Single-Crystal Silicon: Growth And Properties - Knowledge

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

CZ MCZ Single crystal

Silisium, som har vært og vil fortsette å være det dominerende materialet i halvlederindustrien i en tid fremover [13.1], vil føre oss inn i ultra-large-scale integration (ULSI) era og system-ona-chip (SOC) era.

Etter hvert som elektroniske enheter har blitt mer avanserte, har enhetens ytelse blitt mer følsom for kvaliteten og egenskapene til materialene som brukes til å konstruere dem.

Germanium (Ge) ble opprinnelig brukt som asemikonduktormateriale for solid state elektroniske enheter. Den smale båndgapet (0,66 eV) av Ge begrenser imidlertid driften av germaniumbaserte enheter til temperaturer på omtrent 90∘C på grunn av de betydelige lekkasjestrømmene som er observert ved høyere temperaturer. Det bredere båndgapet av silisium (1.12 eV), derimot, resulterer i elektroniske enheter som er i stand til å fungere på opptil $\approx 200^{\circ} C$ . Imidlertid er det mer alvorlige problemer enn det smale båndgapet: germanium gir ikke lett et stabilt passiveringslag på overflaten. For eksempel germaniumdioksid (GeO2) er vannløselig og dissosierer ved omtrent 800∘C. Silisium, i motsetning til germanium, tar lett imot overflatepassivering ved å danne silisiumdioksid (SiO2), som gir en høy grad av beskyttelse til den underliggende enheten. Denne stabile SiO2lag resulterer i avgjørende fordel for silisium fremfor germanium som det grunnleggende halvledermaterialet som brukes til fremstilling av elektroniske enheter. Denne fordelen har ført til mange nye teknologier, inkludert prosesser for diffusjonsdoping og definering av intrikate mønstre. Andre fordeler med silisium er at det er helt ikke-giftig, og at silisiumdioksyd (SiO2), råmaterialet som silisium er hentet fra, omfatter ca. 60%av mineralinnholdet i jordskorpen. Dette innebærer at råmaterialet silisium er hentet fra er tilgjengelig i rikelig forsyning til den integrerte kretsen (IC) industri. Videre kan silisium av elektronisk kvalitet oppnås til mindre enn en tidel av kostnaden for germanium. Alle disse fordelene har ført til at silisium nesten erstatter germanium i halvlederindustrien.

Selv om silisium ikke er det optimale valget for alle elektroniske enheter, betyr fordelene at det nesten helt sikkert vil dominere halvlederindustrien i noen tid ennå.

13.1Oversikt

Svært fruktbare interaksjoner har skjedd mellom brukere og produsenter av halvledermateriale siden oppfinnelsen av punktkontakt-transistoren i 1947, da nødvendigheten avperfekt og rentkrystaller ble gjenkjent. Konkurransen var ofte slik at krystallkvaliteten som kreves av nye enheter, bare kunne oppfylles ved å kontrollere krystallveksten ved hjelp av elektronisk utstyr bygget med disse nye enhetene. Siden dislokasjonsfrie silisiumkrystaller ble dyrket så tidlig som på 1960-tallet ved bruk avDash-teknikk[13.2], forskning og utviklingsinnsats for halvledermateriale har konsentrert seg om materialets renhet, produksjonsutbytter og problemer relatert til innretningsproduksjon.

Halvledere og kretser er produsert ved hjelp av et stort utvalg av mekaniske, kjemiske, fysiske og termiske prosesser. Avlow diagram for typiske halvleder silisium forberedelsesprosesser er vist i fig.13.1. Fremstillingen av silisium-enkrystallsubstrater med mekanisk og kjemisk polerte overflater er det første trinnet i den lange og komplekse prosessen med fabrikasjon av enheter.

Fig. 13.1
Flytskjema for typiske forberedelsesprosesser for halvleder-silisium. (Etter[13.1])

Som nevnt ovenfor er silisium det nest mest utbredte elementet på jorden; mer enn 90%av jordskorpen består av silisiumdioksyd og silikater. Gitt denne ubegrensede tilførselen av råmateriale, er problemet da å transformere silisium til den brukbare tilstanden som kreves av halvlederteknologien. Det første og viktigste kravet er at silisiumet som brukes til elektroniske enheter, må være ekstremt rent, siden svært små mengder av noen urenheter har sterk innflytelse på silisiumets elektroniske egenskaper, og derfor ytelsen til den elektroniske enheten. Det andre kravet er for krystaller med stor diameter, siden chiputbyttet per wafer øker vesentlig med større diametre, som vist i fig.13.2for saken med DRAM [13.3], en av de vanligste elektroniske enhetene. I tillegg til renhet og diameter, må produksjonskostnadene og spesifikasjonene til materialet, inkludert den dyrkede defekttettheten og den resistive homogeniteten, oppfylle dagens industrielle krav.

