны от
дислокационного ряда. Подобный эффект наблюдается и в тех слу¬
чаях, когда дислокации располагаются у обратной стороны пласти¬
ны; при этом объем пластины "очищается" от дефектов.Контролируемые механические повреждения поверхности на
обратной стороне пластины можно создать с помощью процеоса,
известного как звукодробеотруйное деформирование поверхности
[39] . Этот метод заключается в том, что для генерации необхо¬
димых напряжений используется соударение вольфрамовых шариков
диаметром 300 мкм с поверхностью, осуществляемое при помощи
акустических волн. Затем пластина нагревается, и генерируемые
при этом дислокации геттерируют пластину.2.	Образование дислокаций на обратной стороне пластины
можно обеспечить путем диффузии фосфора из источника с повышен¬
ной концентрацией при высоких температурах (гл. 3). Известно,
что образующиеся про диффузии фосфора диолокации несоответствия
геттерируют нз пластины точечные дефекты и примеси, подавляя
таким образом зарождение дефектов упаковки при последующем
окиолеюга "передней" поверхности пластины [40] . Такой способ
генерирования предпочтительнее, поскольку диффузионный процеоо
легче контролировать, чем процесс введения механнчеоких повреж¬
дений поверхности.В процеоое генерирования с использованием обратной оторо¬
ны плаотины не только уменьшается плотнооть центров зарозде-
ния, которые образовались в кристалле во время роста, но и обес¬
печивается постоянный сток для нежелательных примеоей, попадаю¬
щих в пластину при проведении технологических операций. В
частности, предполагается, что о помощью диолокаций несоответ¬
ствия можно геттерировать попавшие в пластину металлические
примеси, что существенно повышает качеотво материала в объеме
плаотины.3.	Упругие напряжения, обеспечивающие движущую оиду,
необходимую для генерирования быстродиффундирующих примеоей,
можно создать , осачдая на обратную оторону пластины пленку
нитрида кремния Si 4Л/Ч L.41Q . Такую пленку наносят либо
путем низкотемпературного процеоса о использованием высокочас¬
тотного распыления, либо химическим осаждением из газовой фа-383
зы. При этом на межфазной транше возникают достаточно боль¬
шие напряжения ( 5 • I09 - 5 • Кг° дин/ом2), вызывающие о ток
примеоей при термообработке пластин. Кроме того, предполагает¬
ся, 'гго эффективность генерирования макет увеличиваться за счет
нестехиометричнооти St, ?,А/ ч , поокольку при этом увели¬
чивается растворимость примеоей в пленке нитрида. Пленка нит¬
рида создает в плаотине упругие напряжения, но они действуют
менее эффективно, чем дислокации несоответствия в генерируе¬
мой плаотине. Обнаружено, что дислокации несоответствия яв¬
ляются эффективными геттерами врожденных ,, т.е. введенных при
росте,дефектов, а пленка	эффективна, главным об¬разом, для генерирования зародышей,вводимых при обработке и
связанных, например, о металлическими примесями [42] .4. Разупорядочение решетки можно также создавать имплан¬
тацией ионов в обратную сторону плаотины. Оказалооь, что
повреждения, возникающие при ионной имплантации,очень эффектив¬
но геттерируют из пластин быстродиффундирущие примеси [43, 44].
В работе [44j исследовано влияние различных имплантированных
элементов, таких, как Al ,0 , Р , Si, As и В. Обнару¬
жено, что для генерирования золота наиболее эффективным
методом является имплантирование ионов At с последующим от¬
жигом. Это может быть связано с тем, что при имплантации инерт¬
ных газов при последующем отжиге происходит эпитахоиальная
рекристаллизация с образованием структурно несовершенного
слоя. Наличие остаточного разупорядочения повышает эффектив¬
ность генерирования путем имплантации ионов Аа , в то
время как генерирование путем имплантации ионов As ,£>i • Р и
О оказывается относительно неэффективным. Показано также, чтопри температурах ниже примерно £000°С метод имплантации ионов
аргона является более эффективным, чем общепринятый способгенерирования фосфором^' [45]. При более высоких температурахэффективность этих двух методов примерно одинакова.Влияние кислорода. Установлено, что в бездефектной технологии
кремниевых приборов кислород может играть несколько ролей.Генерирование фосфором (т.е. путем проведения диффу¬
зии фосфора) - это наиболее распространенный метод, иопользуе-
мый при производстве приборов. Для объяснения высокой эффектив¬
ности генерирования фосфором помимо модели, оонованной
на генерации дислокаций несоответствия, были предложены и
другие механизмы. Этот вопрос подробнее рассматривается в
следующем разделе.384
Кислород, находящийся в твердом растворе или образующий класте¬
ры, упрочняет кремний, т.е. уменьшает чувствительность пласти¬
ны к пластической деформации, которая возможна при высокотем¬
пературной обработке [4б] . Эффект упрочнения объясняется за¬
креплением дислокаций нететраэдрически связанными атомами
киолорода и кислородными кластерами. Однако этот эффект дол¬
жен значительно оолаблятьоя, когда начинается выделение кисло¬
рода о образованием комплексов вида SiOx* В этом слу¬
чае наблюдается механическое разупрочнение, т.е. резкое умень¬
шение предела текучести кремния [47] вследствие образования
подвижных диолокаций вокруг преципитатов окиси кремния. Как
уже говорилось, при отжиге кристаллов кремния с выоокой
концентрацией киолорода на выделениях окисла легко происхо¬
дит "призматическое выдавливание" дислокаций (рис. 6.6, 6.7 и
3.40).В гл. 3 отмечалось, что существует корреляция между на¬
личием кислорода в кристалле и генерацией окислительных дефектов
упаковки. В работах [49, 50] показано, что для предотвращения
появления окислительных дефектов упаковки необходимо, чтобы кон¬
центрация межузельного кислорода не превышала З-iO %. Концентрацию
межузельного кислорода в кристаллах, выращенных по методу Чохраль¬
ского, можно снизить путем окисления с добавлением газообразного
HCt . Известно, что такая обработка приводит к удалению кислоро¬
да из кристалла (рис. 6.15) [50].Обычно термообработка плаотин, содержащих кислород, при
повышенных температурах обусловливает уменьшение концентрации
межузельного киолорода. Если термообработка проводится в окис¬
лительной или нейтральной атмосфере, количество мехузельного
киолорода уменьшается вследствие выделения киолорода в виде
двуокиси кремния. Однако этот переход - обратимый, т.е. образо¬
вавший выделения кислород может вернуться в межузельные поло¬
жения в решетке при нагреве плаотины до 1300°С. В случае об¬
работки в среде, содержащей Н31 , происходит необратимое
уменьшение содержания межузельного киолорода в крюталле (рио.
6.15). Нагрев пластин, прошедших обработку в окислительной
атмоофере, содержащей	, до 1300°С не приводит к восста¬новлению концентрации мея^зельного киолорода в кристалле. Это
означает, что НС-6 приводит к удалению киолорода из объема
плаотины. Было обнаружено, что при более низких температурах нагре¬
ва (< 5000° С) в такой же атмосфере происходит лишь частичное
генерирование кислорода, а оотавшийоя киолород может образо-38525-493
Рис. 6.15. Концентрация меж¬
узельного киолорода CO'J в за¬
висимости от условий окисления
С50'1.Наличие HCt в окислительной ат¬
мосфере приводит к удалении
кислорода из пластины, так что
последующая термообработка при
температуре свыше 1300°С не вы¬
зывает восстановления исходной
концентрации COtf . О - кис¬
лород; • - кислород с добавкойвать выделения. Таким образом, окисление в ореде, содержащей
Ж-t, - это мощный метод уменьшения концентрации киолорода
в криоталле, выращенных по методу Чохральокого, которые обыч¬
но оодержат выоокуго концентрацию киолорода. Уменьшение содер¬
жания киолорода приводит к желаемому уменьшению плотнооти
окиолительных дефектов упаковки. Особенно важен этот метод
в олучае криоталлов большого диаметра.Однако к повышению процента выхода годных приборов может
приводить не только уменьшение содержания киолорода в кристал¬
лах, но и благотворное влияние выделений кислорода. В резуль¬
тате такого процеоса в кислородосодержащих кристаллах при тер¬
мообработке образуются так называемые преципитационно-диолока-
ционные колонии^или комплексы (ПДК), распределенные по всему
объему, которые действуют как внутренние стоки для быстродаф-
фундирующих примесей [51, 52] . Этот процеоо, который называют
также "внутренним генерированием”, в отличие от "внешнего гет-
терирования" эффективен только в том олучае, когда приповерхноот-
ная область плаотины свободна от кислорода и, оледовательно,
от ЩЦС .Еоли ПДК гомогенно распределены по всему объему плас¬
тины, это будет оильро влиять на характеристики прибора, так
как в этом случае дефекты будут присутствовать и в обедненной
области р- (г -перехода или на границе окисел-кремний в МОП-струк-
турах. Кроме того, преципитаты, находящиеся вблизи поверхности,
будут обусловливать зарождение дефектов упаковки при окислении
пластин. Бели же поверхноотные области "очистить" от киолоро¬
да, например, путем отжига в азоте или используя окисление с
добавкой НС1 , а в объеме плаотины сохранить высокую концентра¬
цию киолорода, то можно достичь требуемого распределения дефек-386
тов ~ ПДК могут действовать как непрерывные стоке для металли¬
ческих примесей без "вторжения" в критическую, т.е. ближайшую
к поверхности, область пластины. Такое внутреннее генерирова¬
ние становится особенно важным, когда испольвугатоя материал
с высокой плотноотью дефектов или поликристалличеокие плаотины
в пленки кремния, например, применяемые для изготовления солнеч¬
ных батарей. Эти явления рассмотрены в соответствующих разде¬
лах.6.2.2. ДиффузияДиффузия легирующей приме ои в кремний о целью формирова¬
ния р- к -перехода может иметь два различных л противополож¬
ных последствия. Как отмечалооь в гл. 3, диффузия легирующих
примесей из источника о выоокой поверхностной концентрацией
приводит к образованию дислокащй несоответствия в криоталле,
а такке к распаду пересыщенного твердого раствора летарупцей
примеси с образованием выделений. Этот эффект имеет место,
в частности, и при диффузии фоофора. Полезное влияние диффун¬
дирующих примесей, в том числе и фосфора, состоит в генери¬
ровании ими нежелательных примесей.Бездефектная диффузия. Диффузия примесей в кремнии часто приво¬
дит к зарождению дислокаций. Чтобы избежать этого, используются
различные методы, например, тщательный контроль поверхностного
совершенства пластины, сведение к минимуму процеосов выделения,
уменьшение напряжений, которые вводятоя в решетку кремния диф-
фузантом.В разд. З.З.Я было показано, что при диффузии легирующей
примеои на поверхностных дефектах (еоли они еотъ) могут за-
роадатьоя дислокации. Очевидно, что на полностью бездефектной
поверхности гетерогенное зарождение дислокаций происходить не
должно. Однако это справедливо только в том случае, если
поверхностная концентрация легирующей примеси не превышает
предела растворимости. Кроме того, при диффузии легирующей
примеои дислокации могут зарождаться не только на царапинах,
но и на изначально существующих близ поверхности дефектах упа¬
ковки.Генерация дислокаций непосредственно связана с явлениями
преципитации. Это становится ясно из рис. 3.61 и 3.63. Если
концентрация фосфора в кристалле не превышает предела его раство¬
римости, то образование выделений и дислокаций ограничивается38?
их гетерогенным зароэдением на поверхностных царапинах и ям¬
ках (рис. 3.62). Если концентрация фосфора выше предела раство¬
римости, о чем свидетельствует образование выделений на всей
поверхности И,+-области (рис. 3.64), тогда в И,+-области
наблюдается высокая плотнооть дислокаций. В работе [53] бы¬
ло установлено, что существует прямая зависимость между плотностью
дислокаций в Н+-области и средней поверхностной проводимос¬
тью диффузионного слоя (рис. 6.16). Проводимость, которая рав¬
на , обратной величине произведения глубины перехода на поверхност¬
ное сопротивление диффузионного слоя, является прямым показа¬
телем общего содержания фосфора в KV+-области. При высокой про¬
водимости содержание фосфора в ^-области превышает предел
растворимости, вызывая образование дислокаций.Уменьшения избыточной концентрации фосфора и, следователь¬
но, плотности дислокаций несоответствия можно добиться, ес¬
ли свести к допустимому минимум поверхностную концентрацию
фосфора и предусмотреть подходящий барьер, ограничивающий
диффузию избытка этой примеси в кремний [54] . Концентрацию
фосфора можно изменять, меняя время пробулысивания азота через
жидкий источник фосфора(РВг} или P0CQ, а также меняя скорость
пробулькивания и процентное содержание киолорода в потоке газа.
Когда концентрация фосфора становится ниже 4-4,5 * Я О2® см-^,
дислокации при его диффузии в кремний не образуются.Поверхностную концентрацию фоофора можно уменьшить нара¬
щиванием тонкого ( ~ 100 А) слоя окисла на кремний перед диф¬
фузией фосфора, причем это не повлияет на общее количество
фосфора, диффундирующего в кремний. Такой окисел, играющий роль
барьера, можно вырастить на месте в диффузионной печи непосред-Рис. 6.16. Плотность
дислокаций в зависимости
от средней поверхност¬
ной проводимости крем¬
ния, в которой проводи¬
лась диффузия фосфора
153Д.388
ственно перед введением источника фоофора в диффузионную трубку.
Б работе [54] показано, что этим опоообом можно достичь замет¬
ного увеличения выхода годных р-n, -переходов при изготовлении
биполярных транзисторов.Плотность диолокаций несоответствия можно также уменьшить
о помощью процесса, называемого "компенсацией деформации". Этот
подход основан на предположении, что диффузия примеси с атомным
номером, отличающимоя от атомного номера исходной решетки, вно¬
сит напряжения, величина которых достаточна для возникновения
дислокаций (гл. 3). В работах [55-57] показано, что уменьшить
напряжения несоответствия можно последовательной или одновре¬
менной диффузией более, чем одной примеои, например, с по¬
мощью одновременной диффузии акцепторов или доноров двух типов,
из которых атомный радиус одной примеси больше, а другой мень¬
ше, чем у кремния. Так,при одновременной диффузии бора и
галлия (атомные радиусы бора, галлия и кремния ооотавляют
0,88, 1,26 и 1Д7А,соответственно) расширение решетки, обус¬
ловленное галлием,компенсируется сокращением решетки, вызыва¬
емым бором. В результате можно создать уоловия, не приводящие
к зарождению диолокаций несоответствия даже при высокой кон¬
центрации акцепторов. В работе [56] показано, что при после¬
довательной диффузии олова и фоофора напряжения сжатия, обу¬
словленные оловом, компенсируются расширением решетки, кото¬
рое сопутотвует диффузии фосфора.Одновременная диффузия фосфора и мышьяка тоже уменьшает
плотнооть диолокаций несоответствия. Однако в этом случае
разница атомных размеров не может быть ответственна за умень¬
шение плотнооти дислокаций (атомные радиусы Si,,As и Р состав¬
ляют 1,17, 1,18 и 1,10 А, соответственно). Предполагается, что
диффузия фосфора в кремнии происходит по такому механизму:
фоофор образует на поверхности кремния комплекс с вакансией
(так называемый Е-центр), затем Е-центр перемещается вглубь крис¬
талла и там диссоциирует, в результате чего возникает избыточ¬
ная концентрация вакансий [58] . Постулируется, что эти вакан¬
сии ответственны за некоторые эффекты, включающие движение рос¬
товых дислокаций, их размножение и формирование оетки дислокаций.
В качестве еще одной группы явлений, связываемых с диссоциаци¬
ей Е-центров, можно рассмотреть влияние эмиттерной диффузии
на профиль перехода коллектор-база непосредственно под эмитте¬
ром. К наиболее известным из таких явлений .относится эмиттер¬
ный пуш-эффект, заключающийся в том, что диффузия базовой
примеои усиливается в области, расположенной под эмиттером,389
который формируется диффузией фосфора [59, 60] . С этим явле¬
нием связана, в частности, проблема получения требуемой толщи¬
ны базы для СВЧ-транзисторов. Для объяснения эмиттерного пуш-
эффекта привлекались и другие механизмы, например, влияние
электрического поля перехода эмиттер-база на коэффициент диффу¬
зии базовой примеси, образование ионных пар, а также измене¬
ние концентраций заряженных точечных дефектов с изменением поло¬
жения уровня Ферми вследстЕие сильного легирования [61] (гл. 2).Между тем было показано, что можно избежать проблем, свя¬
занных с эмиттерным пуш-эффектом, если использовать для форми¬
рования эмиттера мышьяк. В частности, мышьяк обычно использует¬
ся при изготовлении Еысокочастотных приборов; это позволяет из¬
бежать уширения базы. Подавление эмиттерного пуш-эффекта приписыва¬
ется е данном случае уменьшению концентрации избыточных вакансий.
Предполагается, что при совместной диффузии мышьяка и фосфо¬
ра атомы мышьяка захватывают избыточные вакансии, высвобожда¬
ющиеся при диссоциации Е-центров. Кроме того, наблюдается на¬
копление мышьяка на поверхности эмиттера, что, вероятно,
уменьшает напряжения на поверхности, предотвращая зарозде-ние дислокаций [57] .Генерирование. В предыдущем разделе было рассмотрено гене¬
рирование, которое проводится перед окислением. При изготовле¬
нии приборов широко применяется также генерирование в процессе
диффузии, т.е. использование области высокой концентрации фос¬
фора, бора или мышьяка на поверхности плаотины в качеотве сто¬
ка для примесей, поскольку при этом возникает необходимая для
диффузии примесей движущая сила. Генерирование можно осущест¬
влять перед формированием р-п-перехода, во время формирования
или после него.Существует целый ряд способов генерирования тяжелых ме¬
таллов из пластин кремния. Основной из них - это формирование
сильнолегированного стеклообразного слоя на поверхности плас¬
тины с одновременной или последующей высокотемпературной обра¬
боткой в течение определенного времени. Результатом такого про-
цьоса является существенное уменьшение содержания металли¬
ческих примесей в плаотине, что сопровождается увеличением вре¬
мени жизни неооновных носителей и улучшением диодных характе¬
ристик р-а-переходов, которые уже были сформированы в плас¬
тине или будут изготовлены после генерирования.Выло показано, что генерирование таких примесей,как Ре,Си. и Аа
происходит в процеоое "загонки" фосфора, бора, мышьяка или гал-390
Рис. 6.17. Влияние генерирования на вольт-амперные харак¬
теристики диодов [631.Д - перед генерированием: tnA- после генерирования: • -
бездефектный диод; Q=fc 9,5-iO10 см А; = 5,о«10-<5 см2; х’; == 0,4 мкм.	4	члия при диффузии их из некоторых источников, например, из Р205,
В203, РОС^, PHj И т.д. Геттерирование металлов происходит
при термообработке плаотин о нанесенным на них олоем легирован¬
ного стеклообразного окиола [62] . Приборы, требувдие нали¬
чия сильно легированного вырожденного олоя на поверхности, мож-391
но геттерировать непосредственно в процессе их изготовления.
Таким образом, как при формировании эмиттера в транзиоторах
путем диффузии фосфора ,так и при создании слоя о высокой кон¬
центрацией примеси, необходимой для формирования омических кон¬
тактов и изготовления п,+-р-структур в солнечных батареях,
генерирование производится непосредственно в ходе операции
диффузии.Эффективность генерирования фосфором иллюстрирует рио.
6.17 [63] , на котором показаны три вольт-амперные характерис¬
тики. Верхняя кривая отвечает диоду, в котором имеются электри¬
чески активные дефекты упаковки (ом. также рио. 5.27).На этой кривой можно выделить три области: омическую область
( VR < kT/fl, ). где I ~ V ; область генерационных токов< кт/4 < vR < vTH где 1 ~ у0:% и 0<3jifTbсильной зависимости от напряжения ( Vr > VTH ), где 1~V
(УЬ = 4,75 ± 0,25).Этот диод был подвергнут генерированию, которое состоя¬
ло в том, что на тыльную оторону пластины, содержащей диод,
было нанеоено фосфорное отекло, а затем пластина была отожжена
при ~ 900 С в течение I ч. Лицевая сторона пластины при про¬
ведении геттерирования защищается путем нанесения на ее поверх¬
ность нелегированного окисла. При этом происходит удаление из
плаотины металлических примесей, декорирующих дефекты упа¬
ковки. В частности, таким путем может быть удалена медь, таккак она может продиффундировать при 900°С на расстояние до
600 мкм за i мин [64] . Это расстояние значительно превосхо¬
дит типичную толщину пластин.Влияние геттерирования демонстрирует средняя кривая рио.
6.Я7. Из сравнения ее с нижней кривой, соответствующей безде¬
фектному диоду, видно, что характеристики бездефектного и гет-
терированного диодое подобны. Избыточный генерационный ток в
области пространственного заряда в генерированном диоде при¬
мерно в 3 раза больше, чем в лучших бездефектных диодах, а об¬
ласть, где выполняется закон	в геттерированных
приборах отсутствует. Ясно, что после удаления металли¬
ческих примесей дефекты становятся электрически неактивными.Это подтверждает также рио. 5.8. При наблюдении дефектов упа¬
ковки или других дефектов с помощью растрового электронного
микроскопа е EBIC-режимб генерационно-рекомбинационные зоны
вокруг дефектов после геттерирования не выявляются, т.е.
возникновение генерационно-рекомбинационных зон обусловлено
прежде всего тяжелыми металлами и генерирование этих металлов392
уменьшает электрическую активность дефектов. Было предложено
несколько моделей, объясняющих механизм геттерирования. Считает¬
ся, что генерирование может происходить под действием напряже¬
ний несоответствия, в том числе упругой и пластической дефор¬
маций, а также под влиянием химических движущих сил, в том чис¬
ле обусловленных эффектами растворимости. Роль напряжений несоот¬
ветствия рассматривалась выше. Диффузия легирующей примеси из
источника с высокой концентрацией часто оопровождаетоя возник¬
новением упругой деформации, которая приводит к зарождению
дислокаций. Возникающие в результате диффузии напряжения обес¬
печивают движущую силу, необходимую для диффузии металлических
примесей, а дислокации могут действовать как центры захвата
примесей е местах, удаленных от критических областей пластины.
Изолирующая диффузия, которая проводится при изготовлении ин¬
тегральных схем, также может использоваться для геттерирования
тяжелых металлов из активных областей прибора [65]. Процесс
изолирующей диффузии заключается в том, что вокруг 1г-облаотей
в эпитаксиальных пленках осуществляется глубокая диффузия бора
с целью обеспечения электрической изоляции приборов друг от дру¬
га с помощью р-п-переходов (рис. 5.64). В результате этого дли¬
тельного высокотемпературного процесса часто возникает высокая
концентрация бора и образуются дислокации несоответствия вокруг
тех областей пластины, в которых должны быть сформированы активные
элементы. Следовательно, для геттерирования "карманов"и,-типа
можно использовать изолирующие р+-области. Было показано, что
плотность эмиттерно-коллекторных трубок в транзиоторах уменьшает¬
ся по мере того, как уменьшается среднее расстояние от края
эмиттера до изолирующего перехода. Подобный эффект можно исполь¬
зовать и в диэлектрически изолированных интегральных схемах,
в которых оотровки активных облаотей окружены поликриоталли-
чеоким кремнием, который благодаря выоокой плотности межзерен-
ных границ служит эффективным геттером для металлических приме¬
оей.Химические явления могут играть большую роль в процессах
геттерирования в тех случаях, когда генерирование примеоей
обусловливается образованием химических соединений между метал¬
лическими примесями и легирующими элементами. Причиной акку¬
муляции тяжелых металлов в областях с высокой концентрацией
легирующей примеси может служить не только образование соеди¬
нений, но и просто более высокая растворимость металлов в сильио-
легированных окислах кремния. Последнее может быть результатом
образования фазы с низкой точкой плавления на поверхности393
пластины во время генерирования при высоких температурах, т.е.
предполагается, что при температуре генерирования окисел будет
находиться в расплавленном состоянии [64] .Точку размягчения кремниевых стекол можно понизить добав¬
лением фосфора (или бора), причем оказалось, что эффективность
генерирования возрастает с повышением оодерхания фосфора в
в стекле. Если слой стекла является геттером главным образом
для металлов, то можно ожидать в стекле повышенную концентра¬
цию металлов. На практике обнаружено, что процесс генерирова¬
ния зависит от конкретного элемента. Оказалось, что железо ак¬
кумулируется в слое стекла [бб] , а медь и золото - в сильно-
легированных областях пластины [67, 68] . Повышение раствори¬
мости меди и золота в 1г+-области связывают с особенностями
электронно-дырочного равновесия в кристалле [68] . Медь и золо¬
то действуют как акцепторы, когда находятся в узлах решетки
кремния, и как доноры, когда находятся в междоузлиях. В kv+-об¬
ласти концентрация узельной компоненты этих элементов повышает¬
ся, а межузельной - падает. Кроме того, коэффициент диффузии
этих металлов в И,-области меньше, чем в олаболегированных
областях п -типа и в материалах р -типа, так как эти метал¬
лы диффундируют с помощью эстафетного механизма и увеличение
раотворимости по типу замещения уменьшает коэффициент диффузии.
Сочетание всех этих факторов приводит к тому, что металлы диф¬
фундируют к ^-области и захватываются там. Образование сое¬
динения между металлами и атомами генерирующего слоя может
приводить к усилению описанных выше эффектов. Сообщалось о су¬
ществовании соединения А и,2 Р3 в слоях, в которые проводи¬
лась совместная диффузия Р и А а.Наблюдалось также, что генерирование быстродиффундирующих
металлов в кремнии может наблюдаться при диффузии не только Р,В, As и &а, , но также и Ni . В случае генерирования
никелем напряжения, обусловленные расширением решетки, недостаточ¬
ны для возникновения дислокаций [64^ . Однако предполагается,
что коэффициент распределения меди в тройной системе Si--Си."А/1
меньше, чем в бинарной системе Si “ Си. , поэтому Си будет
стремиться в область тройной фазы, т.е. будет уходить из объе¬
ма кремния в приповерхностный олой с повышенной концентрацией
никеля.394
6.2.3. ЭпитаксияДля получения бездефектных эпитаксиальных пленок необходи¬
мо обеопечить минимальные термомеханические напряжения и из¬
бежать зарождения и роста эпитаксиальных дефектов упаковки.Как уже говорилось в гл. 5, образование эпитаксиальных дефектов
упаковки контролируется качеством поверхности, наличием загряз¬
нений на поверхности подложки или в газовой фазе и наличием
дефектов в областях пластины, близких к поверхности.Очень эффективный способ обеспечения чистоты поверхности,
т.е. отсутствия загрязнений и окисной пленки, заключается втравлении в смеси чистого Нап с 1-25? газообразного HCt
при температуре травления 1200иС , которое проводится до эпитак¬
сии. Было обнаружено, что травление в НСI почти полностью уда¬
ляет мелкие механические повреждения и химические загрязнения,
поэтому при получении высокочистых эпитаксиальных пленок всегда
проводится такая обработка. Обычно при этом удаляется слой крем¬
ния толщиной 0,5 мкм. Удаление более толотого слоя, как обнаруже¬
но, не практично при изготовлении интегральных схем, поокольку
с удалением кремния возрастает сопротивление субколлекторного
скрытого слоя, а оно додано быть достаточно низким ( 425 Ом/квад¬
рат).Было показано, что добиться уменьшения плотности эпитаксиаль¬
ных дефектов упаковки можно также, контролируя содержание кисло¬
рода в подложке. В отсутствие загрязнений (например, углерода)
в газовой фазе главной проблемой спешного эпитакоиального роста
становится наличие металлических примесей. В окисленных подложках
часто обнаруживается высокая плотность плоскодонных ямок травления»
называемых S -ямками3^, которые связывают с наличием метал¬
лических примесей [71] . Дефекты, которые дают при травлении
такие ямки, служат зародышами для эпитаксиальных дефектов упа¬
ковки. Плотность 5 -ямок можно уменьшить различными метода¬
ми. Например, установлено, что S -ямки отсутствуют на поверх¬
ности тех образцов, в которых для формирования скрытых слоев
проводилась имплантация сурьмы. В свою очередь, плотность
эпитаксиальных дефектов упаковки уменьшается в эпитаксиаль¬
ных пленках, выращенных на подложках с имплантированной в них^ От английокого saucer (чайное блюдце). Их
называют также мелкими < shallow ) , пустыми ( empty )
и т.д. В сокращении S - Bit есть оттенок: это не любая пус¬
тая ямка, а только связанная с поверхностным загрязнением или
дефектом упаковки. - Прим. ред.395
сурьмой [7l] . Этот эффект объясняется тем, что возникающие
при имплантации сурьмы отруктурные нарушения частично сохра¬
няются и после отжига геттерируют атомы тяжелых металлов,
причем геттерирующее действие этих дефектов распространяется
на значительные расстояния вокруг имплантированных областей.В работах [71, 72] была показана прямая зависимость между
содержанием кислорода в подложке и плотностью эпитаксиальных
дефектов упаковки в наращиваемых пленках. Содержание кислоро¬
да в кристаллах, выращенных по методу Чохральского, возрастает
при повышении скорости вращения кристалла и тигля. Было обнаружено,что плотность эпитаксиальных дефектов упаковки в пленках,
выращенных на таких богатых кислородом подложках, уменьшается[72] .Извеотно также, что высококачественные эпитаксиальные плен¬
ки можно получать на криоталлах большого диаметра (70 мм и
более). Такие кристаллы обычно содержат больше киолорода,
чем кристаллы меньшего диаметра. Считается, что геттером для
металлических примесей, имеющихся на поверхности, служат в
данном олучае окисные выделения, образующиеся в объеме пластин.
Однако те выделения и микродефекты, которые пересекают по¬
верхность, вероятно, являются зародашами для эпитаксиальных
дефектов упаковки (рис. 3.85 и 3.86). В процессе окиоления или
диффузии с целью получения скрытого слоя перед эпитаксией может
происходить загрязнение поверхности кристалла металлическими
примесями и, как результат, возникновение высокой плотности од¬
нородно распределенных на поверхности зародышей. Для генериро¬
вания этих примеоей и предупреждения образования эпитаксиаль¬
ных дефектов упаковки желательно поэтому иметь в плаотине дос¬
таточно высокую концентрацию кислорода.6.2.4. Ионная имплантацияПреимущества ионной имплантации как метода изготовления
р-И,-переходов состоят в том, что она допускает высокую точность
контроля концентрации легирующей примеси и высокие скорооти
процесса, так необходимые, например, для производства солнеч¬
ных батарей, чтобы обеспечить их низкую стоимость. Как уже
говорилось в гл. 3, после ионной имплантации производится от¬
жиг с целью кристаллизации аморфного олоя, возникающего в резуль¬
тате имплантации, перевода имплантированных атомов примеси в
электрически активное оостояние и уменьшения плотнооти радиа-396
ционных дефектов. Оцнако термообработка имплантированных олоев
приводит к некоторым нежелательным последствиям. I) Диффу¬
зионный профиль, который получается после имплантации и отжига,
характеризуется максимальной концентрацией в области, на¬
ходящейся на некотором расстоянии от поверхности пластины, а
не у самой поверхности,как в случае обычной диффузии. Такой
профиль, как оказалось, нежелателен для некоторых приборов,
например, солнечных батарей, пооколысу при этом возникает
электрическое поль. которое направляет носители, образующиеся
вблизи поверхности,не к собиравшему р-n,-переходу, а от него,
тем сашм уменьшая коэффициент собирания солнечной батареи.2) Имплантированная область не становится полностью без¬
дефектной ..осле отжига. В такой структуре всегда остается неко¬
торое количество дислокаций, наличие которых обычно приводит к
ухудшению электрических овойотв, а именно повышению тока
утечки, уменьшению коэффициента усиления в транзиоторах и к
снижению чувствительности в коротковолновой области в случае
солнечных батарей. 3) Термообработка, проводимая пооле ионной
имплантации, часто оказывает сильное и неблагоприятное воздействие
на объемные свойотва кристалла. В частности, время жизни неос¬
новных носителей тока в объеме плаотины может после отжига
оказаться даже ниже, чем в исходном криоталле.В работах [73, 74] было показано,что плотность остаточных
дефектов может быть уменьшена применением двухступенчатого от¬
жига. Если сначала проводить низкотемпературную обработку,
при которой происходит рекристаллизация (а точнее, кристаллизация)
аморфной пленки, а затем - высокотемпературный отжиг, уменьшаю¬
щий плотнооть остаточных дефектов, можно обеспечить значитель¬
но более высокое совершенство кристалла по сравнению о одно-
отупенчатым отжигом при высокой температуре. Это иллюотрирует
рио. 6.18, на котором приведены трансмиссионные электронные
микрофотографии кремния, имплантированного мышьяком, пооле двух
различных обработок. Образец, показанный на рио. 6.18,а, от¬
жигался при 920°С в течение 30 мин в атмосфере азота; в его
структуре видны дислокационные петли и переплетающиеся дисло¬
кации. Образец,приведенный на рио. 6.18,6, отжигалоя I ч
при температуре 550°С, а затем 30 мин при 920%. Видно, что
двухступенчатый отжиг приводит в уменьшению плотности дефектов
на порядок [74] . сффективнооть двухступенчатого отжига за¬
висит от различных параметров, в том числе от дозы импланта¬
ции и температуры первого отжига.Двухступенчатый отжиг, как ш видели, позволяет уменьшить397
Рио. 6.-I8. Влияние двухступенчатого отжига на плотность ос¬
таточных дефектов в 1фемнии после ионного легирования мышьяком
[74].а - одноступенчатый отжиг (30 мин при 920°С); 4 - двухступенча¬
тый отжиг И ч при 550 С, затем 30 мин при 920 С).плотность остаточных дефектов в имплантированной области, но
остаютоя другие недостатки процесса имплантирования,такие,
как неидеальныЁ профиль распределения примеои и влияние термо¬
обработки на время жизни неооновных нооителей в объеме пластины.Очень эффективным средотвои преодоления этих главных проб¬
лем метода ионной имплантации является применение лазерного от¬
жита. Цутем локального нагрева имплантированных областей с по-
мицыо импульсного лазера или лазера непрерывного действия можно398
обеопечить и кристаллизацию аморфного олоя, и активацию ле¬
гирующей примеои,и отжиг дефектов в имплантированной области
[75-80]. Для отжига имплантированных пластин применяются руби¬
новые лазеры (длина волны 0,694 мкм) и лазеры на основе АИГ<Л/с1>
(длина волны 1,064 и 0,532 мкм), работающие в режиме модулиро¬
ванной добротности, а также лазеры непрерывного действия на
углекислом газе. Наибольшее распространение получило облучение
имплантированной пластины короткими импульсами (от нескольких
наносекувд до нескольких сотен миллисекунд) с плотностью энергии
до 2 - 4 Дж/см2 . Лазерный отжиг приводит к некоторым из¬
менениям в свойствах имплантированных пластин, из которых са¬
мое поразительное - это полное удаление всех протяженных дефек¬
тов из имплантированной области. На рис. 6.19 показаны для срав¬
нения трансмиссионные электронные микрофотографии пластин,
имплантированных бором, одна из которых отжигалась обычным
образом (30 мин при температуре 900°С), а другая с помощью
лазера. Видно, что в первом случае в образце сохранилась боль¬
шая плотность диолокаций, а во втором случае получилась полностью
бездефектная отруктура. Более подробное исследование таких струк¬
тур представлено на рио. 6.20 [79] . На снимках а и б показана
светлопольное и темнопольное изображения образцов после ионной
имплантации и лазерного отжига. £ образцах полностью отсутствуют
оотаточные протяженные дефекты вплоть до размеров ~Ю А.Картина электронной дифракции на рис. 6.20,в демонстрирует
отсутствие искажений дифракционных пятен, что подтверждает
сове-ршенство решетки. Микрофотография пластины, которую от¬
жигали обычным образом, полученная в слабом пучке, показывает,
что в структуре имеются сложным образом переплетенные дисло¬
кации, дислокационные петли и диполи (рис. 6.20,г). В отож¬
женных лазером кристаллах протяженные дефекты (диолокации,
дефекты упаковки, двойники и т.д.) отсутствуют, но в них обыч¬
но наблюдается выоокая плотность тачечных дефектов.К другой характерной черте лазерного отжига относится
существенное изменение профиля распределения примесей по
сравнению с обычным отжигом, как свидетельствует рис. 6.21.В обоих случаях профили имеют распределение, близкое к распре¬
делению Гаусса, но лазерный отжиг приводит к заметному уве¬
личению поверхностной концентрации легирующей примеои по срав¬
нению с пластиной, подвергавшейся термическому отжигу. Кроме
того, пик концентрационного профиля сдвигается к поверхнос¬
ти, а глубина залегания перехода возрастает [78] . Наблюдаемое
сильное перераспределение примеси нельзя объяонить диффузией399
Рис. 6.'19. Трансмиссионные электронные микрофотографии плас¬
тин кремния после ионного легирования бором и термического от¬
жига (а), а также лазерного отжига (_б) [79]•в твердой фазе, так как продолжительность лазерного импульса
олишком мала. Предполагается, что при лазерном облучении об¬
ласть пластины толщиной около I мкм расплавляется, а затем
происходит "эпитаксиальное затвердевание” раоплавленной облас¬
ти на подложке, сохраняющей монокристалличёское строение под
расплавленной областью [80] . Этот механизм можно рассматри-400
Рис. 6.20. Светлополъное (а_) и темнопольное (б) изображе¬
ния пластин после лазерного отжига Г 79].а - картина микродифракцш; отсутствие удлинения дифракционных
пятен говорит о совершенстве кристалла; г - изображение образца
(после ионной имплантации и обычного отжига) в слабом пучке.вать как жидкофазную гомоэштакоию, происходящую о оченьВЫООКОЙ СКОР00ТЫ).Теоретический расчет с использованием одномерного уравне¬
ния теплопроводности показал, что температура поверхности
облучаемой пластины может превышать 3000 К. Тот факт, что по¬
верхностный слой действительно расплавляется, подтвердили
последующие наблюдения, свидетельствующие, что в случае
пересыщенных твердых растворов бора и фосфора, в которых
последние обычно образуют выделения при использовании тра¬
диционных методов диффузии из газовой фазы, эти выделения
растворяются при облучении поверхности лазером. Быстрое40126-493
Рис. 6.21. Диффузионные про¬
фили ионно-имплантированных
пластин после термического и ла¬
зерного отжига (схематически).I - термический отжиг; _2 - ла¬
зерный отжиг.охздддение расплавленного слоя вызывает пересыщение этого
олоя легирующей примесью, а повторный нагрев этих пластин
до некоторой температуры ниже точки плавления приводит к пре¬
ципитации пересыщенной примеои.Приведенные эксперименты показали также, что при лазер¬
ном отжиге можно получить повышенную концентрацию носителей
в отжигаемом материале. Установлено, что при имплантации
бора его концентрация в твердом растворе после лазерного от¬
жига может примерно в 5 раз превышать предел растворимости,
при этом не образуются ни дефекты, ни выделения. В то же вре¬
мя термический отжиг пластин с такой высокой концентрацией
имплантированного бора приводит к образованию многочисленных
выделений и дислокаций [78] .Выло показано, что быстрое расплавление и затвердевание
может приводить к превращению аморфной пленки кремния, выращен¬
ной на монокриоталличеокой подложке, в монокриоталличеокую
пленку; это происходит в результате жидкофазной эпитаксиаль¬
ной рекристаллизации [81] . Однако монокристаллическая пленка
не образуется, если такая эпитаксиальная рекристаллизация осу¬
ществляется при температурах ниже точки плавления кремния.
Аморфные слои в этом олучае кристаллизуются с образованием
поликристаллической пленки вследствие наличия многочисленных
гетерогенных зародышей, таких,как примеои и окисные пленки, ко¬
торые имеются между аморфной пленкой и монокристаллической под¬
ложкой. Лазерная обработка, по-видимому, менее чувствительна
к присутствию примесей.Обработка лазером может применяться не только для отжи¬
га ионноимплантированных структур, но и в других целях. Так,402
"рисуя" сфокусированным лазерным пучком по аморфной пленке
кремния на монокристаллической подложке, можно получать изо¬
лированные монокристаллические области, окруженные аморфным
материалом, что может найти применение при производстве интег¬
ральных схем. Другое интересное приложение - это возможность
создания почти бездефектных облаотей в верхней части подлож¬
ки, имеющей высокую плотность дефектов, путем лазерного расплав¬
ления и последующей быстрой кристаллизации поверхностных облас¬
тей кристалла. В частности, таким путем можно в кристаллах,
содержащих высокую плотность диолокаций, создавать тонкие по¬
верхностные слои, имеющие пониженную плотность дислокаций по
сравнению с подложкой. Ситуация в данном случае аналогична
имеющей место при твердофазной эпитаксии, где, как известно,
рост эпитаксиальных пленок на подложках, содержащих высокую
плотность дефектов, может приводить к образованию пленок,
более совершенных по сравнению с подложкой (рио. 3.80).Шстрый цикл расплавление-затвердевание, как правило, подавляет
распространение дислокаций в перекристаллизованный слой, сти¬
мулируя боковое распространение дислокаций. Однако от планар¬
ных дефектов, таких,как двойники и дефекты упаковки, таким
способом избавиться не удается.6.3. Дефекты в приборахДо оих пор мы рассматривали проблемы контроля примеоей
и неоовершенотв в пластинах кремния в связи с теми процессами
и операциями,которые используются при изготовлении приборов.