Fig. 13.2
Chips per wafer som en funksjon av DRAM-generasjonen. (Etter[13.3])

I dette kapittelet, nåværende tilnærminger til fremstilling av silisium - konvertering av råmaterialet til enkeltkrystallinsk silisium (se fig.13.1) - blir diskutert.

13.2Startmaterialer

13.2.1Metallurgisk silisium

Utgangsmaterialet for silikon-krystaller med høy renhet er silika (SiO2). Det første trinnet i silisiumproduksjon er smelting og reduksjon av silisiumdioksyd. Dette oppnås ved å blande silisiumdioksyd og karbon i form av kull, koks eller flis og varme opp blandingen til høye temperaturer i en nedsenket elektrode lysbueovn. Denne karbotermiske reduksjonen av silisiumdioksyd produserer smeltet silisium

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

(13.1) Komplekse reaksjonsserier forekommer faktisk i ovnen ved temperaturer fra 1500 til 2000∘C. Klumpene av silisium som er oppnådd ved denne prosessen kalles metallurgisk silisium (MG-Si), og dens renhet er omtrent 98–99.%.

13.2.2Polykrystallinsk silisium

Mellomliggende kjemiske forbindelser

Det neste trinnet er å rense MG-Si til nivået av halvleder-silisium (SG-Si), som brukes som utgangsmateriale for enkeltkrystallinsk silisium. Det grunnleggende konseptet er at pulverisert MG-Si reageres med vannfri HCl for å danne forskjellige klorsilanforbindelser i reaktor med avluidisert seng. Deretter renses silanene ved destillasjon og kjemisk dampavsetning (CVD) for å danne SG-polysilisium.

Antall mellomliggende kjemiske forbindelser har blitt vurdert, slik som monosilan (SiH4), silisiumtetraklorid (SiCl4triklorsilan (SiHCl3) og diklorsilan (SiH2Cl2). Blant disse er triklorsilan mest brukt for påfølgende polysilisiumavsetning av følgende grunner:

1.
Det kan lett dannes ved omsetning av vannfritt hydrogenklorid med MG-Si ved rimelig lave temperaturer (200–400∘C).
2.
Den er flytende ved romtemperatur, så rensing kan oppnås ved hjelp av standard destillasjonsteknikker.
3.
Den er enkel å håndtere og kan lagres i karbonståltanker når den er tørr.
4.
Flytende triklorsilan fordampes lett, og når den blandes med hydrogen, kan den transporteres i stållinjer.
5.
Det kan reduseres ved atmosfæretrykk i nærvær av hydrogen.
6.
Avsetningen kan skje på oppvarmet silisium, noe som eliminerer behovet for kontakt med fremmede overflater som kan forurense det resulterende silisiumet.
7.
Den reagerer ved lavere temperaturer (1000–1200∘C) og med raskere hastigheter enn silisiumtetraklorid.

Hydroklorering av silisium

Triklorsilan syntetiseres ved oppvarming av pulverisert MG-Si til rundt 300∘C i reaktor med avluidisert seng. Det vil si at MG-Si omdannes til SiHCl3i henhold til følgende reaksjon

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

(13.2) Reaksjonen er svært eksoterm, og derfor må varmen fjernes for å maksimere utbyttet av triklorsilan. Mens du konverterer MG-Si til SiHCl3, fjernes forskjellige urenheter slik som Fe, Al og B ved å omdanne dem til halogenidene (FeCl3, AlCl3og BCl3, henholdsvis), og biprodukter som SiCl4og H2blir også produsert.

Destillasjon og spaltning av triklorsilan

Destillasjon har blitt mye brukt for å rense triklorsilan. Triklorsilan, som har lavt kokepunkt (31.8∘C), destilleres fraksjonelt fra de urene halogenidene, noe som resulterer i sterkt økt renhet, med en elektrisk aktiv urenhetskonsentrasjon på mindre enn 1 ppba. Triklorsilan med høy renhet blir deretter fordampet, fortynnet med hydrogen med høy renhet og ført inn i avleiringsreaktoren. I reaktoren er tynne silisiumstenger kalt slanke stenger støttet av grafittelektroder tilgjengelig for overflateavsetning av silisium i henhold til reaksjonen

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

(13.3) I tillegg til denne reaksjonen skjer følgende reaksjon også under polysilisiumavsetning, noe som resulterer i dannelsen av silisiumtetraklorid (hovedbiproduktet av prosessen)

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

(13.4) Dette silisiumtetraklorid brukes for eksempel til å produsere kvarts med høy renhet.