Однако, хотя каждую из этих операций,фдь это выращивание
кристалла, окисление, диффузия, эпитаксия или ионная имплантация,
можно осуществить таким образом, что плотность вводимых в
кристалл дефектов будет минимальной, необходимо иметь в виду
два важных соображения. При разработке модели любой техно¬
логии, предназначенной для производства определенного прибора,
обычно главная цель заключается в обеспечении максимального вы¬
хода и поддержания характеристик прибора в пределах заданных
параметров. Разрабатывать процесс, позволяющий получить полностью
бездефектный прибор или интегральную схему, не только непрак¬
тично, но и нежелательно. Такой процесс очень трудно осуществим
вследствие взаимовлияния различных этапов изготовления, и, да¬
же если осуществим , такой подход нежелателен ввиду значитель¬
ного увеличения стоимости подобных бездефектных приборов. Одна-403
ко о появлением СБИС эта философия может оказаться неподходя¬
щей, поскольку при очень большой степени интеграции становит¬
ся выгодной именно полностью бездефектная технология.Второе соображение относитоя к типу прибора и его конструк¬
ции. Не все приборы одинаково чувствительны к дефектам, поэ¬
тому влияние плотности и распределения несовершенств на рабочие
характеристики и процент выхода годных устройств могут сильно
зависеть от их конструкции. В данном разделе представлено крат¬
кое и общее обсувдение типа и конструкции приборов с точки зре¬
ния влияния дефектов на их качество. Кроме того, рассмотрены
некоторые пути, позволяющие оптимальным образом попользовать
различные метода и приемы бездефектной технологии, описанные
выше.6. ЗЛ.Биполярные приборыБиполярные приборы очень чувствительны к дефектам, рас¬
положенным вблизи поверхности. Как отмечалось в гл. 5, глав¬
ный фактор, ограничивающий их выход, заключается в образовании
эмиттерно-коллекторных трубок, наличие которых может быть свя¬
зано как с дефектами, вводимыми при обработке, так и с дефекта¬
ми в иоходном материале (чаще всего с дислокациями, дефекта¬
ми упаковки и частицами выделений примесей). Выход биполярных
интегральных охем во многом зависит от глубины залегания пере¬
хода эмиттер-база, которая, в свою очередь, определяется пре¬
дельной частотой, на которую рассчитан транзистор.В случае ИС, рассчитанных на не очень высокие скорости
переключения, таких, как транзисторно-транзисторные логические
схемы, или ТТЛ ( Т^Л ), выход обычно очень высок, в
случае же ИС с высокой скоростью переключения5 например, эмит-
терно-связанных логик ,относительно низок. Другой конструкцион¬
ный параметр, еэжный с точки зрения выхода,-это площадь ИС.Чем больше площадь "чипа", тем меньше выход, в особенности
если исходный материал неоднороден. Влияние площади на процент
выхода годного особенно велико в случае запоминающих устройств.В соответствии с вышесказанным е качестве основного мето¬
да бездефектной технологии при производстве биполярных приборов
используется тщательный контроль кристаллографического и хими¬
ческого совершенства слоя, прилегающего к "рабочей" поверхнос¬
ти пластины. Этот совершенный приповерхностный слой пластины
или эпитаксиальной пленки должен иметь толщину порядка несколь-404
ких микрометров. Биполярные приборы, особенно интегральные схе¬
мы, по существу, нечувствительны к времени жизни носителей то¬
ка в объеме пластины, поэтому и допустимо применение таких про¬
цессов, как окиоление о добавками	, геттерирование "обрат¬
ной отороной" пластины и окисными выделениями. В данном случае
единственное требование к объемным свойствам плаотнны сводит¬
ся к тому, чтобы они способствовали улучшению качеотва мате¬
риала вблизи поверхности, внутренние же дефекты, например, вы¬
деления окислов в объеме, относительно безвредны, если только
они не пересекают приповерхноотные слои пластины.Однако объемные свойства пластины становятся важными в не¬
которых дискретных биполярных приборах, применяемых для регу¬
лирования больших токов, таких^как тиристоры, триаки, а также
некоторые вида мощных транзисторов. Важным требованием в таких
приборах является достаточно большое объемное время жизни,
так как процессы переноса охватывают в них весь объем прибора,
а электрические контакты изготавливаются на разных сторонах
пластины в отличие от интегральных схем, в которых все электри¬
ческие контакты осуществляются на одной поверхности. Дискрет¬
ные приборы большой мощности характеризуются относительно глу¬
боким переходом, поэтому эмиттерно-коллекторные закоротки ред¬
ко бывают причиной деградации их электричеоких свойств.Целый ряд проблем возникает в связи с необходимостью обес¬
печения различных времен жизни в различных областях быстродей¬
ствующих транзисторов и интегральных схем. В эмиттерной облас¬
ти таких приборов время жизни носителей должно быть большим,
чтобы высокими были коэффициент усиления и эффективность эмит¬
тера. Это требование приводит к необходимости использовать
для иготовления эмиттера методы бездефектной технологии. В то
же время для обеспечения желаемого быстродействия толщина базы
должна быть маленькой, чтобы время переноса носителей через
базу было небольшим. Однако с уменьшением толщины базы выход год¬
ных приборов снижается в связи с увеличением вероятности возник¬
новения ЗКТ. Для получения маленьких времен жизни в базе обыч¬
но проводят диффузию золота, что опять-таки приводит к уменьше¬
нию шхода в связи о возрастанием вероятности образования ЗКТ
под действием диффузии золота. В коллекторной области быстродей¬
ствующих транзисторов время жизни тоже должно быть небольшим,
чтобы носители,поступающие из базы, рекомбинировали достаточно
быстро. Перед наращиванием эпитаксиального слоя при изготовлении
таких транзисторов сначала формируют сильно легарованный скры¬
тый, или подколлекторный, слой с малым временем жизни носите-405
лей в нем. Эта операция неминуемо связана с возникновением дефек¬
тов в процессе диффузии.В настоящее время разработаны новые классы биполярных
интегральных схем с характерно тиками, близкими кзврактеристи-
кам обычных биполярных цепей, но менее чувствительные к дефек¬
там. В частности, существуют транзисторы, в которых переход эмит¬
тер-база формируется не внутри базы, а примыкает к переходу
коллектор-база. В олучае нового семейства логических ИС, известных
под названием интегральных инжекционных логик (if^JI),проблему уменьшения выхода,связанного с наличием ЭКТ, можно сде¬
лать менее оотрой, если в качестве переходов эмиттер-база исполь¬
зовать барьеры Шоттки, что позволит исключить эмиттерную диф¬
фузию и связанные с ней эффекты.6.3.2. МОП-приборыКак и большинство приборов, работающих на основных носите¬
лях, МСП-структуры менее чувствительны к дефектам, чем бипо¬
лярные отруктуры. Большие интегральные схемы (ШС) на основе
КМСО-технологии реагируют на наличие дефектов иначе, чем биполяр¬
ные ИС. В олучае БИС дефекты влияют главным образом на быстро¬
действие КМОП-ИС, не приводя к катастрофическим отказам, как это
олучаетоя в олучае биполярных ИЗ. Соответственно при использо¬
вании МОП-и ЮЛШ-технологиЁ изготовления ИС можно подучать очень
высокие выхода годной продукции.Возможность использования изолирующих подложек для МОП-ИС
свидетельствует, что для функционирования последних объемные свой¬
ства пластин не важны. В данном случае критическими активными об¬
ластями являются слои, близкие к певерхности плаотины и к
границе окиоел-кремний. Дополнительное существенное преимущество
МОП-ИС - это самоизолируицийся характер МОП-транаиоторов.
Отоутотвие необходимости формирования изолирующих облаотей естест¬
венно приводит к исключению одной операции высокотемпературной
диффузии. Однако такие структуры очень чувствительны к поверх¬
ностным дефектам. Этот их недостаток еще более усиливается
их относительно низкими рабочими напряжениями. Ввиду наличия
случайных дефектов и примесей пороговые напряжения МШ-струк-
тур пока невозможно контролировать с большой точностью. Поэтому
для обеспечения надежной их работы приходится идти на такие
изменения конструкции приборов, которые допускают функциониро¬
вание и при более высоких напряжениях.406
6.3.3. Солнечные батареиПри получении материалов для солнечных батарей приходитоя
решать многое из тех задач, которые возникает при производстве
интегральных схем и дискретных приборов. Эффективность собирания
носителей в солнечных элементах зависит от времени жиз¬
ни неосновных носителей в объеме пластины, поэтоку технологии
получения исходного материала и самих приборов должны быть нап¬
равлены на то, чтобы обеспечить большое время жизни, как и в
случае мощных дискретных приборов.Для увеличения чувствительности солнечных батарей в ко¬
ротковолновой области обычно используютоя очень мелкие р-П,-пе¬
реходы: о глубиной залегания 0,5 мкм и меньше. Эти условия -
сравнительно высокое качество и небольшая глубина залегания
переходов в солнечных батареях - аналогичны тем задачам , ко¬
торые ставятся и при получении быстродействующих интегральных
схем и СШ-транзиеторов. Кроме того, для солнечных батарей
характерна большая площадь переходов.Большая диффузионная длина неосновных носителей и тон¬
кие перехода большой площади, необходимые в оолнечных батареях,
требуют тщательного контроля воех технологических операций.Основная задача заключается в сохранении объемного времени
хизни. Этого можно добиться различными методами, например, про¬
ведением диффузии с целью формирования перехода при относитель¬
но низких температурах (около 1000°С) с последующим медленным
охлаждением от этой температуры. Другой способ состоит в том,
что переход формируется с помощью ионной имплантации, а для устра¬
нения введенных при этом дефектов используется метод лазер¬
ного отжига. Поокольку имплантация и лазерный отжиг не приводят
к повышению температуры в объеме плаотины, объемное время жиз¬
ни при формировании перехода этим способом меняться не будет.
Следовательно, чтобы использовать преимущества этого метода,
необходимо иметь исходные пластины с большим временем жизни.Однако такой подход не очень эффективен, когда в кристаллах
имеется высокая плотность дислокаций и примесей. Если время
жизни неооновных нооителей мало, для его повышения желательно
использовать генерирование, которое может предшествовать высо¬
котемпературной диффузии, сопутствовать ей или проводиться
после нее. Таким образом, если свойства материала улучшаются
в процессе высокотемпературной диффузии, использование низко¬
температурных операций (ионной имплантации и лазерного или электрон¬
но-лучевого отжига) может оказаться нежелательным.407
Объемное время лизни можно повысить и другими способами,
однако следует иметь в виду, что создание механических поврежде¬
ний на обратной поверхности (метод геттерирования) не всегда го¬
дится дая солнечных батарей, поскольку при этом возрастает ско¬
рость поверхностной рекомбинации на обратной стороне пластины,
что приводит к уменьшению эффективности собирания нооителей.
Преодолеть эту проблему помогает другой метод геттерирования -
создание "отражающего" поля, например, р+-р-перехода (в случае
солнечных элементов со структурой п на р) на обратной стороне
пластины.Возможно,самая большая работа, которую необходимо проделать
для разработки процессов, обеспечивающих достижение высокой
эффективности преобразования солнечного излучения, связана с
использованием кристаллов, имеющих высокую плотность дефектов
и примесей. Здесь в первую очередь должны быть разработаны
процессы, обеспечивающие эффективное применение поликристаллических
кремниевых лент, ФКП-лент и других материалов, привлекающих своей
низкой стоимостью. В работах [82, 83] показано, что современная
технология позволяет получить к.п.д. более 10% даже при ис¬
пользовании кристаллов, оодержащих большое количество дефек¬
тов и примесей. Возможную разницу в качеотве кремниевых лент,
полученных разными методами, можно связать с разными скоростями
роота и влиянием конструкционных материалов, из которых изго¬
товлены уотановки для роста кристаллов и лент. Высокие скорос¬
ти роста обычно приводят к образованию большой плотности дефек¬
тов и возникновению остаточных напряжений в кристаллах. Высо¬
кие скорости роста и ограничение обратной диффузии примесей
от фронта кристаллизации в основную массу расплава в некоторых
методах (например, ФКП, где используется специальный формообра-
зователь, позволяющий получить кристаллы определенной геомет¬
рии) приводят к тому, что эффективный коэффициент распределе¬
ния для большинства примесей оказывается равным единице j84] .
Следовательно, в этом методе невозможна очистка, которая осу¬
ществляется при выращивании о малыми скоростями, когда примеси
сегрегируют в расплав. В результате диффузионная длина в объеме
таких кристаллов меньше, чем в кристаллах, полученных по обычно¬
му методу Чохральского, что приводит к понижению чувствитель¬
ности в длинноволновой области солнечных батарей, изготовлен¬
ных из таких кристаллов. Для увеличения к.п.д. приходитоя408
поэтому максимально повышать чувствительность в коротковол¬
новой области, для чего используются тонкие переходы и такие
метода проведения диффузии, которые не уменьшают чрезмерно вре¬
мя жизни в приповерхностных областях прибора.Ряды дислокаций и границы зерен можно эффективно использо¬
вать для увеличения времени жизни расположенных между ними без¬
дефектных облаотей. Эти дефекты являются стоками для примеоей
неподобно описанным выше преципитационно-дислокационным комплек¬
сам ОВД) в кристаллах, выращенных по методу Чохральокого,
играют роль внутренних геттеров. Важное требование в таких слу¬
чаях - это достаточно больше зерна или достаточно большое
расстояние между дефектами (например, рядами дислокаций), необхо¬
димое в связи с тем, что диффузионная длина материала долж¬
на определяться содержанием примеси и плотностью дефектов во
внутризереиных областях, а не межзеренннми границами и дислока¬
циями. Это условие выполняется в поликристаллических лентах,
подучаемых путем разрезания литого кремния, а также в лентах,
выращиваемых методом ФКП. Как отмечалось в гл. 5, ФКП-кристал-
лы характеризуются специфической дефектной структурой, состоя¬
щей из двойников и рядов дислокаций. Расстояние между рядами
электрически активных дислокаций обычно больше 100 мкм, т.е.,
как и требуется, диффузионная длина в этих кристаллах контро¬
лируется примесями, находящимися между рядами дислокаций, а не
самими дислокациями.Внутреннее геттерирование в какой-то мере является не¬
отъемлемой частью процесса роста таких кристаллов,поскольку при
охлаждении кристалла от температуры затвердевания возможны диф¬
фузия примеси к границам дефектов и осаждение на них. При полу¬
чении кристаллов разливкой ряды дислокаций и границы зерен
достигают своей стабильной конфигурации задолго до того, как
температура станет слишком низкой для заметной диффузии быотро-
диффундирующих примеоей. Внутреннее геттерирование можно прово¬
дить путем послеростовой термообработки кристаллов.Внутреннее геттерирование достаточно эффективно только в
тех случаях, когда распределение дефектов не является случай¬
ным и расстояние между ними достаточно велико. В кристаллах с го¬
могенно распределенными дефектами и в лентах о очень маленькими
зернами внутреннее геттерирование не будет результативным. Дей¬
ствительно, примеси, "связанные" гомогенно распределенными409
дефектами, тоже будут иметь однородное распределение, в резуль¬
тате чего эффективность других методов геттерирования окажется
ослабленной. Если размеры зерен достаточно велики, то наличие
границ зерен не должно оказывать большого влияния на плотность
тока короткого замыкания солнечного элемента;однако большая про¬
тяженность границе обедненной области собирающего перехода мо¬
жет уменьшать напряжение холостого хода прибора. Существует нес¬
колько методов "деактивации" границ зерен. Один из них заклю¬
чается в избирательном введении фосфора в границы зерен (в слу¬
чае, когда исходный поликристаллический кремний имеет проводи¬
мость p-типа) путем низкотемпературной диффузии и в последующей
высокотемпературной диффузии с целью формирования "верхнего"И,+-D-перехода. Это позволяет "заэкранировать" гранищ зерен и
увеличить эффективность собирания электронов, так как препятству
ет их рекомбинации на границах зерен [85j . Такой процесс селек
тивного легирования, когда дефекты легируются соответствующей
примесью, чтобы они могли действовать либо как собирающий пере¬
ход, либо как отражательный переход(р+-р-переход в приборах
Ц+-р-типа); можно использовать для подавления влияния дефектов.
Для разработки конкретных процессов на основе такого подхода
требуются дальнейшие исследования.В работах(86, 87^ показано, что заметное влияние на элек¬
трические свойства границ зерен оказывает добавление к кремнию
атомарного водорода. Оказалось, что при этом уменьшается плот¬
ность состояний, связанных с дефектами, расположенными на гра¬
ницах (для получения атомарного водорода используется плазма).
Потенциальный барьер, существующий на границах зерен, тоже
уменьшается при такой обработке. Физический механизм этого
явления неизвестен. Предполагается, что атомарный водород
насыщает оборванные связи, обусловленные атомами кремния, имею¬
щими нететраэдрическую координацию, аналогично тому, как это
происходит в аморфном кремнии (гл. 7). Кроме того, еодород
может уменьшать число связей Sl'~ О, имеющихся на грани¬
цах зерен. Ясно, одним словом, что влияние водорода на электрон¬
ные характеристики материала требует дальнейшего изучения.
ГЛАВА 7. НЕКОТОРЫЕ ТЕНДЕНЦИИ И ПЕРСПЕКТИВЫКак ясно из предыдущих глав, в конечном счете основной
проблемой технологии полупроводникового кремния является
получение материала с нужными свойствами и приборов с задан¬
ными параметрами. Достижение обеих этих целей тесно связано
с химическим и кристаллографическим совершенством материала.
Обзор литературы, использованной в предыдущих главах, демонстри¬
рует нам динамическую и быстро изменяющуюся картину исследо¬
ваний в этой отрасли производства и науки. Стремительный рост
объема работ в области производства полупроводниковых матери¬
алов и приборов сопровождается одновременно более глубоким
пониманием процессов и явлений, связанных с совершенством ма¬
териалов. Необходимо отметить еще один параметр, который дает
важный вклад в технологию полупроводников, а именно: эконо¬
мический фактор, касающийся стоимости материалов и изготовлен¬
ных на их основе приборов. Он затрагивает особенно фотовольтаи-
ческие приборы, предназначенные для применения в дешевых мас¬
совых устройствах при производстве энергии.В данной главе дается краткая сводка последних новостей,
касающихся явлений, связанных с совершенством кристаллов и
технологией производства, после чего мы обсудим некоторые тен¬
денции, намечающиеся в технологии производства приборов на
основе полупроводникового кремния. Одна из наиболее значитель¬
ных тенденций в исследовании дефектов е монокристаллическом
кремнии за последнее десятилетие заключалась в возрастании
интереса к точечным дефектам и их комплексам по сравнению с
ранними работами, в которых основное внимание уделялось линей¬
ным дефектам (дислокациям). Использование преимущественно без-
дислокационных монокристаллов в промышленности выдвинуло на
первый план важность точечных дефектов в виде собственных411
мвдузелшпс атомов кремния и растворенных примес¬
ных атомов. Несмотря на то что в последнее время появилось
большое количество иооледований, касающихоя природы и механиз¬
мов образования неоовершенотв, связанных о точечными дефекта¬
ми, процеооы, позволяющие полностью иоключить дефекты, до оих
пор как следует не разработаны. Например, хотя концентрацию
овирл-дефектов можно уменьшить, соответствующим образом контро¬
лируя параметры роота криоталяа, полноотью бездефектные кристал¬
лы большого диаметра до сих пор выращивать не удаетоя. Это от¬
носится к сфере будущих исследований, которая требует лучшего
понимания распределения примеоей в кристаллах и дучшей способ¬
ности контролировать иди минимизировать неоднородное распре¬
деление примеоей. Выращивание выоокооовершенных криоталлов боль¬
шого диаметра оотаетоя пока недоотижимой целью.Традиционная технология приготовления исходного материа¬
ла и его переработки в обычные кремниевые приборы и микросхе¬
мы характеризуется интересом к неоовершенотвам в почти совершен¬
ных кристаллах. С возникновением новых дешевых методов полу¬
чения лиотового кремния развиваетоя новая область исследования
дефектов, которую можно охарактеризовать как исследование не¬
оовершенотв в мало совершенных криоталлах. Таким образом,
исследование дефектов в кремнии как бы прошжо полный круг.В ранних работах (на заре кремниевой технологии) ооновное вни¬
мание уделялооь исследованию "грубых" неоовершенотв, например,
больших плотностей диолокаций, большеугловых границ зерен и
других макроскопических неоднородностей, присутствие которых
было немым свидетельством относительной бесконтрольности мето-
тодов, иопользуемых для мращивания криоталлов. Шстрое разви¬
тие технологии выращивания кристаллов и групповой технологии
изготовления приборов привело к тоцу, что в настоящее время
в стандартных промышленных условиях удаетоя шращивать выооко-
сове ршенные кристаллы больших диаметров, а круг имеющихся
в них неоовершенотв сузился до явлений, связанных с распреде¬
лением примесей и собственных точечных дефектов. Возврат к ис¬
следованию грубых дефектов, таких,как ряда дислокаций, большеуг¬
ловые межзеренные границы и плоские дефекты типа двойников,
связан о необходимостью разработки дешевых методов приготов¬
ления материала, которые на существующем уровне их развития
дают возможность получать материал только о большой концентра¬
цией неоовершенотв, а в некоторых случаях и примеоей. В овязи
о этим важным моментом является исследование механизмов412
возникновения дефектов в профилированных кристаллах, выращива¬
емых о большими скороотями. Влияние температурных градиентов»
возникающих в таких кристаллах ори охлаждении от температу¬
ры затвердевания, на их кристаллографическое совершенство
понято отнюдь недостаточно. Взаимодействие и взаимозависимость
термомеханичеоких напряжений и растворенных примеоей, измене¬
ние термических и механичеокнх условий во время роота и их вли¬
яние на совершенство криоталлов необходимо исследовать гораздо
более тщательно.Современное состояние проблемы выращивания профилированных
кристаллов о помощью таких методов, как штяхивание через
фильеру о капиллярной подпиткой (Ш1) и получение междевдрит-
иых пленок, таково, что получаютоя криоталлы оо сравнительно
выоокой плотноотью дефектов. Механизмы возникновения этих де¬
фектов и атомные процеосы, связанные о конкретным их распреде¬
лением и формой в ленточных крио таллах, поняты далеко не пол¬
ностью. В методе ФКП ситуация дополнительно осложняется присут¬
ствием примеоей,особенно углерода. А между тем целью этих мето¬
дов являетоя выращивание дешевых поликристаллических лиотов
или лент кремния большой площади, плотнооть дефектов в кото¬
рых должна быть сравнима о кристаллами, вытягиваемыми по мето¬
ду Чохральокого.Другая интересная тенденция, которая стала очень важной
в пооледние года, относится к осознанию важности взаимного влияния
последовательно проводимых операций диффузии (окисления) на вве¬
дение дефектов и их перестройку. Электричеоки активные дефек¬
ты, наблюдаемые в изготавливаемых приборах и микросхемах, обыч¬
но появляются в результате видоизменения (под влиянием техноло¬
гической обработки) дефектов, происхождение которых можно про¬
следить до самых ранних стадий технологической цепочки вплоть
до операции выращивания криоталла. В этой овязи очень интенсивно
исследовались дефекта упаковки, обуоловленые окислением, так
как эти дефекты, как известно, зарождаются на роотовых дефек¬
тах и, в свою очередь, одужат локальными зародышами, которые
вызывают образование других, более обширных колоний дефектов
в процессе диффузионных или окислительных термообработок. Это
ооознание важности влияния; последовательных операций на изме¬
нение структуры или даже природа несовершенств привело к разра¬
ботке "бездефектных" технолошчеоких маршрутов.Влияние примесей в кремниевых кристаллах и приборах обоуж-413
далось в гл. 3 и 5. В настоящее время твердо установлено, что
большая часть электрических эффектов в к ре мнин непосредственно
связана о примесями. Проблема электрической активности "чистых"
дефектов пока не нашла четкого разрешения. Ясное различие меаду
влиянием дефектов, декорированных примесями, и беспримесными
дефектами в общем случае невозможно из-за того, что практи¬
чески очень трудно при производстве приборов полностью избежать
загрязнения материала примеоями. Данная область исследования
требует разработки сложных и точных методов наблюдения и анали¬
за, которые позволили бы исследовать электрические свойства
"чистых" дефектов.Уже давно осознана важная роль кислорода и углерода в
генерация дефектов. Однако ясного понимания механизма влияния
этих примесей и особенно комплексов кислорода и углерода с ме¬
таллическими примеоями на электрические овойотва материала до
сих пор нет, и эти вопрооы требуют дополнительных широких и глу¬
боких последований.Как уже говорилось выше, о проблемой структурных несовер¬
шенств и примесей в кремнии очень тесно связана проблема "про¬
цента выхода годной продукции". Корень проблемы "выхода год¬
ного" заключается в очень оложной природе технологии и отсутст¬
вии полного понимания явлений, связанных с обработкой полупро¬
водниковых материалов в процеосе изготовления приборов. Под
влиянием конкуренции производство новых приборов и микросхем
часто начинается до тщательного изучения и понимания всех связан¬
ных о вроцеооом производства параметров, а также до поиока путей
и опоообов их надежного контроля. Обычно приходится идти на
компромисс между стоимостью (которая овязана о процентом вы¬
хода годного) и ранним выходом продукции на рынок. В результа¬
те этого вое большее внимание уделяется развитию методов
улучшения выхода, котодае можно охарактеризовать ках безде¬
фектную технологию производства приборов.Чтобы разработать методы бездефектной технологии прибо¬
ров, требуетоя понимание электрического поведения дефектов
специфического типа и нх влияния на оамые различные свой¬
ства материала. В этом отношении структурные несовершенства
могут проявляться двояким образом. С одной стороны, будучи
декорированы примесями (и именно потому, что они декорированы
примесью), дефекты выступает как локальные области рекомбина¬
ции носителей, приводящие к повышению токов утечки в р-кь-це-414
реходах, к изменению пороговых напряжнний МОП-приборов и к сни¬
жению времени жизни носителей в кристаллах. С другой стороны,
структурные несовершенства связаны с локальными нарушениями
планарности р-и,-перехода, приводящими, опять-таки, к повы¬
шенным обратным токам утечки, низким напряжениям пробоя p-kv-пе¬
реходов, к возникновению эмиттерно-коллекторных закороток
( piping ) в транзисторах.В последние года были достигну¬
ты значительные успехи в области идентификации тех дефектов
и процеосов, которые обусловливают возникновение упомянутых
проблем. Однако требуется еще серьезная работа, чтобы понять
влияние конкретных дефектов на транспортные свойотва носителей
заряда.Понимание механизмов взаимного влияния технологических
процеосов, отруктурных несовершенств и электрических свойств
материала может быть зафиксировано в модели процеооа, кото¬
рая учитывает вое параметры процеоса, влияющие на рабочие ха¬
рактеристики и процент выхода годных приборов и микроохем.
Разработка таких моделей требует разработки измерительных ме¬
тодов, которые позволяли бы проводить быотрый, не разрушающий
контроль овойств материала с целью управления качеством и диаг¬
ностирования отказов приборов. Для оценки критичесхих электри¬
ческих параметров на пластинах изготавливают специальные
теотовые площадки. Однако контроль дефектов и примеоей, по-ви¬
димому, возможен только о использованием не площадок, а, це¬
ликом, тестовых плаотин.В последние годы семимильными шагами развивается безде¬
фектная технология полупроводниковых приборов. Как указыва¬
лось выше, в качестве главной движущей силы такого развития
выотупали экономические факторы,связанные о необходимостью
увеличения выхода годной продукции. Важно так смоделировать
процеоо, чтобы на воех стадиях можно было четко управлять ди¬
намикой развития дефектов. В связи с этим уместно оделать
несколько замечаний. Подвергая кристалл длительной низкотемпе¬
ратурной термообработке, можно получить материал о нужными и
вполне отабильными свойствами, например, о нужным удельным
сопротивлением. Однако было обнаружено, что при таких термообра¬
ботках происходит образование структурных дефектов. Аналогичная
картина имеет меото при использовании длительных диффузионных
отжигов как естественных операций технологического процесса.415
В результате достижение стабильности овойств кристалла и изго¬
товление глубоких переходов часто сопровоздаются ухудшением
кристаллографического совершенства материала.Противополож¬
ная ситуация имеет место, когда для получения мелких р-и,-пе¬
реходов используются короткие низкотемпературные диффузионные
отжиги (с целью снижения количества вводимых дефектов). В этом
случае свойствам кристалла будет приоуща нестабильность, а па¬
раметры приборов будут иметь сильный разброс, даже если при этом
не будут образовываться макроскопические дефекта.Аналогичная двойственность имеет меото и когда рассмат¬
риваются относительные достоинства и недостатки выооко-
и низкотемпературных методов в технологии приборов. Низкотемпе¬
ратурные процессы обеопечивают пониженную концентрацию вводи¬
мых дефектов, так как при их использовании сравнительно малы
термомеханические напряжения, а также замедлена диффузия приме¬
сей и точечных дефектов. Такие метода очень подходят для обра¬
ботки бездефектных или почти бездефектных криоталлов. При низко¬
температурной обработке удаетоя сохранить исходное время жизни
носителей в высококачественных криоталлах. С другйй стороны, вы¬
сокотемпературные процессы обеопечиваютшобходицую движущую
силу для диффузии примесей. При этом можно увеличить время жиз¬
ни носителей в сравнительно загрязненных криоталлах. Таким
образом, выбор температуры обработки диктуется,по существу,
кристаллографическим и химическим качествами исходного материа¬
ла.Основные тенденции в бездефектной технологии относятоя
к тои*у, что можно назвать "дефектной инженерией", "конструи¬
рованием дефектов", "техническим использованием дефектов?
Разумное использование определенных температур и атмооферы, в
которой проводитоя технологический процесс, позволяет обеспе¬
чить электрическую "дезактивацию" отруктурных несовершенств в
критичеоких областях пластины и одновременно использовать
несовершенства, имеющиеоя в некритических облаотях пластины,в
качестве геттерирупцих агентов. Все более широкое применение
для улучшения химического и кристаллографического качеотв крис¬
таллов находят в настоящее время такие методы, как термообра¬
ботка в галогеносодержащей атмосфере, лазерный отжиг и различ¬
ные методы генерирования. Успех того или иного метода безде¬
фектной технологии в большой степени зависит от хорошего по¬
нимания динамики дефектов и примезей в криоталле.416
Увеличения выхода годных изделий и улучшения рабочих харак¬
теристик приборов можно, кроме того, добиться за очет конструк¬
ции прибора. Хотя при разработке прибора основное внимание обыч¬
но уделяется обеспечению требуемых параметров, а решение проблем,
связанных с выходом годного, предоставляется изготовителям
приборов, очень большой эффект дает моделирование процесса,
нацеленное на получение высоких выходов продукции уже во время
разработки приборов и микросхем. Так,тенденция к более широ¬
кому использованию МШ-приборов , хотя и непрямым способом, но
привела к увеличению выходов годной продукции. Хотя главная
причина увеличения применения МОП-технологии заключается в
более высоких плотностях упаковки, которые она обеспечивает,
а также в упрощении процесса изготовления приборов и снижении
потребляемой ими мощности в рабочем режиме, весьма выгодным по¬
бочным результатом перехода к такой технологии является и зна¬
чительно меньшая чувствительность МОП-приборов к влиянию дефек¬
тов на выход годного.Для разработки дешевых методов производства солнечных бата¬
рей с большими к.п.д. на основе кремниевых лент или листов,
содержащих выоокие концентрации структурных дефектов и приме¬
сей, требуетоя построение надежных моделей новых приборов и
процессов. Нужны глубокие исследования влияния межзеренных гра¬
ниц и примесей, причем особое внимание необходимо уделять пове¬
дению примесных комплексов и дефектно-примесных асооцнатов.
Требуются также дополнительные исследования для развития нашего
понимания взаимосвязи между эффективностью преобразования энер¬
гии и кристаллографическим, а также химическим качеством крем¬
ния. Необходимо оценить, что мы теряем, когда иопользуем прибора
о низким откликом в голубой или красной области спектра. Малые
времена жизни неосновных носителей в кремниевых лентах и лис¬
тах, используемых для генерации тока, требуют максимизации
"голубого" отклика. Для этого необходимо либо использовать глу¬
бокие р-n,-переходы о большими временами жизни в верхнем слое,
либо очень мелкие переходы, чтобы избежать потерь в верхнем слое.
Получить глубокие р-и, -переходы в сильно-легированном материа¬
ле, сохранив достаточно большие времена жизни,в наотоящее
время не представляется возможным. Однако весьма многообещающие
результаты в этой области получены с применением методов
лазерной рекристаллизации поверхностных слоев. При использовании4171/2 27-493
очень мелких переходов возникают по крайней мере две проблемы,
связанные о I) однородностью перехода ис2) реакциями о верхним
металлическим контактом. Изготовление очень мелких (однородных
на большой площади) переходов в сильно дефектном материале на¬
ряду с изготовлением дешевых металлических контактов к таким
переходам представляет собой обширное и важное поле деятельнос¬
ти.Одной из основных тенденций в микроэлектронике была и
остается тенденция к все возрастающей олохности чипов. Пооле
"изобретения" интегральных микросхем число компонентов на чип
удваивается каждый год [!'] . Современные методы технологии уже
обеспечивают получение линий, близких к предельному разрешению
обычной фотолитографии. В новых технологических решениях, исполь¬
зуемых при изготовлении сверхбольших интегральных схем (СБИС),
находят применение рентгенолитография и электронолитография. Од¬
нако эти технологические решения еще слишком новы, чтобы мы
могли дать полную оценку того влияния, которое оказывают по¬
верхностные несовершенства на целостность металлизации, по
мере того как ширина линий уменьшается до субмикронного уров¬
ня.В последнее время появились работы [2—4], в которых рассмат¬
риваются физические ограничения в микроэлектронике. Эти ограни¬
чения специфическим образом зависят от свойств прибора или
материала (или от того и другого вмеоте), а не от внешних
факторов, таких.как фотолитография. В МОП-транзисторах минималь¬
ный размер функционального элемента определяется расстоянием
мезду областями стока и иотока, пробоем окисла вследствие уве¬
личения электрического поля в обедненной области с уменьшением
размеров прибора, пробоем между стоком и подложкой и по углам
области стока, флуктуациями концентрации легирующей приме¬
си в подложке и т.д. Аналогичные ограничения применимы и к би¬
полярным транзисторам. С уменьшением расстояния сток - исток
(в МОП-приборах) или толщины базы (в биполярных приборах)
обедненные области сооедних р-n,-переходов начинают перек¬
рываться либо в отсутствие приложенного напряжения, либо при
приложении напряжения, которое ниже рабочего напряжения прибо¬
ра (смыкание переходов или прокол базы). Эти затруднения отчас¬
ти можно преодолеть понижением рабочего или прилаженного напря¬
жения или уменьшением толщины обедненных областей путем увели¬
чения уровня легирования. Оцнако последнее приводит к ониже-418
нию пробивных напряжений переходов, т.е. уровень легирования
ограничен оверху.Важным фактором, ограничивавшим минимальные размеры компо¬
нентов в микроэлектронике, являютоя случайные изменения концентра¬
ции легирующего компонента в структурах. С уменьшением размеров
прибора число атомов легирующего компонента в характерном
(малом) объеме кристалла становится настолько малым, что важную
роль начинают играть статистические флуктуацш. Локальные флук¬
туации концентрации легирующего компонента в подложке могут
приводить к изменению вольт-амперных характеристик (пробивных
напряжений, напряжений отсечки и т.д.).Анализ физических ограничений в микроэлектронике основыва¬
ется на исследовании связанных с материалом свойотв прибора,
изготовленного в гипотетическом идеальном кристалле. Помимо
возможного влияния статистических флуктуаций концентрации леги¬
рующего элемента в очень малых элементах объема материала такой
анализ по необходимости основывается на предположении о безде¬
фектном однородном кристалле. Б действительности, конечно, эти
ограничения бывают обусловлены еще и существующими в кристал¬
ле структурными дефектами и примесями. Хотя в целом процент вы¬
хода годных приборов увеличивается с уменьшением площади прибо¬
ра, влияние структурных несовершенств на элементы прибора, раз¬
меры которых приближаются к пределу, обусловленному физическими
ограничениями, практически не изучено.Минимальная толщина канала в МОП-транзисторе при напряже¬
нии 2 В.согласно раочетам„составляет ^ 0,4 мкм, а число таких
2	7 г tтранзисторов на Я см пластины составляет до 3*10 |_2J .В случае биполярного транзистора расчет дает для минимальнойтолщины базы 0,07 мкм (при напряжении 1,2 В), а плотность
приборов составляет 10® см [з] . Обеспечение таких маленьких
размеров означает серьезные требования к материалу. Например,
изготовление транзисторов с толщиной базы, приближавшейся к
0,07 мкм, представляет собой невероятно трудную задачу, требую¬
щую очень точного моделирования дефектов и процессов.С приближением минимальных размеров элементов к величине,
ограничиваемой физическими факторами, все более важной становит¬
ся роль микродефектов и дефектов, связанных с наличием кислорода
и углерода в кристаллах, а также свойсте "чистых" недекори-
рованных примесями кристаллографических дефектов.Интересен новый годход, несколько смягчающий проблему пре¬
дельной миниатюризации, котосый заключается в переходе к419
эксплуатации микроэлектронных приборов при низких температу¬
рах [б] . С этим связаны такие преимущества, как снижение ра¬
бочих шпряжений приборов (т.е. возможность дополнительного
уменьшения геометрии приборов), снижение ограничений по мощ¬
ности, уменьшение сопротивления металлических соединений, а
также резкое снижение вероятности появления разрывов тонкопле¬
ночных межсоединений, обусловленных электромиграцией.Хотя при работе полупроводников при низких температурах
может наблюдаться увеличение подвижности носителей, время жиз¬
ни, тем не менее снижается из-за возрастания эффектов захва¬
та носителей ловушками [б] . Кроме того, было обнаружено, что
с уменьшением температуры увеличивается влияние кристаллогра¬
фических дефектов. Кимерлинг о сотр. |Vj показали, что при сни¬
жении температуры 0т 278 до 82 К дефекты упаковки в крем¬
нии становятся эффективными рекомбинационными центрами. На
рио. 7.1 приведены EBIC-изображенкя дефектов упаковки при 278 и
82 К. Видно, что при 278 К эффективная рекомбинация наблюдает¬
ся только на окружающей дефект частичной даолокации, тогда как
при 82 К в качеотве области рекомбинации выступают как дисло¬
кация, так и вся площадь дефекта. Анализ температурной зависи¬
мости EBIC-контраста позволяет приписать разным дефектам опре¬
деленные энергетические уровни в запрещенной зоне. Дефект упа¬
ковки вносит уровни, расположенные в верхней половине запрещен¬
ной зоны ( ~ Е0 - ОД эВ), частичные дислокации дают уровни
~ Ес - 0,3 эВ. Кроме того, было обнаружено, что при темпера¬
турах ниже комнатной некоторые выделения, например Sl02 ,
могут действовать как области образования микроплнзм. Все эти
наблюдения говорят о том, что эксплуатация шаровых микросхем
при низких температурах связана с более сильным влиянием кристал¬
лографических дефектов.При такой температурной зависимости электрической активнос¬
ти кристаллографических дефектов естественно ожидать, что сол¬
нечные фотоэлементы, для изготовления которых используются
оильно дефектные кристаллы, должны более эффективно функциони¬
ровать при повышенных температурах. Такое явление, когда повы¬
шение температуры снижает вредное электрическое влияние дефек¬
тов, совершенно аналогично влиянию света на характеристики
солнечных элементов, к.п.д. которых при низких уровнях осве¬
щенности меньше, чем при высоких (см. гл. 5).420
Рис. 7.1. Температурная зависимость контраста, обусловлен¬
ного дефектами упаковка, на EBIC-изображениях [7]._а - при 278 К контраст дает дислокация, окружающая дефект упаков¬
ки; _б - при 82 К контрастной является вся площадь дефекта упаков¬
ки.С повышением температуры происходит уменьшение напряжения
холостого хода солнечного элемента. Этот эффект должен час¬
тично компенсироваться влиянием температуры на эффективность
рекомбинации на кристаллографических дефектах в фотоэлементах,
которые изготовлены из материала, содержащего большие концентра¬
ции структурных дефектов и примесей.В то время как в микроэлектронике основной тенденцией яв¬
ляется непрерывное уменьшение размера приборов и увеличение42127-493
плотности упаковки элементов в кристалле, в случае фотоЕольта-
ических преобразователей имеет место совершенно противополож¬
ная тенденция. Лдя массового выпуска дешевых солнечных бата¬
рей желательно иметь элементы как можно большего размера. В
связи с этим приходится идти на различные компромиссы, боль¬
шинство из которых имеют системный характер. Размер индивидуаль¬
ного солнечного элемента определяется требованиями, предъяв¬
ляемыми к фотовольтаической системе. Когда размеры фотовольта-
ического устройства ограничены (например, условиями конкретного
применения), размер солнечного элемента диктуетоя желательными
вольт-амперными характеристиками устройства. Так как напряжение
холостого хода (или, лучше, напряжение при наибольшей отдава¬
емой мощности)индивидуального солнечного элемента определяется
шириной запрещенной зоны материала (и в случае кремниевых солнеч-
нх элементов составляет ~ 0,5 В), размер индивидуального фото¬
элемента определяется числом последовательных и параллельных
соединений, которые необходимо осуществить, чтобы получить необхо¬
димые ток и напряжение в батарее заданного размера. Размер ба¬
тареи определяет выходную мощность устройства (при данном
к.п.д. кремниевых элементов). Когда размер устройства не являет¬
ся ограничивающим фактором, как, например, при использовании фото-
вольтаических устройств на центральных силовых станциях,
максимальный размер ячейки будет определяться из других
соображений. Для сведения к минимуму стоимости всего устрой¬
ства размеры отдельного солнечного элемента должны быть
как можно большими. Однако максимальный размер элемента опре¬
деляется в результате компромисса между площадью металли¬
ческого контакта (которая не должна быть очень большой,
чтобы сохранить максимальную полезную площадь фотоэлемен¬
та) и последовательным сопротивлением "переднего" слоя при¬
бора. Размер элемента нельзя делать очень большим: выше некоторой
точки стоимость устройства начнет повышаться вследствие
увеличения последовательного сопротивления.В последнее время все большее внимание уделяется при¬
готовлению, свойствам и применению аморфного кремния. Шло
установлено, что тонкие пленки аморфного кремния обладают
целым рядом замечательных полупроводниковых свойств, обычно
связываемых лишь с кристаллическими полупроводниками, напри¬
мер, высокой фотопроводимостью, большими временами жизни но¬
сителей и т.д. Пленки аморфного кремния, обладающие такими
свойствами, приготавливаются разложением силана в плазме
тлеющего разряда [в] или высокочастотным распылением крем-422
ния в присутствии водорода [9] . Было показано, что особые свой¬
ства пленок аморфного кремния, получаемого в присутствии во¬
дорода, обусловлены присутствием большого количества водоро¬
да в их структуре. Фактически эти пленки следует рассматри¬
вать как пленки сплавов Si- И (содержание водорода в них.
как правило, составляет 35 - 52 ат. %). Предполагается, что
водород внедряется в неупорядоченную пространственную сетку
кремниевой отруктуры и "связывает" оборванные связи. Макси¬
мальное число оборванных связей в кремнии, согласно оценкам,
составлет 1020см . Содержание водорода может быть на один-
два порядка выше, т.е. все оборванные связи MoiyT быть насы¬
щены водородом. Вследствие этого плотность состояний в запре¬
щенной зоне" будет очень низкой. Концепция запрещенной зоны в
применении к аморфному кремнию основывается на том наблвде-
нии, что в некристаллических системах наиболее низко лежа¬
щие состояния в зоне проводимости локализованы и имеется
непрерывный ряд таких локализованных состояний, расположен¬
ных в интервале энергий от дна зоны проводимооти до некото¬
рой критической энергии EQ, называемой краем подвижности (mobi¬
lity edge)[iO] , выше которой состояния не локализованы. Обор¬
ванные связи, когда они не насыщены водородом, приводят к воз¬
никновению "глубоких уровней" в зоне, обусловливая малые
времена шзни и низкую фотопроводимость.Свойотва аморфных сплавов кремний-водород интенсивно иосле-
довались и продолжают исследоваться. Было обнаружено, что в
сплавах Si-И. . получаемых в тлеющем разряде, водород со¬
держится в виде групп SlH,SlH2,5iH И . Другие методы осаж¬
дения дают другие структуры. В кремнии, подучаемом испарением
и распылением, свойства материала определяются наличием боль¬
ших микоопор, содержащих значительное количество оборванных
связей [И] ,тогда как в материале , подучаемом в тлеющем
разряде, доминирующую роль играют, по-видимому, точечные
дефекты.Гидрогенизированный аморфный кремний можно легировать до¬
бавлением определенных количеств ф оссеина или доборана к оила-
ну в процессе разложения последнего в тлеющем разряде [12] .Учитывая неупорядоченную структуру пространственной сетки
кремния е аморфных пленках, следовало бы ожидать, что "лиш¬
няя" связь такой пятивалентной примеои, как фосфор, будет
насыщаться, не приводя к изменению проводимости; в действитель¬
ности жв оказалось, что легирование гидрогенизированного аморф¬
ного кремния происходит аналогично кристаллическому: можно423
подучать аморфные пленки и И,- и p-типов, и их электричеокие
свойства можно по желанию варьировать в широких пределах.Одним из наиболее интереоных и перспективных применение
гидрогенизированного аморфного кремния является использование
его в качестве материала для фотоэлектрических преобразова¬
телей энергии. Тонкие пленки аморфного кремния ведут оебя
как прямозонные материалы. Излучение с длиной волны менее
0,7 мкм поглощается в пленках толщиной мкм [13j , а это
означает, что на его оонове можно изготавливать тонкопленочные
солнечные батареи, которые должны быть гораздо более дешевыми,
чем обычные. Были изготовлены батареи двух типов: о р-L-lv-структу-
турой [14"] и с барьером Шоттки [15] . Мот с р-i-К.-структу¬
рой были изготовлены путем ооаздения (в тлеющем разряде) аморфной
пленки р-тила на стеклянную подложку, покрытую олоем из омеси
окиолов индия и олова; на олой p-типа, в свою очередь , ооаж-
даетоя олой нелешрованного ("ооботвенного") аморфного кремния
и затем олой кремния 1г -типа. "Нижний" электрод на олое
П -типа представляет ообой тонкую пленку алюминия. Слой из
смеси окиолов индия и олова олужит в качестве прозрачного кон¬
такта к переднему алою. В такой структуре был достигнут коэффи¬
циент преобразования энергии, равный 2,4 %. В конструкциях
с барьером Шоттки (о платиной в качестве барьерного материала)
были достигнуты к.п.д. до 5,5 %.Хотя прогресс в изготовлении пленок аморфного кремния, а
также в исследовании и понимании их свойств в последние года
был очень большим, еще больше требуется сделать для полного
понимания явлений, связанных с этим материалом. В частности,
необходимо разработать более надежные метода напыления пленок»обеспечивающие стабильное получение материала с заданными свой¬
ствами. Еще не поняты механизмы, ответственные за ограничения
к.п.д. солнечных батарей на аморфном кремнии. Дальнейшего иссле¬
дования требует и дефектная структура этих пленок.
ЛИТЕРАТУРАГлава I1- Crossman L-D., Baker J.A., in: Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R. Huff and E.Sirtl, 1977, p. 18.2. Breneman W.C., Farrier E.G., Morihara H., in: 13th IEEE Photo¬
voltaic Specialists Conference Proceedings, 1978, p. 339*3* Blocher Jr# J#M#, Browning M.F., Evaluation of Selected Che¬
mical Processes for Production of bow Cost Silicon, Final
Report DOE/JPL 954339-78/11 (1978).4.	Runyan W.R., Silicon Semiconductor Technology, McGraw-Hill,New York, 1965, Chapter 4#5.	Ciszek T.F., J.Appl.Phys., 47, 440 (1976).6# Wilcox W.R., Duty R.L., J.Heat.Trang.« 88, 45 (1966).7# Rea S.N.f Wakefield G#F., Conference of the International So¬
lar Energy Society, Winnipeg (1976).8.	Spenke E., in: Semiconductor Silicon 1969, ed.R.R.Haberect
and E.L.Kem, 1969, p. 1.9.	Digges Jr. T.G., Yaws C.L., J.Electrochem.Soc., 121, 1222
(1974).10.	Herrmann H., Herzer H., Sirtl E., in: Advances in Solid State
Physics, ed. H.J. Queisser, Pergamon, Elmsford, K.Y., 1975,
p. 279.11.	Ravi K.V., Wald F.V., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R*
Huff and E.Sirtl, 1977, p. 820.12.	Seiden8ticker R.G., J.Crystal Growth, 39, 17 (1977).13.	Ravi K.V., J.Crystal Growth, 39, 1 (1977).14.	Fischer H., Pschunder W., in: 12th IEEE Photovoltaics Speci-
lists Conference Proceedings, 1976, p. 86.15.	Schmid 7.# Viechnicki D., J.Am.Ceram.Soc., 53» 528 (1970).16.	Khattak C.P., Schmid F., in:12^h IEEE Photovoltaics Specialists
Conference Proceedings, 1978, p. 137#17.	Mika K., Uelhoff W., J.Crystal Growth, 30, p. 9(1975).18.	Pihs E., J,Fluid Mech.. 76, 641 (1976).19.	Keck P.H., Green M.f Polk M.I.,J.Appl. Phys., 24, 1479 (1953).20.	Surek T*, Chalmers B., Mlavsky A.I., J.Crystal Growth. 42,453 (1977).21.	Surek Т., J,Appl.Phys., 47, 4384 (1977).22.	Surek T#, Coriell S.R., J#Crystal. Growth, 37, 253 (1977).23.	Surek Т., Hari Rao C.V., Swartz J.C., Garone L.C., J.Electro¬
chem.Soc.. 124, 112 (1977).425
24.	Surek Т., Chalmers В., J.Crystal Growth. 29, 1 (1975)*25.	Gaule G.K., Pastore J.R., in:Metallurgy of Elemental and
Compound Semiconductors, ed.R.Grubel, Interscience, New
York, 1961, p. 201 *26.	Татарченко 3.A., Сает А.И,, Степанов А.В. Изв, АН СССР.Сер. физ., -1969, т. 33, с. 1954.27.	Цивинский С.В. Инж.-физ. журнал, 1962, т. 5, вып.9, с, 59.28.	Степанов А.В, Изв. АН СССР. Сер. физ., 1969, т.33,
с. £946.29.	Swartz J.C., Surek Т., Chalmers В., J.Electron* Water., 4,255 (1975).30.	Surek Т., Hari Rao C.V., Swartz J.C., Garone L,C., J.Electro-
chem.Soc., 124, 112 (1977).31.	Mlavsky A.I., Serreze H.B., Stormont R.W., Taylor A.S., in:
12th IEEE Photovoltaics Specialists Conference Proceedings,
1978, p. 160.32.	Ravi K.V., U s Patent#4, 152,536 (1979)-33.	O'Hara S., Bennett A.I., J.Apll. Phys., 35, 686 (1964).34.	Bonora A.C., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R. Huff
ana E.Sirtl, 1977, p. 154.35.	Daud Т., Lin J*K. f Pollock G.A., Koliwad K.M., in:12th IEEE
Photovoltaics Specialists Conference Proceedings, 1978,p. 142.426
Глава 21.	Schmidt P.P., Michel W., J.Electrochem. Soc., 104, 230 (1957).2.	Jordan E.L., J. Electrochem* Гос.» 108, 478 (1961)*3.	Atalla M.M., in: Properties of Elemental and Compound Semi¬
conductors, Vol. 5, ed. H.Gatos, Interscience, New York, 1960,
p. 163.4* Sanders 1.Я., Dobson P.S., Phil. Mag., 20, 881 (1969).5.	Deal B.E., J. Electrochem* Soc.» 110, 527 (1963).6.	Deal B.E., Grove A.S., J. Appl. Phys*, 36, 3370 (1965).7.	Irene E.A., Grez dm, in; Semiconductor Silicon 1977, ed* H.R.
Huff and E.Sirtl, 1977, p. 313.8.	Hoberts G.J., Koberts J.P., Phys. and Chem. of Glasses, 7,82 (1966).9.	Williams E.L., J. Am. Ceramic Soc., 48, 190 (1965)*10.	Hetherington G., Jack X.H., Phys. and Chem. of Glasses, 3,129 (1962).11.	Kriegler H.J., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R.Huff
and ft.ft.Burgess, 1973, p* 363.12.	Hers D.W., Deal В.Е.,- J. klectrochem. Soc., 124, 735 (1977),13.	Ibid.14.	van der Meulen Y.J., Cahill J.G., J. Electron. Mat., 3, 371(1974).15.	Meek R.L., J. Electrochem. Soc., 120, 308 (1973).16.	Kriegler R.J., Aitken A., Morris J.D., Japanese J. Appl.Phys.9
43, 341 (1974).	‘17.	Deal B.E., Hurrle A,, Schulz iU*J.f J*Electrochem. Soc.,125.2024 (1978).18.	Fairfield J.M., Masters B.J., J.Appl.Phys., 38, 3148 (1967).19.	Puller C.S., Ditzenberger J.A., J. Appl. Phys., 27, 544 (1956),
[Имеется перевод в кн.: Кремний. - М.: ИЛ, i960, с. 362 - 386.120.	Kurtz A.D., Yee К., J. Appl. Phys., 31, 303 (1960).21.	Yamaguchi J., Horiuchi.S., ivlatsumura K., J. Phys. Soc.,Japan, 15, 1541 (I960).22.	Williams E.L., J. Electrochom. £oc.f 108, 795 (1965).23.	MacKintosh I.М., J. Electrochem. Soc., 109, 392 (1962).24.	Maekawa S., J. Phys. Soc. Japan, 17, 1592 (1962).25.	Armstrong W.J., J. Electrochem. Soc., 109, 1065 (1962).2b. Haju P.S., Hao N.E.K., Hao E.V.X., Indian J. Pure Appl. Phys,2, 353 (1964).	’427
27.	Rohan J.J., Pickering W.E., J. Electrochem. boc., 106, 705
(1959).28.	Miller R.C., Savage A., J. Appl. Phys., 27, 1430 (1956).29.	Goldstein B., Bull. Amer. Phys. Soc., Ser., 11, 1, 145
(1956).30.	Kurtz A.D., Gravel C.L., J. Appl. Phys., 29, 1456 (1958).31.	Boltaks B.I., Dzhafarov T.D., Soviet Phys. Solid State, 5,
2649 (1963).32.	Millea M.F., J. Phys. Chem. Solids, 27, 315 (1966).33.	Woodbury И.Н., Tyler W.W., Pfrys. Rev., 105, 84 (1957).34.	Волтакс Б.И., Сюэ Ши-инь. - ФТТ, I960, т. 2, с. 267735.	Struthers J.D., J. Appl. Phys., 27, 1560 (1956). (Имеется
перевод : Кремнкй - М.: ИЛ, I960, с. 387 - 388.]36.	Болтакс Б.И., Куликов Г.С., Малкович Р.Ш. - ФТТ, i960,
т. 2, с. £81.37.	Wilcox W.R., La Chapelle J*J*, J. Appl. Phys., 35, 240
(1964).38.	Takano У., Maki М., in: Semiconductor Silicon 1973, ed.
H.R.Huff and it.i;.Burgess, 1973, p. 46y.39.	Southgate P.D., Proc. Phys. £oc. London, B70, 800 (1957).40.	Newman R.C., Wakefield J., J. Phys. Chem. Solids, 23, 19
(1961).41.	Carslaw H.S., Jaeger J.C., Conduction of Heat in Solids,2nd ed., Oxford Univ. Press, 1959.42.	La Chappelle T.J., Pinal Technical Report on Research on
Solid State Diffusion in Semiconductor Materials, AP Con¬
tract 18 (603), 117 (1957).43.	Dobson P.S., Phil. Mag., 24, 567 (1971).44- Ghostagore H.N., Phys. Rev. Lett., 25, 856 (1970).45’. Dobson P.S., Phil. Mag., 26, 1301 (1972).46.	Tannenbaum E., Solid St. Electron., 2, 124 (1963).47.	Yoshida М., Arai E., Nakamura H., Torenuma Y., J. Appl.Phys
45, 1498 (1974).48.	Matsumoto S., Nimi Т., Japanese J. Appl. Phys., 15, 2077(1976).49.	Thai N.D., J. Appl. Phys., 41, 2859 (1970).50.	Joshi M.L., Dash S., IBlvi J. Res. Dev., 10, 446 (1966).51.	Schmidt P.P., Stickler Л., J. Electrochem. Soc., 111, 110e
(1964).52.	Makris J.S., Masters B.J., J. Electrochem. Soc., 120, 1252
(1973).428
53» Ghostagore K.H., Phys* Rev.,Lett«, 16, 890 (1966)*54.	Pair H.B., J. Eleotrochem. Soc., 122, 800 (1975).55.	Hu S.M., J. Appl. Phys., 45, 1567 (1974).56.	Seitz P., Phys. Rev., 74, 1513 (1948).57.	Hu S.M., Schmidt S., J. Appl* Phye*, 39, 4272 (1968).58.	Jones C.L., Willoughby A.P.W., in: Semiconductor Silicon
1977, ed. H.я.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 684.59* Lawrence J.K., J. Appl. Phys., 37, 4106 (1966).60* D'Aiello it.V., Robinson P.H., Kreesel H.t Appl. Phys* Lett.,28,	231 (1976).61. Hammond M.H., Cox W.P*, "Silicon Device Processing", BBS Spe¬
cial Publication No. 337, Washington, 1970, p. 51*62* Bloem J«, in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.H.Huff and
E.Sirtl, 1977, p* 201.63* Shepherd W.H., J* Electrochem* Soc*, 112, 988 (1965)»64* Grove A.S., Physics and Technology of Semiconductor Devices,
John Wiley 8s Sons, Inc., New York, 1967, p.78.65.	Davidson V*S*f Lee P., Proc* IEEE, 57, 1532 (1969)*66.	Price J.B., ins Semiconductor Silicon 1973, ed* H.H.Huff and
Я.it.Burgees, 1973, p. 339*67.	Paggin P., Klein Т., Solid St* Electron., 13, 1125 (1970).68.	£eto J.Y.W., in; Semiconductor Silicon 1977, ed. H.it.Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 241*69* Cowher M.E., Sedgewick T.O., J. Electrochem. Soc*, 119,1565 (1972).70. Kamins T.I., J. Appl. Pfrye*, 42, 4357 (1971).71* Lepselter M.P., in: Semiconductor Silicon 1973, ed* H.R.Huff
and R.rt.Burgees, 1973, p. 842.72* Dill P.H., IEEE Trans. Electron. Devices, ED-22, 440 0975)*73* McGillis D.A., Pehrs D.L., IEEE Trans* Electron. Devices,
ED-22, 471 (1975).74.	Gordon E.I., Herriott D.R., IEEE Trans. Electron Devices,
ED-22, 371 (1975).75.	Weber E.V., Moore K.D., Solid St. Technology, 22, 61 (1979).76.	Spears D*L«, Smith H.I., Electronics Letters, 8, 102 (1972).77.	Watts R.K., Solid St. Technology, 22f 68 (1979).78.	O'Keeffe T.W., Vine J., Handy R.M.f Solid St. Electron., 12,
841 (1969).79.	McCoy J.H., Proc* Soc. Photo Optical Engineers, 100, 162(1977).429
80.	Judge J.S., in: Etching for Pattern definition, ed. H.G,
Hughes and M.J.Hand, The Electrochemical Society, 1976,
p. 19*81.	Kern W., in: Etching for Pattern Definition, ed. H.G.Hughes
and M.J.Hand, The Electrochemical Society, 1976, p. 1.82.	Judge J.S., J. Electrochem. Soc., 118, 1772 (1971).83.	Vossen J.L., Schnable G.L., Kern W., J. Vac. Sci. Technol.,11,	60 (1974).84# Yanagawa Т., Takekoshi I., IEEE Trane., ED-17, 964 (1970).85.	Hall L.H., Crosthwait D.L., Thin Solid Films, 9, 447 (1972).86.	S-chwettmann F.N., Dexter R.J., Cole D.F., J. Electrochem.
Soc., 120, 1566 (1973).87.	Bersin R.L., Solid St. Technology, 19, 31 (1976).88.	Poulsen R.G., J. Vac. Sci. Technol., 14, 266 (1977).89.	Irving S.М., Solid St. Technology, 14, 47 (1971).90.	Ghate P.B., Blaire J.C., Puller С.Л., Thin Solid Films, 45,
69 (1977)•91.	Halph E.L., in: 11th IEEE Photovoltaics Specialists Confe¬
rence Proceedings, 1975, p. 315.92.	Lin H.C., Spittlehouee D.P., Hsueh Y.W., in: 13th IEEE Pho¬
tovoltaics Specialists Conference Proceedings, 1978, p.593.93.	Learn A.J., J. Electrochem. Soc., 123, 894 (1976).94.	Totta P.A., Sopher R.P., IBM J. ttes« Dev., 13, 226 (1969).95.	Philofsky E., liavi K.V., Hall E., Black J.R., in: Ninth
Annual Proceedings of the Reliability Physics Symposium,
IEEE, 1971, p. 120.96.	Black J.-Ч., Proc. IEEE, 57, 1587 (1968).97* Huntington H.B., Grone A., J. Phys. Chem. Solids, 20, 76
(1961).98.	Philofsky E.M., Havi K.V., in: Eleventh Annual Proceedings
of the Reliability Physics Symposium, IEEE, 1973, p. 33.99.	Hartman T.E., Blair J.C., IEEE Trans., ED 16, 407 (1969).100.	Gangulee A., d'Heurle P.M., Appl. Phys. Letters, 19, 76
(1971).101.	Santano C.J., Tolliver D.L., Proc. IEEE, 59, 1403 (1971).102.	Schwartz U.C., Platter V,, J. Electrochem. Soc., 122, 1508(1975).103.	Cunningham J.A., Gardner W.ii., Wood S.J., in: Ohmic Con¬
tacts to Semiconductors, The Electrochemical Society, 1969,
p. 299.430
104.	Wilson A.M., Ghate P.B., in: Semiconductor Silicon 1977,
ed- H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 1047.105.	Tu КЛГ., Chuand W.K., Mayer J.W., Analysis of Semiconduc¬
tor Structures by Nuclear and Electrical Techniques: Sili-
cide Formation, Pinal Report, APCKL-TR-74-0247, 1974,p. 42.106.	Coleman M.G., Pryor R.A., Sparks T.G., in: 13th IEEE Pho¬
tovoltaic Specialists Conference Proceedings, 1978, p*597.107.	Kooi E., Appels J.A., in: Semiconductor Silicon 1973, ed.
H.R.Huff and R.R.Burgess, 1973, p. 860.431
Глава 31.	Penning P., Philips Res. Repts., 13, 79 (1958).2.	Bennet B.C., Sawyer B., Bell Syst. Techn. J., 35, 637 (1956).3.	Biliig E., Proc. Roy. Soc., A 235, 37 (1956).[Имеется пере¬
вод в кн.: Кремний. - М.: ИЛ, I960, с. i3l - 1621]4.	Tiller W.A., ins The Art and Science of Growing Crystals,John Wiley and Sons, New York, 1965, Chap. 15. [Имеется перевод
в кн.: Теория и практика выращивания кристаллов. - М.: Метал¬
лургия, 4968, с. 294 - 350.]5.	Teghtsoonian Е., Chalmers В., Canad. J. Phys., 29, 370 (1951).6.	Tiller w., J. Appi. Phys., 29, 611 (1958). [Имеется перевод
в кн.: Элементарные процессы роста кристаллов. - М.: ИЛ,1959,	с. 272 - 2927J7.	Goes A.J., Benson К.Е., Pfann W.G., Acta Met., 4, 332 (1956).
(Имеется перевод в кн.: Кремний,- М.: ИЛ, i960, с. 431 -*■33 U8.	Burton W.K., Cabrera N., Prank P.O., Phil. Trans. Roy. Soc.,A 243, 299 (1957). [Имеется перевод в кн.: Элементарные
процессы роста кристаллов. - М.: ИЛ, 1959, с. II - 109.}9.	Volmer М., Z. Physik, 9, 193 (1922).10.	Bunn C.W., Emmett Е., Discussions Faraday Soc., 5, 119 (1949).
П. Wranglen G.t Trane. Hoy. Inst. Techn. Stockholm., 94, 1(1955).12.	Elbaum C., Chalmers B., Canad. J. Phys., 33, 196 (1955).
(Имеется перевод в кн.: Жидкие металлы и их затвердевание.- М.: Металлургия, Я962, с. 371 - 385J13.	Voltmer F.W., Padovani ?.А., in: Semiconductor Silicon 1973,
ed. H.R.Huff and ft.R.Burgees, 1973, p. 75.14.	Vogel P.L., Acta Met., 3, 245 (1955).15.	Plaskett T.S., Trans. АГИЕ, 233, 809 (1965).16.	Abe Т., Maruyama S., Denki Kagaku, 35, 149 (1967)-17.	de Kock A.J.R., Appl. Phys. Lett., 16, 100 (1970).18.	de Kock A.J.R., J. Electrochem. Soc., 118, 1851 (1971).19.	Ravi K.V., Varker C.J., J. Appl. Phys., 45, 263 (1974).20.	Havi K.V., Varker C.J., in: Semiconductor Silicon 1973, ed.H.H.Huff and Н.Я.Burgess, 1973, P* 136.21.	Ciszek T.P., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.rt.Huff
and H.R.Burgess, 1973, p. 150.22.	de Kock A.J.B., Philips Res. Rept., Suppl. Ho 1 (1973).432
23- de Kock A.J.R., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 508.24.	^eeger A,, Swanson M.C., in: Lattice Defects in Semiconduc¬
tors, ed. R.R.Hasiguti, Univ. of Tokyo Press, 1968, p. 93.25* Watkins G.D., J. Phys. Soc. Japan, 18, 22 (1963).26.	Watkins G.D., Symposium on Radiation Effects in Semiconduc¬
tor Compounds, Toulouse, 1967.27.	Corbett J.W., Watkins G.D., McDonald R.S., Phys. Rev., 135,
A1381 (1 У64).28.	Trumbore P.A., Bell Eyet. Tech. J., 39, 205 (1960).29.	Kaiser W., Keck Р.Ы., J. Appl. Phys., 28, 882 (1957).30.	Bernewitz L.I., Kolbesen Б.О., Mayer K.R., Schuh G.E., Appl.
Phys. Lett., 25, 277 (1974).31.	Poll H., Gosele U., Kolbesen B.O., in: Semiconductor Silicon
1977, ed. H.R.Huff end E.Sirtl, 1977, p. 565; J. Crystal
Growth, 40, 90 (1977).32.	Poll H., Kolbesen B.O., Prarjk W., Phys. Stat. Solidi, (a)29,	K83 (1975).33.	Petroff P.M., de Kock A.J.R., J. Crystal Growth, 30, 117(1975).34.	Petroff P.M., de Kock A.J.rt., J. Crystal Growth, 36, 1822(1976).35.	Petroff P.M., de Kock A.J.R., J. Crystal Growth, 35, 4 (1976)36.	Kaiser W., Keck P.H., J. Appl. Phys., 28, 882 (1957).37.	Schwuttke G.H., J. Electrochem. Soc.» 108, 163 (1961).38.	riavi K.V., Phil. Mag., 30, 1081 (1974).39.	Fletcher N.H., J. Crystal Growth, 28, 375 (1975).40.	Webb W.W., J. Appl. Phys., 33, 1961 (1962).41.	Foil H., Gosele U., Kolbesen B.O., J. Crystal Growth, 40,90 (1977).42.	Chikawa J., Shirai S., J. Crystal Growth, 39, 328 (1977).43.	Witt A.P., Gatos H.C., J. Electrochem. Soc., 115» 808 (1966).44.	Morizane K., Witt A.P., Gatos H.C., J. Electrochem. Soc*,113,	51 (1966). [Имеется перевод в кн.: Проблемы роста
кристаллов. - М.: Мир, 1968, с. 251 - 261.345.	Burton J.A., Prim R.C., Slichter W.P., J. Electrochem.Soc.,
21, 1987 (1953). [Имеется перевод в кн.; Германий. - М,:ИЛ, >1955, с. 74 - 91Л46.	Yatsurugi Y., Akiyama N., Endo Y., Nozaki Т., J. Electro¬
chem. Soc., 120, 975 (1973).433
47.	Kozaki Т., Yatsurugi Y.,Akiyama N»»J»Electrocheia* Soc»»117,	1566 (1970).48.	Morizane K., Witt A.F., Gatoa H.C., J. Electrochem. Soc.,114,	738 (1967). [Имеется перевод в кн.: Проблемы роста
кристаллов. - М.: Мир, $968, с. 277 - 291.]49.	de Kock A.J.K., Severin P.J., ttoksnoer P.J., Phys. Stat.
Solidi, (a) 22, 153 (1974).50.	Schwuttke G.H., J. Appl. Phys., 34, 1662 (1970).51.	Fishman Y.M., Lutsau V.G., Phys. Stat. Solidi, 3* 829(1970).52.	Abe T.f Abe Y., Chikawa J., in: Semiconductor Silicon 1977#
ed. H.H.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 95.53.	Alexander H., Haasen P., in: Solid State Physics, Vol. 22,
ed. H.Ehrenreich, F.Seitz and D.Turnbull, Academic Press,Hew York, 1968.54.	Sylvestrowicz W.D., Phil. Mag*, 7, 1825 (1962).55.	Chaudhuri A.it., Patel	Rubin G., J. Appl. Phys., 33,2736 (1962).56.	Guyot P.G., Dorn J.E., Canad. J. Phys.. 45, 983 (1967).57.	Haasen P., Acta Met., 5, 598 (1957).58.	Kay I.L.F., Cockayne D.J.H., Phil. Mag., 22, 853 (1970).59.	Gomez A.M., Hirsch P.B., Phil. Mag., 36, 169 (1977).60.	Patel J.R., Freeland P.E., Phys. *tev. Letters, 18, 833 (1967).61.	Frisch H.L., Patel J.R., Phys. Rev. Letters, 18, 784 (1967).62.	Patel J.H., Chaudhuri A.ii., J. Appl. Phye., 33, 2223 (1962).63.	Hu S.M., J. Appl. Phys., 40, 4413 (1969).64.	Maissel I., J. Appl. Phys., 31, 2111 (1960).65.	Queisser H.J., Van Loon P.G.G., J. Appl. Phys., 35, 3066
(1964).66.	Booker G.ft., Stickler H., Phil. Mag., 11, 1303 (1965).67.	Fisher W.A., Amick J.A., J. Electrochem. Soc., 113
1054 (1966).68.	Booker G.R., Tunstall W.J., Phil. Mag., 13, 71 (1966).69.	Silcock J.M., Tunstall W.J., Phil. Mag.910, 361 (1964),70.	Ghostagore K.dF., Appl. Phys. Lett., 17, 137 (1970).71.	Dobson P.S., Phil. Mag., 24, 567 (1971).72.	Hu S.М., J. Appl. Phys., 45, 1567 (1974).73.	Patel J.ii., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.£*Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 521 .74.	Tice W.K., Huang T.C., Appl. Phys. Lett., 24, 157 (1974).434
75* Hirsch P.В., NPL Conference on the Relation between Stru¬
cture and Strength in Metals and Alloys, IIMSO, London,1962, p. 440.76.	Cockayne D.J.H., Ray I.L.F., Whelan M.J., Phil. Mag,, 20,1265 (1969).77.	Hirth J.P., Lothe J., Theory of Dislocations, McGraw-Hill,
Book Company, New York, 1968, p. 356.[имеется перевод: Хирт
Дж., Лоте И. Теория дислокаций. - М.: Атомиздат, -1972,с. 264?	^78.	Ashby M.F., Brown L.M., Phil. Mag., 8, 1083 (1963). [ймеется
перевод в кн.: Прямые методы исследования дефектов в кристал¬
лах. - М.: Мир, 1965, с. 89 - 108j79.	Ravi K.V., J. Appl. Phys., 43, 1785 (1972).80.	Mayer A., RCA Review, June 1970, 415 (1970).81.	Lawrence J.E., J. Appl. Phys., 40, 360 (1969)*82- Ravi K.V., Phil. Mag., 31, 405 (1975).83.	йев S., Phys. Stat. Solidi,(a) 33, K5 (1976).84.	Joshi M.L., Acta iriet., 14, 1157 (1966).85.	Matsui J., Kawamura Т., Japan J. Appl. Phys., 11, 197 (1972).86.	Maher I).М., Standinger A., Patel J.R., J. Appl. Phys., 47,
3813 (1976).87.	Preeland P.E., Jackson K.A., Lowe C.W., Patel J.R., Appl.
Phys. Lett., 30, 31 (1977).88.	Tan T.Y., Tice W.K., Phil. Mag., 30, 615 (1976).89.	uflahajan S., Rozgonyi G.A., Brasen D.t Appl. Phys. Lett., 30,
73 (1977).90.	Ashby M.F., Johnson L., Phil. Mag., 20, 1009 (1969).91.	Ravi K.V., J. Electrochem. Soc., 121, 1090 (1974).92.	Bialas D., Hesse J., J. Materials So., 4, 779 (1969).93.	Bardeen J., Herring C., Atom Movements, American Society
for Metals, Cleveland, Ohio, 1951» p. 87.94.	Schoeck G., Tiller W.A., Phil. Mag., 5» 43 (1960).95.	Franz H., Kroener E., Z. Metallk., 46, 639 (1959).96.	EikumA., Thomas G.t J. Appl. Phys., 34, 3363 (1963).97.	Sanders I.R., Dobson P.S., Phil. Mag., 20, 881 (1969).98.	Masters B.J., Fairfield K., Appl. Phys. Lett., 8, 280 (1966).99.	Nes E., Washburn J., J. Appl. Phys., 42, 3562 (1971).100.	Nes E., Washburn J., J. Appl. Phys., 44, 3682 (1973).101.	tfes E., Solberg J.K.," j7ApplT Phys., 44, 486 (1973);44,	488 (1973).435
102.	Sugita Y., Kato Т., Tamura М., J. Appl. Phys*, 42, 5847
(1971).103.	Hu S.iA., J. Appl. Phys., 4b, 1567 (1974).104.	Ruedl E., Delavignette P., Amenlinchx S., IAEA Symposium,
Venice, 1962, Pt. 1, p. 363.105.	Levine E., Washburn J., Thomas G., J■ Appl* Phys., 38, 81
(1967).106* Dash S., Joshi M.C., in: Proceedings of a Symposium held
at Gaitherburg, Maryland, 1970, Natl. Std. Sper. Publ. No.337, U.E.G.P.O., Washington, D.C., 1970.107.	Prussin S., J. Appl. Phys., 32, 1876 (1971).108.	Czaja W., J. Appl» Phys., 37, 3444 (1966).109.	Cottrell A.H., Dislocations and Plastic Plow in Crystals,
Clarendon Press, Oxford, 1953.[имеется перевод: Коттрелл
A.X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах* - М.:
Металлургия, 1958.]110* Van der Merwe J.H., in: Single Crystal Films, MacMillan,New York, 1964, p. 139.[имеется перевод в кн.: Монокристал-
лические пленки. - М.: Мир, *966, с. 172 - 20*.}111.	Van der Uerve J.H., J. Appl. Phys., 41, 4724 (1970).112.	Jesser W.A., Kuhlmann-Wilsdorf D., Phys. Stat. Solidi, 19,96 (1967).113.	Armigliato A., Servidori М., Solmi S., Vecchi I., J. Appl.
Phys., 48, 1806 (1977).114.	Hirsch P.B., Howie A., Nicholson R.B., Pashley D.W., Whe¬
lan M.J., Electron Microscopy of Thin Crystals, Butter-
worths, London, 1965*115.	Joshi M.L., Dash D*, IBM J. Res* Dev*, 11, 271 (1967).116.	Armigliato A., Nobili D., Ostoja P., Servidori М., Solmi S.,
in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.K.Huff and E.Sirtl,1977, p. 638.117.	Tannenbaum E., Sol. State Electr., 2, 123 (1961).118.	Tsai J.C.C., Proc. IEEE, 57, 1499 (1969).119.	Masetti G., Nobili D., Solmi S., in: Semiconductor Silicon
1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 648.120.	Servidori М., Armigliato A., J. Mater. Sci., 10, 306(1975).121.	Dash W.C., J. Appl* Phys., 29, 705 (1958). [Имеется перевод в
кн.: Несовершенства в кристаллах полупроводников. - М.: Метал¬
лургия, £964, с. 95 - 107 Д436
122. Dash W.C., Phys. -Rev» Lett.. 1, 400 (1959).[Имеется перевод
в кн.: Несовершенства в кристаллах полупроводников. - М.:
Металлургия, 1964, с. 92 - 95TJ123* Pierraans L., Vennik J., Phye. Stat. Bolidi, 12, 277 (1965) .124.	Piermans L., Vennik J., Phys. Stat. Solidi, 21, 627 (1967).125.	Pierraans L., Vennik J., Phys. Stat. Solidi, 22, 463 (1967).126.	Varker C.J., Ravi K.V., bet. Trane., 4, 367 (1973)*127.	Ravi K.V., Met. Trans., 4, 681 (1973).128.	Das G., J. Appl. PJys>, 44, 4459 (1973).129.	Silcook J.M., Tunstall W.J., Phil. Mag., 10, 361 (1964)»130.	Nes E., Acta Met., 22, 81 (1974).131.	Schwuttke G.H., J. Electrochem* Soc., 108, 163 (1961).132.	Huff H.ii., Bracken R.C., rtea S.N., J. Electrochem. Soc.,
118, 143 (1971).133* Queisser H.J., J. Crystal Growth, 17» 169 (1972).134.	Kressel H., riobinson P., McParlane S.H., D'Aiello R.V.,
Dalai V.L*, Appl. Phys. Lett., 25, 197 (1974).135.	Kressel H., D'Aiello R.V., Levin E.R., Robinson P.H.,
McParlane S.H., J. Crystal Growth, 39, 23 (1977).136.	Dumin D.J., J* Appl. Phys«, 36, 2700 (1965).137.	Pinch R.H., Queisser H.J., Thomas G., Washburn J., J.Appl. Phys., 34; 406 (1963). [Имеется перевод в кн.:Дефекты в кристаллах полупроводников. - М.: Мир, 1969,
с. 207 - 231J138.	Ravi K.V., Thin Solid Films, 31, 171 (1976).139.	Abbink H.C., Broudy R.M., McCarthy G.P., J. Appl. Phys.,39, 4673 (1968).140.	Cullis A.G., Booker G.K., J. Crystal Growth, 9, 132 (1971).141.	Schwuttke G.H., J. Appl. Phys., 33, 1538 (1962).142.	Mendelson s., J. Appl. Phys., 35, 1570 (1964). [Имеется ne-
ревод в кн.: Дефекты в кристаллах полупроводников. - М.:
Мир, 1969, с. 235 - 268J143.	Silcox J., Hirsch P., Phil. Mag., 4, 72 (1959).144.	Dyer L.D., J. Electrochem. Soc», 118, 957 (1971).145.	.rtai-Choudhury P., Noreika A.J., Theodore M.L., J. Elec¬
trochem. Гос., 116, 97 (1969).146.	Ogden R.# Bradley R.R., Watts B.E., Phys. Stat. Solidi,(a) 26, 135 (1974).147.	Petroff P.M., Katz L.E., Savage A., ins Semiconductor Si¬
licon 1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 761.437
148.	ftai-Choudbury P., J. Electrochem. Soc., 118, 1183, p. 761.149.	Pomeranta D.I., J. Electrochem. Soc., 119, 255 (1972).150.	Miller A., Manasevit H., J. Vac. Sci. Technol., 3, 68
(1966).151.	La Chapelle T.S., Miller A., Morritz F.L., ins Progress
in Solid State Chemistry, Vol. 3, ed. H.Reiss, Pergamon,
London, 1967.152.	Manasevit H.M., Forbes D.H., J. Appl. Phys., 37, 734(1966).153.	Cullen G.W., J. Crystal Growth, 9, 107 (1971).154.	Schlottener H., Zaminer C., Phys. Stat. Solidi, 15, 399
(1966).155.	Mazey D.J., Nelson R.S., Barnes R.S., Phil. Mag., 17,1145 (1968).156.	Crowder B.L., J. Electrochem. Soc., 118, 943 (1971).157.	Seshan K., Washburn J., Had. Effects, 14, 267 (1972).158.	Komen Y., Acta Met., 25, 809 (1977).159.	Wo W.K., Washburn J., Crystal Lattice Defects, 7, 39
(1977).160.	Davies D.E., Appl. Phys. Lett., 14, 227 (1969)*161.	Blamires N.O., Mathews M.D., ffelson ft*S., Phys. Letters,
28A, 178 (1968).162.	Pruesin S.t J. Appl. P^ys., 45# 1635 (1У74).438
Глава 41.	Kane P.F., in: Standard Methods of Chemical Analysis,Vol. IIIB, ed* F.J.Welcher, D. Van Nostrand Co., Inc.,
Princeton, N.J., 1966, p. 1764*2.	Kane P.P. and Larrabee G.B.f Characterization of Semiconduc¬
tor Materials, McGraw-Hill Book Company, New York, 1970.3.	Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R.Huff and R.R.Burgess,
1973, pp. 415-624.4* Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R. Huff and E.Sirtl,1977,
pp. 359-501.5.	Kane P.F. and Larrabee G.B., Characterization of Solid Sur¬
faces, Plenum Press, New York, 1974.6.	Characterization of Epitaxial Semiconductor Films, ed. H.
Kressel, Elsevier Scientific Publishing Company, 1976.7.	Groin J.C., Bell System Tech. J., 41, 385 (1962).8.	1968 Book of ASTM Standards, ASTM, Philadelphia, Pa., 1968.9* Mazur R.G. and Dickey D.H., J.Electrochem.Soc., 113, 255(1966).10.	Semiconductor Measurement Technology; Spreading Resistance
Symposium, ed. J.R. Ehrstein, NBS Spec. Publ. 400-10, 1974.11.	Van der Pauw L.J., Philips Res. Rep.,13, 1 (1958).12.	Graff K., Pieper H. and Goldbach G., in: Semiconductor-Sili¬
con 1973, ed. H.R. Huff and R.R. Burgess, 1973, p. 170.13.	Zerbst М., 2. Angew. Phys.» 22, 30 (1966).14.	Shroder D. K. and Nathanson H.C., Solid St. Electron, 13,577 (1970).15.	Fahrner W.R. and Schneider C,P., J. Electrochem. Soc., 123,
100 (1976).16.	Kuno H.J., IEEE Trane. Electron. Devices, ED-11, 8 (1964)17.	Kingston R.H., Proс IRE. 42, 829 (1954)18.	Mazur R.G., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R.Huff
and R.R.Burgess, 1973, p. 537.19* Haynes J.R. and Hornbeck J., Phys. Rev., 90, 152 (1953).20.	Pell E.M., Phys. Rev., 90, 278 (1953).21.	Goodman A.M., J.Appl. Phys., 32, 2550 (1961).22.	Runyan W.R.f Southern Methodist Univ. Report, SMU 83-13
(1967).23.	Dash W.C. and Newman R., Phys.Rev., 99, 1151 (1955).24.	Lang D.V., J.Appl. Phys., 45, 3023 (1974).25.	Sah C.T., Forbes L., Rosier L.L. and Tasch A.F., Jr.,Solid St. Electron., 13, 759 (1970).439
26.	Sah С.Т., Solid St» Electron,, 19» 975 (1976).27* Buehler M. G., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R#Huff and R.R.Burgess, 1973, p. 549.28.	Cali J.P., in: Trace Analysis of Semiconductor Materials,
ed. J.P. Cali, Pergamon Press, New York, 1964, p. 6.29.	Bertin E.P., Principles and Practices of X-Ray Spectromet-
ric Analysis, Plenum Press, New York, 1970.30.	Beaman D.R. and Isasi J.A., Electron Microbeam Analysis,ASTM Special Technical Publication 506, Philadelphia, Pa.,1972.31.	Palmberg D.W., Anal»Chem., 45, 549A (1973)#32.	MacDonald N. C., in: Electron Microscopy: Physical Aspects,
ed. D.R.Beaman and B.Siegel, John Wiley & Song, New York,1975#33.	Goff R.F. and Smith D.P., J.Vac. Sci. Technol., 7, 1 (1970).34.	Evans C.A., Jr., Anal.Chem., 44, 67A (1972).35.	Benninghoven A. and Loebach E., Rev. Sci. Instrum., 42, 49(1971).36.	Y/illiams P. and Evans C.A., Jr., Appl. Phys. Lett., 30, 559(1977).37.	Kaiser W., Keck P.H., and Lange C.P., Phys.Rev., 101, 1264
(1956).38.	Pearce C.W. and Rozgonyi G.A., in: Semiconductor Silicon1977,	ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 606.39.	Brattain W.H. and Garrett C.G., Bell System Tech. J., 34»129 (1955)* [Имеется перевод в кн.: Электрофизические свой¬
ства германия и кремния. - М.: Советское радио, 1956, с. 30Sij40.	Sirtl Е. and Adler A., Z.Metallk., 52, 529 (1961).41.	Dash W.C., J. Appl. Phys., 27, 1193 (1956)42.	Seoco d’Aragona P., J. Electrochem.Soc.» 119* 948 (1972).43.	Schimmel D.G., J.Electrochem.Soc.t 123, 734 (1976).44.	Jenkins	J.Electrochem.Soc.« 124, 757 (1977).45.	Amelinckx S., The Direct Observations of Dislocations,Academic Press Inc., New York, 1964. [Имеется перевод: Амелинкс
С. Методы прямого наблюдения дислокаций. - М.: Мир, 196846.	Lang A.R., in: Modern Diffraction and Imaging Techniques in
Materials Science, ed. S.Amelinckx, North Holland Publish¬
ing Co., Amsterdam, 1970* p. 407.47# Meieran E.S., Siemens Rev. 4th Special Issue. 37, 1 (1970).48.	Schwuttke G., Microelectron. Reliab*. 9, 397 (1970).49.	bang A.R., J.Appl. Phys,, 5, 358 (1958).440
50.	Зоггтапп G.W., Hartwig W., and Irmler H., Z. Naturf orach. .13A, 423 (1958).51.	Patel J.R. and Batterman B.W., J.Appl. Phys., 34, 2716(1963).52.Chikawa	J.I., Fujimoto I., Endo S., and Mase K., ins Semi¬
conductor Silicon 1973, ed. H.R. Huff and R.R. Burgess, 1973
p. 448.53.	Grienaur H., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R. Huff
and R.R.Burgess, 1973, p. 459.54.	Kohra K. and Matushita Т., in: Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R. Huff and E.Sirtl, 1977, p. 441.55.	Takano Y. and Maki М., in: Semiconductor Silicon 1973, ed.H.R. Huff and R.R.Burgees, 1973, p. 469.56.	Hirsch P.B., Howie A., and Whelan M.J., Phil.Trans. Roy.Soc.A, 252, 499 (1960).57.	Heidenreich R.D., J.Appl. Phys., 20, 993 (1949).58.	Hirsch P.B., Howie A., Nicholson R.B., Pashley D.W., and
Whelan M.J., Electron Microscopy of Thin Crystals, Butter-
worths, London, 1965.[Имеется перевод: Хирш П., Хови А., Николсон
Р.,Пэшли Д.,Уэлан М. Электронная микроскопия тонких кристаллов.-
М.: Мир, -1968J59* Booker G.R. and Tunstall W.J., Phil. Мая*. 13, 71 (1966).60.	Silcock J.I.I. and Tunstall W.J., Phil Mag., 10, 361 (1964).61.	Aahby M.F. and Brov/n C.M., Phil. Mag., 8, 1083 (1963).[Имеется перевод в кн.: Прямые методы исследования дефектов в
кристаллах. - М.: Мир, -1965, с. 89 - 108.]62.	Joshi М.Ь. and Dash S., IBM J.Res.Develop., 10, 446 (1966)*63.	Booker G.R. and Stickler R., Brie.J.Appl. Phya., 13, 446 (1962).64.	Бойцов Р.П., Прохоров З.И., Сорокин Л.М., J. Phys. fi.Sci.Instr., 3, 702 (1970).65.	Price J.B., in: Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R. Huff
and R.R.Burgess, 1973, p. 339.66.	Jenkine M.W. and Varker C.J., Abstract No 336, Pall 1977
Meeting of the Electrochemical Society.67.	Poll H. and Kolbesen B.O., in: Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 740.68.	Kimmerling L. C., Learay Ii.J., Benton J.L., Perris S.D., Pree¬
land P.E., and Rubin J.J., in: Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 468.69.	Varker C.J., Everhart T.E., and Gonzales A.J., Second Inter¬
national Conference on Ion 3eam Science and Technology, New
York, 1966.70.	Ravi K.V., Varker C.J., and Volk С.E.. J.Electrochem.Soc.,44128-493
120, 533 (1973).71.	Holt D.B., in: Quantitative Scanning Electron Microscopy,
ed. D.B. Holt, M.D.Muir, P.R.Grant, and I.M.Boswarva,
Academic Press, Uew York, 1974, p. 213.72.	Stringfellow G.B., Lindquist P.F., Cass T.P., and Burmeis-
ter R.A., J.Electron. Mater., 3, 497 (1974).73.	Kock A. J.R. de, Ferris S.D., Kimmerling L.C., and Leamy
H.J., Appl. Phys.Lett., 27, 313 (1975).74.	Kock A. J.R. de, Perris S.D., Kimmerling L. C., and LeamyH.J., J.Appl. Phys., 48, 301 (1977).75# Ravi K.V., Rao H., and Garone L. C., Mobil Tyco Solar Energy
Corp., unpublished research.76.	Higuchi H. and Tamura H., Jap. J.Appl. Phys., 4, 316 (1965).77.	Kamm J.B., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R. Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 491.78.	Watanabe М., Actor 0., and Gatos H.C., in: Semiconductor
Silicon 1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 676.442
Глава 51.	Gallagher С, J., Phys. Rev., 88, 721 (1952). [Имеется перевод
в кн.: Германий. - М.: ИЛ, 1955, с. /171 - 172.]2.	Pearson G.L., Read W.?., Moron P. J-, Phys. Rev., 93,666 (1956).	’3.	Head W.T., Phil. Mag., 48, 775 (1954).4.	Bardsley W., in: Progress in Semiconductors, ed. A.P.Gib¬
son, Vol. 4; John Wiley & Sons, ifew York, 1960, p. 157.5.	Broudy Я.Н., Adv. In Phys., 12, 1*5 (1963).6.	Matar4 H.P., Defect Electronics in Semiconductors, Wiley-In-
terscience, New York, 1971. [Имеется перевод: Матаре Г.
Электроника дефектов в полупроводниках. - М.: Мир,1974]7.	Matare H.F., Laakso C.W., J. Appl. Phys., 40, 476 (1969).8.	Shockley W., Read У.Т., PЪув. Rev., 87, 835 (1952).9.	Morrison S.R., Phys. Rev., 104, 619 (1956).10.	Galenzer R.H., Jordan A.G., Solid St. Electron., 12, 247
(1969).11.	Kurtz A.D., Kulin S.A., Averbach B.L., Phys. Rev., 101,1285 (1956). [Имеется перевод в кн.: Кремний. - М.: ИЛ,I960,	с. 326 - 331.]12.	Okada J., J. Phyg. Soc. Japan, 12, 1338 (1957).13.	Wertheim G.K., Pearson G.L., Phys. Rev., 107, 694 (1957).14.	Lemke H., Phyg. Stat. Solidi, 12, 125 (1965).15.	Juretschke H.J., Landanar R., Swanson J.A., J. Appl. Phys.,27,	838 (1956).16.	Galenzer R.H., Jordan A.G., Solid St. Electron., 12, 259
(1969).17.	Galenzer R.H., Jordan A.G., Phil. Mag., 18, 717 (1968).18.	Taylor W.E., Odell N.H., Pann H.Y., Phys. itev., 88, 867
(1952).19.	Cottrell A.H., Dislocations and Plastic Plow in Crystals,
Oxford Univ. Press, 1953.[Имеется перевод: Коттрелл A. X.
Дислокации и пластическое течение в полупроводниках. - М.:
Металлургиздат, 1958 jf20.	Kurtz A.D., Kulin S.A., Averbach B.L., Phys. Rev., 101,1285 (1956).21.	Garone L.C., Rao H.C.V., Morrison A.D.., Surek Т., Ravi K.V.,
Appl. Phys. Lett., 29, 511 (1976).443
22.	Serreze H.B., Ravi K.V., Rao H., Appl. Phys. Lett., 32,503 (1978).23* Garone L.C., Rao H.f Ravi K.V., Mobil Tyco Solar Energy
Research Corjf.24.	Yatsurugi Y., Akiyama N., Endo Y*, Nozaki Т., J. Electro¬
chem. Soc*, 120, 975 (1973).25.	Capper P., Jones A.W., Wallhoouse E.J., Wilkes J.G., J.
Appl. Phys*, 48, 1646 (1977).26.	Kaiser W.f Keck P.H., Lange C.P., Phys. Rev*, 101, 1264(1956).27.	Kaiser W.t Phys* Rev., 105, 1751 (1957).26.	Kaiser W., Frisch H.L., Reiss H., Phys. Rev., 112, 1546
(1958).29* Graff K., Pieper H., Goldbach К.» In: Semiconductor Silicon
1973» ed. H.R.Huff and R.R.Burgess, 1973» p. 170.30.	Graff K.t Pieper H*, J. Electron. Mater., 4» 281 (1975).31.	Helmreich D., Sirtl E.# ins Semiconductor Silicon 1977, ed.
H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 626.32.	Bond W.L., Kaiser W., J. Phys* Chem* Solids, 16, 44 (1960).
33* Usami A., Okura K*, Maki Т., J. Phys. Ds Appl. Phys., 10,L63 (1977).34.	de Kock A.J.R., Perris S.D., Kimmerling L.C., Leanyr H.J.,
Appl. Phys. Lett., 27, 313 (1975).35.	Grove A.S., Physics and Technology of Semiconductor Devices,
John Wiley & Sons, Ifew York, 1967.36.	Sah C.T., Noyce R.N., Shockley W., Proc* IRE, 45, 1228
(1958).37.	Whelan M.V., Solid St. Electron*, 12, 963 (Ъб9).38.	Rindner W., Braun I., J. Appl. Phys., 34» 1958 (1963).39.Lawrence	J.E., ins Semiconductor Silicon 1973, ed* H.R.Huff
and R.R.Burgess, 1973, p* 17.40.	Hall R.N., Racette J.H., J. Appl. Phys., 35* 379 (1964).41* Gobinda Das, J. Appl* Phys., 44, 4459 (1973).42* de Kock A.J.R*, Phillips Res. Rgpts. Suppl., No 1 (1973)*43.	Varker C.J., Ravi K.V., ins Semiconductor Silicon 1973» ed.H.R.Huff and R.R.Bugess, 1973» p. 670.44* Ravi K.V., Varker C.J*f Appl. Phys* Lett*, 25» 69 (1974)*45* de Kock A.J.R., Severin H.J., Roksnor P.J*, Phys. Stat.Solidi (a), 22, 163 (1974).46.	de Kock A.J.R., Perris S.D., Kimmerling L.C,, Leaiqy H.J., J.
Appl. Phys., 48, 301 (1977).444
47.	Hornstra J*, J, Phys* Chem. Solids, 5» 129 (1958)* [Имеется
перевод в кн.: Дефекты в кристаллах полупроводников. - М.:
Мир, €969, с* 15 - 37.]46.	rtavi K.V.,Varker C.J., Volk C.E., J. Electrochem. Soc*,120,	533 (1973).49.	Varker C.J., Kavi K.V., in: Semiconductor Silicon 1973,
ed. H.ii.Huff and K.H.Burgess, 1973, p* 724.50.	Varker C.J., Havi K.V., J. Appl. Phys., 45, 272 (1974).51.	Sze S.М., Gibbons G., Solid St. Electron., 9, 631 (1966).52.	iiuesell L.K., Legat W.H., J. Electrochem. Soc., 114, 227(1967).53* Imai Т., Uchida М., Soto H., Kobayashi A., Jap. J. Appl*
Phyg., 4, 102 (1970).54.	Armstrong H.L., IRE Trans. Electron. Devices, ED-4, 15(1957).55- Kressel H., 3CA Kev., 28, 175 (1967).56.	Goetzbenger A., Stephens C., J. Appl. Phys., 32, 2646
(1961).57.	Shockley W.t Solid St. Electron., 2, 35 (1961).58.	Queisser H.J., Goetzbenger A., Phil. Mag., 8, 1063 (1963).59.	Hoy K., J. Crystal Growth, 9, 139 (1971).60.	Goetzbenger A., McDonald B., Haitz A.H., Scarlett K.M., J.
Appl. Phys., 34, 1591 (1963).61.	Voss P., IEEE Trans. Electron devices, ED-20, 299 (1973).62.	Varker C.J.t 9th Annual Proceedings Reliability Physics,
1971, p. 155.63.	Transistor Technology. Ed. H.E.Bridgers, J.H.Scaff, J.N,
Shive, F.J.Biondi, D. Van Nostrand, Princeton-Toronto-Lon¬
don-New York, 1956.[Имеется перевод: Расчет и проектирова¬
ние полупроводниковых приборов. - М.: Оборонгиз,1963 Г]64.	Shive J.N., The Properties, Physics and Design of Semi¬
conductor devices, D. Van Nostrand Co, Princeton, N.J.,
1959.65.	Gartner W.W., Transistors, Principle, design and Applica¬
tion, D. Van Nostrand Co., Princeton, N.J., 1960.66.	Sze S.М., Physics of Semiconductor Devices, Wiley-Inter-
science, New York, 1969.67.	Ashbum Bulk C., Nicholas K.H., Booker G#ii£., Solid
St. Electron.. 20, 731 (1977).445
68.	Chynoweth A.G., Pearson G.L., J. Appl. Phys., 29, 1103
(1958).69.	Varker C.J., Ravi K.V., ins Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 785.70.	Plantinga G.H., IEEE Trane. Electron. Devices. ED-16,394 (1969)*71.	Bareon P., Hess M.f-:., Hoy M.M., J. Electrochem. Soc.,116, 304 (1969).72.	Kulkarni H.V., Haeson J.C., James G.A. A., IEEE Trane.
Electron. Devices, ED-19, 1098 (1972).73.	Juleff E.M., Solid St. Electron., 16, 1173 (1973).74.	Parekh P.C., Solid St. Electron., 14, 273 (1971).75.	Howard J.K., Smith P.J., IBMJ. Res, and Dev., 123
(March 1971).76.	Seto D.K., Bareon P., Duncan B.P., ins Semiconductor Si¬
licon 1973, ed. H.R.Huff and R.K.Burgess, 1973, p. 651.77.	Laurence J.E., ins Semiconductor Silicon 1969, ed. H.R.
Haberecht and E.L.Kern, 1969, p. 596.78.	Hu S.М., J. Electrochem. Soc., 124, 578 (1977).79.	Marcus R.B., Robinson М., Sheng T.T., Haszki S.E., taurar-
ka S.P., Katz L.E., J. Electrochem. Soc., 124, 425 (1977).80.	Grove A.S., Physics and Technology of Semiconductor Devi¬
ces, John Wiley & Sons, New York, 1967, p. 278.81.	Small D.W., Pierret R.P.. Appl. Phys. Lett., 27, 148
(1975).82.	Schwuttke G.H..Brack K., Hearn E.W., Microelectron, and
Reliab , 10, 467 (1971).83.	McCaughan D.V., Wonsiewicz B.C., J. Appl. Phys., 45,4982 (1974).84.	Deal B.E., Skar М., Grove A.S., Snow E.H., J. Electrochem.
Soc., 114, 266 (1967).85.	Nishida i*., Japan J. Appl. Phys., 11, 673 (1972).86.	Prussia S., Li S.P., Cockrum R.H., J. Appl. Phys., 48,4613 (1977).87.	Mayer A., RCA Rev.. 31, 414 (1970).88.	Onga S., Hatanaka K., Kawaji S., Yasuda Y., Japan J. Appl.
Phys.. 17, 413 (1978).89.	Lawrence J.E., J. Electrochem. Soc., 115, 860 (1968).90.	Tasch A.P., Buss D.D., Huff H.R., ins Semiconductor Si¬
licon 1973, ed. H.R.Huff and H.R.Burgess, 1973, p. 658.91.	Boyle W.S., Smith G.E., Bell System Tech. J., 49, 587 (1970).446
92.	Tarikawa К., Ito Y., Sei H.f Appl. Phys. Lett., 28, 285(1976).S3.	Glaeys C.L., Lass E.E., Declerck G.J., Van Overstraeten
R.J., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.it.Huff and
E.Sirtl, 1977, p. 773.94.	Hobari Y.# Shiraki H., Japan J. Appl. Phys., 16, 585 (1977).95.	Deal B.E., J. Electrochem. Soc., 121, 198C (1974).96.	Blank J., in: Semiconductor Characterization Techniques, ed.
P.A.Barnes and G.A.Rozgonyi, The Electrochemical Society,1978,	p. 139.97.	PliskinW.A., IBM J. Res. and Dev., 10, 198 (1966).98.	Snow E.H., Grove A.S., Deal B.E., Sah C.T., J. Appl. Phya.,36,	1664 (1965).Kriegler R.J., in: Semiconductor Silicon 1973» ed. H.H.Huff and R.R.Burgess, 1973, p- 363-100.	Hovel H.J., in: Semiconductors and Semimetale, Vol.11,Solar Cells, ed* R.K.Willardson and A.C.Beer, Academic
Press, New York, 1975*101• Cummerow R.L., Phys. Rev., 95, 16 (1954).102.	Kappaport P., RCA Rev., 20, 373 (1959).103.	Loferski J.J., Wysocki J.J., RCA Rev., 22, 38 (1961).104.	Prince М., J. Appl. Phys., 26, 534 (1955).105% Hovel H.J., IBM J. Res, and Dev., 22, 112 (1978).106.	Wolf М., Proceedings of the IRE, 48, 1246 (1960).107.	Wolf М., IEEE Eighth Photovoltaic Specialists Conference
Proceedings, 1970, p. 360.108.	Hunt L.P., in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 803.109.	Ravi K.V., Wald F.V., in: Semiconductor Silicon 1977, ed.
H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 820.110* D'Aiello R.V*, in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 820.111.	See papers in the IEEE Photovoltaic Specialists Conference
Proceedings, The Institute of Electrical and Electronics
Engineers, Inc., New York.112.	Hunt L.P., 12th IEEE Photovoltaic Specialists Conference
Proceedings, 1976, p. 347.113.	Welkefield G.F., Maycock P.D., Chu T.L., 11th IEEE Photo¬
voltaic Specialists Conference Proceedings, 1975, p. 49.447
114* Hill D.E., Gutsche H.W., Wang M.S., Gupta K.D., Tucker
W.P., Dowdy J.D., Crespin R.J., 12th Photovoltaic Speci¬
alists Conference Proceedings, 1975* p. 112.11b- Sood A.K., Freedman G.fifi., Bell R.D., Wald F.W., in: Pro¬
ceedings of the International Symposium on Solar Energy,
ed. J.B.Berkowitz and I.A.Lesk, The Electrochemical Soci¬
ety, 1976, p. 227.116.	Lindmayer J., Allison J., COMSAT Tech* Rev*, 3, 1 (1973).117.	Ghostagore R.N., J. Electrochem* Soc., 124, 1449 (1977)*118.	Sah C.T., Wang C.T., J. Appl* Phys*, 46, 1767 (1975).119.	Fischer H., Pschunder W., IEEE 11th Photovoltaic Specia¬
lists Conference Proceedings, 1975, p. 25.120.	Lindmayer J., COMSAT Tech. Key*, 2, 105 (1972).121.	Wolf M*, Noel G.T., Stlrn K.J*, 12th IEEE Photovoltaic Spe¬
cialists Conference Proceedings, 1976, p. 44*122.	Ravi K.V., J. Crystal Growth, 39, 1 (1977).123* Serreze H.B., Swartz J.C., Entine G*, Ravi K.V., Mater. Res*
Bull*, 9, 1421 (1976).124.	Sah C.T., Lindholm F.A., 12th IEEE Photovoltaic Specialists
Conference Proceedings, 1976, p. 93*125.	Fraas L.M., J. Appl. Phye.* 49, 871 (1978).126* Garone L.C., Rao H.C., Но C.T., Long J.F., Ravi K.V., in:
Semiconductor Characterization Techniques, ed. P.A.Barnes
and G.A.Rozgonyi, The Electrochemical Society, 1978,
p. 345*127* Hopkins H.H., Seidensticker R.G., Davis J.R., Rai-Chaud-
hury P., Blais P.D., J. Crystal Growth, 42, 493 (1977)*128.	Salama A.M., ins Semiconductor Characterization Techniques,
ed. P.A.Barnes and G.A.Rozgonyi, The Electrochemical Soci¬
ety, 1978, p. 334.129.	Hari Rao C.V., Bates H.E., Ravi K.V., J.Appl. Phys** 47,2614 (1976).130» Kressel H., B'Aiello R.V., Levin E.R., Robinson P.H., McPar-
lane S.H*, J. Crystal Growth* 39, 23 (1977).131.	Ho C.T., Bell R.O., Wald F*V*, Appl. Phys. Lett., 31, 463(1977).132* Fabre E., Mautref М., Mircea A., Appl* Phys. Lett., 27,239 (1975).133* Patel J.t in: Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huffand E.Sirtl, The Electrochemical Society, Princeton N.J.,
1977, pp. 521-544*448
134? Patel J., ins Semiconductor Silicon 1981, ed. H.rt.Huff,
rt.J.Kriegler and Y.Takeishi, The Electrochemical Society,
Pennington, N.J., 1981, pp. 181-207.135? GSsele U., Tan T.Y., Appl. Phys. (Berlin), A28, 79-92
(1982).136? Kolbesen B.O., Mtthlbauer A., Solid State Electronics,25,	759-775 (1982).* )Дополнительная литература. - Прим. ред.449
Глава б1.	W.C.Dash. J.Appl. Phys., 29, 736 (1958).2.	W.C.Dash. J.Appl. Phys., 30, 459 (1959).3.	A.J.R.de Kock, P.J. Roksnoer, and P.G.T. Boonen, J.Crystal
Growth, 30, 279 (1975).4.	A.J.R. de Kock, in Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff
and E.Sirtl, 1977, p. 508.5.	A.J.R. de Kock, in Festkorphrobleme (Advances in Solid State
Physics), Vol. 16, ed. J. Treusch, Zieweg, Braunschweig, 1976
p. 179.6.	P.J. Roksnoer, W.J.Batels, and C.W.T.Bulle, J.Crystal growth,
35, 245 (1976).7.	A.J.R.de Kock, P.J.Roksnoer, and P.G.T.Boonen, in Semiconduc¬
tor Silicon 1973, ed. H.R.Biff and R.R.Burgees, 1973, p. 83.8.	A.J.R. de Kock, P.J.Roksnoer, and P.G.T.Boonen, J.Crystal
Growth, 22, 311 (1974).9.	H.Poll and B.O.Kolbesen, Appl. Phys., 8, 319 (1975).10.	H.Poll, tJ.Gosele, and B.O.Kolbesen, J.Crystal Growth, 40,90
(1977).11.	A.J.R.de Kock, Philips Res.RepttSuppl., No. 1 (1973).12.	A.J.R.de Kock, J.Electrochem.Soc., 118, 1851 (1971).13.	A.J.R.de Kock, P.J.Roksnoer, and P.G.T.Boonen, J.Crystal
Growth, 28, 125 (1975).14.	W.J.Patrick and W.A.Westdorp, U.S.Patent 4,040,895 (1977).15.	P.Capper and J.G.Wilkes, Appl. Phys.Lett., 32, 187 (1978).16.	G.A.Rozgonyi and C.W.Pearce, Appl. Phys.Lett., 32, 747 (1978).17.	K.Lark-Horovitz, "Huclear Bombarded Semiconductors", in Semi¬
conductor Materials, Proc. Conf. Univ. Reading, Butterworths,
London, 1951, p. 47.18.	A.Seres, G.Sifre, and M.Breant, in Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R.Huff and E. Sirtl, 1977, p. 135.450
19* H.H.Liaw and С.J.Varker, in Semiconductor Silicon 1977, ed.
H.R.Huff and Б.Sirtl, 1977, p. 116.20.	F.A.Selim, P.D.Blais, P.Rai-Choudhury, and R.F.Yut, in Semi¬
conductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977,p. 126.21.	C.J.Varker and K.V.Ravi, in Semiconductor Silicon 1973, ed.
H.R.Huff and R.R.Burgess, 1973, p. 670.22.	C.J.Varker and K*V.Ravi, Motorola Inc., unpublished research
(1974).23.	R.J.Zeto, C.A.Thornton, E.Hryckowian, and C.D.Bosco, J.Elec¬
trochem. Soc. , 122, 1409 (1975).24.	R.Champagne and M.Toole, Solid St. Technology, 20, 61 (1977).25.	S.M. Hu, Appl. Phys.Lett., 37, 165 (1975).26.	B.E.Deal, J.Electrochem.Soc.. 121, 198c (1974).27.	S.P.Murarka, J.Appl. Phys., 48, 5020 (1977).28.	S.P.lfararka, J.Appl. Phys., 49, 2513 (1978).29.	H.Shimizu, A.Yoehinaka, and Y.Sugita, Jap. J.Appl. Phys.,17, 767 (1978).30.	S.Kishino, S.Isomae, M.Tamura, and f/UMaki, J.Appl. Phys.,49, 3255 (1978).31.	H.Shiraki, Jap. J.Appl. Phys., 15, 1 and 83 (1976).32.	H.Shiraki, in Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff and
E.Sirtl, 1977, p. 546.33.	T.Hattori, J.Electrochem.Soc., 123, 945 (1976).34.	C.L.Claeys, E.E.Leas, G.J.Declerck, and R.J.Van Overstrae-
ten, in Semiconductor Silicon 1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 773.35.	R.J.Kriegler, in Semiconductor Silicon 1973, ed. H.R*Huff
and R.R.Burgess, 1977, p. 363.36.	S.Kishino, S.Isomae, M.Tamura, and HUMaki, Appl. Phys.Lett.,
32, 1 (1978).
37.	M.Nakamura, T.Kato, and N.Oi, Jap. J.Appl. Phys.. 7, 512
(1968).38.	E.J.Mets, J.Eleetroohem.Soo., 112, 420 (1965).39.	G.H.Schwuttke, K.Yang, and H.Xappert, phys.etat*solidi (a),42, 553 (1977).40.	G.A.Rozgonyi, P.lLPetroff, and M.H.Read, J.Electrochem. Soc., 1122,	1725 (1975).41.	P.M.Petroff, G.A.Rozgonyi, and T.7.Sheng. J.ElectrocheauSoc.,123,	565 (1976).42.	G.A.Rozgonyi and R.A.Kushner, J.Electrochem.Soc., 123, 570
(1976).43.	T.M.Buck, K. A. Pi car, J.M.Poate, and C.M.Hsieh, Appl. Phys.
Lett., 21, 485 (1972).44.	T.E.Siedel, R.L.Meek, and A.G.Cullis, J.Appl. Phys., 46,600
(1975).45.	C.M.Hsieh, J.R.Mathews, H.D.Seidel, K.lLPikar, and C.H.Drum.
Appl. Phys.Lett., 22, 238 (1973).46.	S.lLHu and W.J.Patrick, J.Appl. Phys., 46, 1869 (1975).47.	J.R.Patel and A.R.Chaudhuri, J.Appl. Phys., 33, 2223 (1962).48.	T.Y. Tan and W.bTice, Phil. Mag., 34, 615 (1976).49.	C.W.Pearce and G.A.Rozgonyi, in Semiconductor Silicon 1977,
ed. H.R.Huff and E. Sirtl, 1977, p. 606.50.	G.A.Rozgonyi and C.W.Pearce, Appl. Phys.bett., 31, 343 (1977).51.	T.Y.Tan, E.E.Gardner, and W.K. Tice, Appl. Phys.Xiett., 30,175 (1977).52.	G.A.Rozgonyi and C.W.Pearce, Appl. Phys.Lett., 32, 747 (1978).53.	R.A.McDonald, G.G.Ehlenberger, and T.R. Huffman, Solid St.
Electron., 9, 807 (1966).54.	B.L.Morris and L.E.Katz, J.Blectrochem.Soc., 125, 762 (1978).55.	T.H.Yeh and H.L.Joshi, J.Electrochem.Soc.. 116, 73 (1969).452
56. K.Yagi, H.Miyamoto, and J.Hiahizawa, Jap. J. Appl. Phya.,9, 246 (1970).57* T.Yonezewa, lUWatanabe, Y.Koahino, H.Ishida, H.Muraoka,and T.Ajima, 1b Semiconductor Silicon 1977, ed. H. R.Huff and
and S.Sirtl, 1977, p. 638.58.	M.Yoehida E.Arai, H.Hakamura, and Y.Terunuma, J.Appl. Phya.
45, 1498 (1974).59.	S.lUHu and S.Schmldt, J.Appl. Phya., 39, 4272 (1968).60.	C.L.Jonea and A.F.W.Willonghby, in Semiconductor Silicon
1977, ed. H.R.Huff and E.Sirtl, 1977, p. 684.61.	R.B.Pair, J.Appl. Phya., 44, 283 (1973).62.	A.Goetzberger and W.Shockley, J.Appl. Phya., 31, 1821 (1960).63.	C.J.Varker and K.V.Rayi, J.Appl. Phya., 45, 272 (1974).64.	J.E.Lawrence, Trana.AIME, 242, 484 (1968).65.	M.R.Poponiak, W.A.Keenan, and R.0.Schwenker, in Semiconduc¬
tor Silicon 1973, ed. H.R.Huff and R.R.Burgesa, 1973,p. 701.66.	L.J,Lambert, K.Roy, and M.Reese, Solid St. Electron., 10,877 (1967).67.	S.W.Xng.Jr., R.E.Morrison, L.L.Alt, and R.W.Aldrich, J.
Electrochem.Soc., 110, 533 (1963).68.	J.L.Lambert and M.Reeee, Solid.St. Electron., 11, 1055 (1968),453
Глава 71.	Noyce II.N., Science, 195, 1102 (1977).2.	Hoeneisen B., Mead С .A., Solid St. Electron., 15* 819
(1972).3.	Keyes ii.W.f^Rcoc1_IEERf 63, 740 (1975).4.	Klaassen F.M., Solid St. Electron.» 21, 565 (1978).5* Keyes R.W., Harris E.P., Konnerth K.L., Proc. IEEE, 58,1914 (1970).6* Dumke W.P., IEEE Trans. Electron. Devices, ED-17, 388 (1970).7.	Kimerling L.C., Ьеащу H.J., Patel J.A., Appl. Phys. Lett..30, 217 (1977).8.	Spear W.E., Advances in Phys., 26» 811 (1977).9.	Fritzsche H., Tsai C.G., Persans P., Solid St. Technology.21,	55 (1978).10.	Cohen M.H., Fritzsche H.f Ovshinsky S.R., Phys. Rev. Lett..22,	1065 (1969).11.	Connell G.A.JSf., Pawlik J.H.. Phys. Hev.» 13, 787 (1976).12.	Spear W.E., Le Comber P.G.. Solid St. Communications, 17,1193 (1975).13.	Loveland H.J., Spear W.E., Al-Sharboty A.f J. Non Cryst.
Solids, 13, 55 (1973/74).14* Carlson D.E., Wronski C.K., Appl. Phys. Lett., 28, 671(1976).15. Carlson D.E., IEEE Trans. Electron. Devices, 24, 449(1977).454
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬАгломер ты кислород-кремний 104Агломерация собственных межузельных атомов 363А-дефекты 85, 89, 93, 125, 260, 355Активационный анализ 216Активные центры зароздения 80Акцепторное поведение 267Акцепторный уровень вакансий 42Акцепторы 34, 43Алюминий А1 II, 64, 198Аморфный кремний 410Анизотропное травление 230Анизотропные травители 51Анодное осаждение 31Аномальное пропускание 225Аннигиляция 106-	дефектов упаковки 151Атмосфера, в которой проводится диффузия 39
Атомарный водород 410База 72Базовая диффузия 44
Барьер Шоттки 214
Бездефектная диффузия 387-	технология приборов 353
"Биографические" структуры 80
Биполярные транзисторы 70, 241
Большие интегральные схемы (БИС) 67
Бор в II, 30, 36, 45, 158, 390
Быстродиффувдирующие примеси 130, 143, 157, 158, 170
Быстрые диффузанты 34
-	поверхностные состояния 326
В-дефекты 86, 89, 93, 94, 125, 260, 355
В-кластеры 145Вакансии 78, 137, 138, 199-	заряженные 42-	недосыщение 152-	скорость генерации 377
Вакуумное испарение 63Векторы Бюргерса 93, 102, 154, 225, 228-	смещения дефектов упаковки 225
Верхний предел текучести 100, 101
Взаимодействие кислорода и вакансии 257
"Видеодефекты" 324Винтовые сегменты 132
Включения 229
Влияние атмосферы 377-	галогенов 379-	дефектов на электрические свойства 240-	кислорода 384-	отжига 200-	поверхностной концентрации 40-	примесей 346-	света 349-	температуры 372
технологических операций 370Внешнее геттерирование 386, 409-	поле на дислокациях 297
Водород Hg 12, 198, 361Восстановление обратной характеристики диода 212
Время жизни 244, 260, 286, 315, 406, 417-	неосновных носителей 209, 398-	при локальной генерации носителей 211-	накЬпления носителей 212-	оплавления 350-	хранения 324Вторично-ионная масс-спектроскопия 220
Вторичные электроны 230
Выделения (преципитаты) 170-	избыточного фосфора 337-	фосфида кремния 165456
Выжигание шшзменнов 55
Выпрямление 262
Выращивание девдритов 20-	кристаллов 12, 19, 76-	монокристаллов 14Высокий выход годных приборов 364
Высокотемпературный отжиг 52
Выход 414, 417-	связанный с наличием ЭКТ 406Галогениды алюминия 12-	бора 12-	железа 12
Галогены 32Гауссово распределение 38
Гексагональный дефект упаковки 143
Генерационное время жизни 319
Генерационно-рекомбинационные зоны 287, 302, 392-	центр! 277, 286, 287, 289, 315-	явления 274
Генерационные токи 264-	в области пространственного заряда 267
Гетерогенные выделения (преципитаты) Д72-	образования 136
Гетероэпитаксия 48
Геттерирование 254 , 390, 396, 416-	предокислительное 381, 382-	фосфором 384Гвдрогенизированный аморфный кремний 423
Глубина залегания перехода 328
Гомоэпитаксия 48Гранецентрированные кубические подрешетки 121
Граница раздела окисел-кремиий 325, 326
Границы зерен 66, 248, 343, 346, 409-	большеугловые 343-	малоугловые 343Датчики изображения 324
Двойники 199 , 341 393
Двуокись кремния sio2 31, 130
Двухзовдовый метод 206 , 20745729-493
Девдритные ленты 334
Дефекты 14 , 44 , 52 , 269, 341-	в объеме 160-	диагностика 205-	естественные 94-	заровдение 381-	межузельного типа 91-	на поверхности 160-	протяженные 399-	реакция уничтожения 123, 126, 154» ^-	существовавшие в кристалле до диффузии Х63-	типа внедрения 91-	точечные 39, 125, 137, 200, 360, 399, 411-	упаковки 94, 106, 118, 142, 262, 276, 277, 279, 281, 319, 382399■ - введенные во время окисления 320-	в креьнии. образование и характеристики 106-	возникающие при окислении 106-	динамика 137-	межузельного типа 170-	окислительные (ОДУ) 274, 302-	перекрывающиеся 108-	реакция перестройки 165-	рост 377	 и уменьшение 44, 137-	тетраэдрические 192-	энергия 138, 142-	эпитаксиальные 189, 396-	форгла 106, 142-	электрически активные 230
Диоды 241Дислокации 46, 77, 103, 142, 176, 264, 341, 354, 399-	вершинные 192-	взаимодействие 101-	возникающие под действием напряжений 258-	длина 138-	закрепление 385-	зарождение 77-	в результате диффузии 46-	линейное натяжение 143-	Ломери-Котрелла 192458
-	несоответствия 162 , 383 , 389-	образующиеся при диффузии 158
	 эпитаксии 185-	обусловленные диффузией 337-	окрестность 89-	переплетения 202-	переползание 46, 161-	"перетасованного набора" 121-	при диффузии 388-	радиус ядра 160-	размножение 389-	расщепленные 121, 122, 244-	ряды 409-	сетка 389-	скольжение 46-	"скользящие" 121-	скорость 102,104-	частичные 121-	Франка 228-	- Шокли 120, 126, 155, 157, 189, 228-	Шоклд J93Дислокационные диполи 145, 179, 202-	петли 78, 132, 203-	межузельного типа 91-	рост 78Дислокация Франка 121, 192
Диссоциированные дислокации 102
Дифракционный контраст 225
Диффузанты медленные 35
Диффузионные токи 264
Диффузионный барьер 31, 64
Диффузия 34, 35, 43, 157, 387-	бора 43-	в объеме материала 67-	длина 213-	кислорода 120-	легирующих примесей 34, 43, 157, 158, 387
	в твердой фазе 34-	мышьяка 45-	по границам зерен 67-	последовательная 44, 384459
-	примесей 34, 137-	совместная 390-	эмиттерная 295Диэлектрическая изоляция 50, 329
Диэлектрические пленки 59
Длина пробега 53
Доноры 34Дополнительная функция ошибок 37, 39
Дырки 215EBIC-изображение 251, 253, 272, 276, 277, 344
EBIC-метод 266, 305, 306
EBIC-микрофотография 276, 304
ЕВЮ-режим 270,303 , 392
Емкость МОП-структуры 211Железо 34, 143, 1?0
Жидкая гомоэпитаксия 401Зависимость коэффициента диффузии от концентрации 41Загонка 35"Закоротки" 294Заметное падение 100Запрещенная зона 211Зародыши для дефектов упаковки 114Заряд, возникающий под действием ионизирующего излучения 327-	концентрация носителей 208-	обусловленный подвижными примесными ионами 326
Зарядовые явления 325Затвор 317Затухание фотопроводимости 210Золото Аи 315Зона генерации тока 281Избирательное травление 60, 82, 85
Избыточные вакансии 41
Изготовление пластин 28-	приборов 30, 63Измерение основных параметров 206-	структуры 65-	толщины ленты 25460
Изолирующая диффузия 73, 393
Изоляция v -образными канавками 330-	посредством р-п -перехода 73-	с использованием р-п-перехода 329
Изоэпитаксия 48Имплантация 52Имплантированный кремний 200
Интегральные инжекционные логики 406-	схемы (ИС) 48 , 72 , 328 , 329
Инфракрасная спектроскопия 221
Инфракрасное поглощение 256
Ионная имплантация 52, 199, 396
Ионное плазменное плавление 59
Ионно-зовдовые методы 220
Исследование центров захвата носителей 214
"Истинный" коэффициент диффузии 41Исток 75, 317Канал 317Карбид кремния Sic 194, 197
Катодное осаждение 303-	распыление 63
Кинематическая теория 228Кислород 02 32, 34, 88, 89, 120, 131, 153, 157, 194, 248, 255,
363, 419
Кластеры 104-	точечных дефектов 97, 123
К-МОП-ИС 75 , 406
К-МОП-технология 406
Коллектор 72Колонии преципитатов, окруженных дислокациями 367
Компенсация деформаций 389
Комплексы вакансия-кислород 88
Комплементарный МОП-прибор (К-МОП) 318
Конденсация точечных дефектов 78
Константа скорости линейная 32-	параболическая 31
Контакт типа Шоттки 64Концентрационный профиль диффундирующего элемента 35
Концентрация собственных носителей 43
Коэффициент диффузии 35461
-	донорных и акцепторных примесей 40-	заполнения 332, 340-	распределения 89, 97-	усиления 405-	по току в схеме с общей базой 294
	 общим эмиттером 294-	транзистора 295-	формы 332, 333-	Холла 208
К.п.д. 335Край подвижности 423
Кремнекислородные кластеры 131
Кремниевая вакансия 39
Кремниевые фольги 229
Кремниевый "пруток" 12
Кремний si 50-	выращенный на подложке-изоляторе 198
Кристаллографическая анизотропия 143
Кристаллографические дефекты 72 , 76 , 91, 205 , 240
Кристаллографическое совершенство 209
Кристаллы 14-	мало совершенные 412-	почти совершенные 412
Кристобалит 134Кубическая структура алмаза 121Лавинный пробой 305
Лазеры на COg 399
Легирование водородом 361
Лента 24
Литография 54
Ловушки 213, 216Массоперенос в результате окисления 40
Масс-спектрометрия с искровым возбуждением 220
Медь си 143, 170
Межузельные атомы 78, 137, 199-	возникающие при окислении 147-	кремния 120
	 концентрация 39-	скорость образования 378462
-	собственные 360, 411
Межузельный кислород 365
Мениск 18, 21, 24-	высота 24-	неустойчивость 28-	угол 25
Мертвый слой 338
металлизация 54, 63, 68
Металлы 34> 390Метан 195Метод Ван-дер-Пау 211-	вытягивания через фильеру с капиллярной подпиткой (Ж ) 187-	зонной плавки 17, 79, 80, 92, S3, 334, 335, 354-	"плавающей зоны" 14-	сопротивления растекания 207-	Степанова 24, 28-	тигельный 14-	ФКП 24, 28, 250, 334, 341, 348-	Чохральского 15, 79, 80, 93, 132, 334, 335, 354, 363
Методы анализа 204-	термоактивационные 215Механизмы зароэдения 118Механические повреждения 29Микродефекты 82 , 86 , 88 - 90, 196 , 259, 260 , 269-	концентрация 86
Микроэлектроника 419
Мишень видикона 270
Многократная термообработка 137
МОП-ИС 72, 74МОП-приборы 315, 328, 329, 406
МОП-структуры 230, 241
МОП-транзистор 419
Мышьяк да 30, 158, 387Напряжение 230-	включения 320-	несоответствия 393-	Пайерса-Набарро 101-	плоской зоны 319-	холостого хода 331f 333f 340463
Нейтральное трансмутационное легирование 369
Нейтральные вакансии 42
"Некристаллографические ямки травления" 82
Неоднородное распределение сопротивления 96
Неоднородность внедрения 360-	толщины металлического покрытия 61Несоответствие решеток 198
Нижний предел текучести 101
Никель Ni 69
-.--ГЛОП-приборы 317, 318
при-транзисторы 44, 181Область 287-	генерационных токов 391-	обедненная 214-	пространственного заряда 283Образование вакансионно-кислородных комплексов 86-	выделений 41-	"заряженной трубки" 242-	комплексов межузельный атом-примесь 89-	ЭКТ 312, 405
Обратная сторона 382Обратнорассеянные (уиругоотраженные) электроны 230
Оже-электронная спектроскопия 218
Окисел 12, 39, 118-	самородный 31Окисление 10, 30, 39, 43, 99, 137, 153, 371-	локальное 74
Омическая область 392
Омические контакты 64, 207, 309
"Омический" участок 283
Оплавление 272-	процессы 362
Оптическая микроскопия 222
Ориентация кристалла 39, 149
Отжиг 363, 365, 399-	в азоте 379-	лазерный 398, 399Пайпинг-эффекг 297, 302464
Палладий Pd 69Параметры готовых приборов 205, 206—	решетки кристалла 79
Парциальное давление кислорода 377
Пары воды 153Перегибы 104
Передача заряда 324Перестройка с образованием дислокационных петель
Переход коллектор-база 295 - 297, 309, 310—	эмиттер-база 44, 294, 296, 297, 406
"Переходы" 67Период решетки 99
Петли призматические 126—	дислокационные 125, 132Петля Франка 126, 132, 149, 155, 193—	равновесная 149
Планарная технология 30
Пластина 10, 106, 114
Пластическое течение 101
Пленки меящентритные 26Плотность эмиттерно-коллекторных трубок 393
Площадь эмиттера 328
Поверхностная концентрация 39—	примеси 35
Поверхностные ямки 165
Поверхностный заряд 319
Поверхность раздела 39—	кремний-нитрид кремния 75—	кремний-окисел 39, 118—	окисел-кремний 40, 147Повторные операции диффузии и окисления 170
Подвижность 204, 208—	дислокаций 101, 104
Поликремний 10Полукристаллические кремниевые ленты 408—	пленки 50, 51Полукристаллический кремний II—	стержни 12, 13
Поле напряжений 290
Полупроводниковый кремний 335
Получение материала 354
Поперечное сечение захвата 282
Пороговое напряжение 279
Последовательно проводимые операции 413
Последовательность изготовления приборов 70-	слоев 121Преципитатно-дислокационше колонии 386
Преципитаты 143-	окислов 92-	sio2 136
Преципитация 181Приборы с зарядовой связью (ПЗС) 323, 324
Примеси 47 , 94 , 248, 288-	концентрация 40-	металлические 194-	общий поток 40
Примесная атмосфера 245, 290
Примесные атомы 245-	страты 96Пробивное напряжение 292, 419
Пробой 292
Проводимость 246
"Прокол базы" 44Просвечивающая электрон®я микроскопия 226Пространственный заряд 242Процент выхода годной продукции 240, 323, 328Процесс имплантации 52"Пустые" ямки 85Пучки электронов 56р-МОП-приборы 317, 318р - п -переходы Ь4, 44, 181, 262, 290, 292Радиационные дефекты 53
Разброс пробегов 53
Разгонка 38, 39
Размер зерна 346Распределение выделений (преципитатов) 367
Растровая электронная микроскопия 230, 303
Растровый электронный микроскоп 309, 392
Режим индуцированного тока 232-	обеднения 318-	обогащения 318466
-	тока, ивдуцирсвэнного электронным пучком (EBIC)
Резисты 54-	неактивные 58-	позитивные 58
Рекомбинационная зона 280
Рекомбинационно-генерационные процессы 222
Рекомбинационные центр! 309
Рекомбинационный ток 265
Рекомбинация 212, 277Рентгеновские лучи 56-	методы 224Рентгеновский флуоресцентный анализ 217
Ретроградная растворимость 181
Ретро-рост 376
Рост 376-	кристаллов 79-	скорость 16, 356, 408-	стабильность параметров процесса 21
Рэлеевское рассеяние 200Самодиффузия 35, 36, 39Сапфир («L- А12о3 ) 198Сверхбольшие интегральные схемы (СБИС) 67, 418Световое увеличение 350Свирл-дефекты 96, 125, 175, 195, 270, 272Свирл-картина 82Свирл-распределение 114Свойства переноса 240СВЧ-транзистор 390Связи оборванные 240, 276, 410, 423Сегрегация примесей 78-	растворенного компонента 79
"Секционные" топографические изображения 224
Скольжение 162Скорость резки 29
"Скрытые" слои 47
Слитки 28Слой обедненный 261Смещение в обратном направлении 263-	прямом направлении 263
Солнечные батареи 263
-	элементы 241, 330, 407-	трубчатые 26
"Солнечный" кремний 335, 346
Соляная кислота НС1 153, 380
Сопротивление объемное удельное 207
Составляющая "голубая" 337-	"красная" 337
Состояния межзонные 349
"Спайки" 295Спектральная характеристика 337
Спектроскопия переходных процессов 214-	рассеянных ионов 221
Специальная форма 334
Стабильность толщины ленты 25-	форлы 21Статистика Ферми-Дирака 42Г'тпк	ЧЙ ”Страты 96, 207, 269, 270
Структурные свойства 204
Ступеньки 142, 176
Сурьма Sb 158
^ -ямки 395Температура обработки 182
"Теневые потери" 338
Теоретическая модель генерации 212.Теория динамическая 227
Термодоноры 256 365Терыомеханические напряжения 77, 99, 100, 104
Технический кремний 335
Технологическая обработка пластин 34
Тигель 15Ток короткого замыкания 331 - 333, 335, 336-	утечки 272 , 295
Тонкие образцы 229
Топография по Дангу 224Точки лекального увеличения тока 303
Травление 51, 59-	в НС1 392-	плазменное 59, 62-	скорость 59, 60, 223468
-	химическое 29, 222, 229
Транзистор 293-	с МОП-структурой 317Транзисторно-транзисторные логические схемы 404
Трансмиссионная рентгеновская топография 224
Трафаретная печать 63, 68
Трипирамдды 199
Трихлорсилан 12"Трубка" частичной дислокации 146Углерод С 12 , 34 , 92, 157, 194, 255, 259, 419
Удельное сопротивление 204-	электрическое сопротивление 206
Уменьшение дислокационных потерь 78-	процента выхода годной продукции 330
Уровень легирования 418, 419-	Ферми 41Ускорение диффузии 46-	под действием диэлектрического поля 46
Условие Брэгга 224, 227-	нейтральности 242-	плоской зоны 319Устойчивость роста ленточных кристаллов 26-	формы кристалла 22Физико-химические методы 303"Фиксированный" заряд поверхностных состояний 326ФКП-ленты 408Флуктуации удельного сопротивления 362
Форма звезды 172Формирование капель жидкого кремния 94
Фосфор Р 30 , 39, 158, 169 , 296 , 390
Фотовольтаическая система 422
Фотовольтаические приборы 68, 241
Фотовсльтаический эффект 330
Фотолитография 50, 54 - 56, 63, 229
Фоторезист 54, 63
Фронт кристаллизации 24 , 358Химическая движущая сила 153-	чистота 208
Химически* свойства 204-	факторк 137Химическое осаждение из газовой фазы (qvd ) З1» 48» 56
Хлор ci 381Холловская подвижность 208Цезий cs 381
Центры 211-	конденсации 88-	рекомбинации 272Частицы игольчатой формы 165-	SiC 80Четырехзовдовый метод 207
Чипы 10Число площадок на слитке 18Шестидесятиградусная (60°-ная) дислокация 102Электрическая активность 72
Электрически активный 252-	фосфор 168
Электрические измерения 206-	свойства 204-	эффекты 230Электрическое "зондирование" 308-	осавдение 68
Электромиграция 65, 66
Электронно-дырочная пара 330
Электронно-зондовый микроанализ 217
Электронно-лучевая литография 56
Электроны 215, 231Эмиссионный спектральный анализ 219
Эмиссия микроплазменная 293
Эмиттер 72Эмиттерно-связанные логики 404Эмиттерные трубки 298Эмиттерный пуш-эффект 44, 46, 389Энергетические уровни 211Энергия в расчете на атом ядра дислокации 138-	линейная 139470
-	образования ступеньки 142
Эпитаксиальные процессы 162-	слои 39Эпитаксия 47, 185, 395
Эстафетный механизм 43
Этилен 194
Эффект Холла 208Эффективная площадь эмиттеров 328
Эффективное сопротивление ЭКТ 310
Эффективность собирания 407-	эмиттера 405Эффективный коэффициент диффузии 39, 40-	распределения 408Эффекты последовательной диффузии 46Явления, связанные с поверхностью 165
Ячеистая структура 74
ОглавлениеПредисловие редактора перевода 		5Предисловие 		7Благодарности 		7Глава I. Методы получения кремния 		ХО•1.1. Получение поликристаллического кремния ...	ц1.2.	Выращивание монокристаллов 		141.3.	Изготовление пластин 		28Глава 2. Изготовление приборов 		302.1.	Окисление . . . .		302.2.	Диффузия		342.3.	Эпитаксия		472.4.	Ионная имплантация 			522.5.	Литография		 ._		542.6.	Травление		592.7.	Металлизация		632.8.	Последовательность изготовления приборов . .	70
Глава 3. Процессы дефектообразования в кремнии 		766.1.	Выращивание кристаллов 		763.2.	Окисление		993.3.. Диффузия		1573.4.	Эпитаксия		1853.5.	Ионная имплантация (ионное легирование) . . .	199
Глава 4. Методы исследования 		2044.1.	Электрические измерения 		2064.2.	Химический анализ 		2164.3.	Физические методы 		221Глава 5. Влияние дефектов на электрические свойства ....	2405Л. Влияние кристаллографических дефектов и приме¬
сей на перенос носителей 		2415.2.	Влияние кристаллографических дефектов на р-д-
переходы		2625.3.	Влияние кристаллографических дефектов на пара¬
метры биполярных транзисторов 		2935.4.	Влияние кристаллографических дефектов на МОП-
приборы 		3155.5.	Интегральные схемы (ИС)		3285.6.	Солнечные элементы 		330Глава 6. Бездефектная технология приборов 		3536.1.	Получение материала 		3546.2.	Влияние технологических операций 		3706.3.	Дефекты в приборах 		403Глава 7. Нексторые тенденции и перспективы 		411Литература 	425Предметный указатель 	 .	455