Det er unødvendig å si at renheten til de slanke stengene må være sammenlignbar med den for det avsatte silisiumet. De slanke stengene er forvarmet til omtrent 400∘C ved starten av silisium CVD-prosessen. Denne forvarmingen er nødvendig for å øke ledningsevnen til slanke stenger med høy renhet (høy motstand) tilstrekkelig for å muliggjøre resistiv oppvarming. Deponering i 200–300 timer rundt 1100∘C resulterer i høyrent polysilisiumstenger med en diameter på 150–200 mm. Polysilisiumstavene er formet til forskjellige former for påfølgende krystallvekstprosesser, for eksempel biter for Czochralski-smeltevekst og lange sylindriske stenger for vekst i flytesone. Prosessen for å redusere triklorsilan på oppvarmet silisiumstang ved bruk av hydrogen ble beskrevet på slutten av 1950-tallet og begynnelsen av 1960-tallet i et antall prosesspatenter tildelt Siemens; derfor kalles denne prosessen ofteSiemens-metoden[13.4].

De største ulempene med Siemens-metoden er dens lave silisium- og kloromdannelseseffektivitet, relativt liten batchstørrelse og høyt strømforbruk. De dårlige konverteringseffektivitetene av silisium og klor er assosiert med det store volumet av silisiumtetraklorid produsert som biprodukt i CVD-prosessen. Bare omtrent 30%av silisiumet som er gitt i CVD-reaksjonen blir omdannet til polysilisium med høy renhet. Kostnadene ved å produsere polysilisium med høy renhet kan også avhenge av nytten av biproduktet, SiCl4.

Monosilanprosess

Apolysilisium-produksjonsteknologi basert på produksjon og pyrolyse av monosilan ble etablert på slutten av 1960-tallet. Monosilan sparer potensielt energi fordi det avleirer polysilisium ved lavere temperatur og produserer renere polysilisium enn triklorsilanprosessen; den har imidlertid knapt blitt brukt på grunn av mangel på en økonomisk vei til monosilan og på grunn av prosesseringsproblemer i avsetningstrinnet [13.5]. Men med den nylige utviklingen av økonomiske ruter til silan med høy renhet og vellykket drift av anlegg i stor skala, har denne teknologien tiltrukket seg oppmerksomheten til halvlederindustrien, som krever silisium med høyere renhet.

I dagens industrielle monosilanprosesser blir magnesium og MG-Si-pulver oppvarmet til 500∘C under ahydrogenatmosfære for å syntetisere magenesiumsilicid (Mg2Si), som deretter får reaksjon med ammoniumklorid (NH4Cl) i flytende ammoniakk (NH3) under 0∘C for å danne monosilan (SiH4). Polysilisium med høy renhet produseres deretter via pyrolysen av monosilanen på motstandsvarmede polysilisiumfilamenter ved 700–800.∘C. I monosilan-genereringsprosessen fjernes det meste av urenheter fra silan via kjemisk reaksjon med NH3. Aboron-innhold på 0,01–0,02 ppba i polysilisium er oppnådd ved hjelp av amonosilanprosess. Denne konsentrasjonen er veldig lav sammenlignet med den som er observert i polysilisium fremstilt fra triklorsilan. Videre er det resulterende polysilisium mindre forurenset med metaller plukket opp gjennom kjemiske transportprosesser fordi monosilan-spaltning ikke forårsaker korrosjonsproblemer.

Kornet polysilisiumavsetning

Asignifikant annen prosess, som bruker nedbrytningen av monosilan i avsetningsreaktor med avluidisert seng for å produsere frittflytende granulært polysilisium, er utviklet [13.5]. Små silisiumfrøpartikler fluidiseres i amonosilan ∕ hydrogenblanding, og polysilisium avsettes for å danne frittflytende sfæriske partikler som i gjennomsnitt er 700 mikrometer i diameter med asisefordeling på 100–1500 mikrometer. Fluidbed-frøene ble opprinnelig laget ved å male SG-Si i aball- eller hammerfabrikk og utleke produktet med syre, hydrogenperoksid og vann. Denne prosessen var tidkrevende og kostbar, og hadde en tendens til å innføre uønskede urenheter i systemet gjennom metallkvernene. Imidlertid, i en ny metode, blir store SG-Si-partikler avfyrt mot hverandre av en høyhastighets strøm av gass som får dem til å bryte inn i partikler av passende størrelse for det fluidiserte sjiktet. Denne prosessen introduserer ingen fremmedlegemer og krever ingen utvasking.

På grunn av det større overflatearealet til granulært polysilisium er reaktorer med fluidisert seng mye mer effektive enn tradisjonelle stangreaktorer av Siemens-type. Kvaliteten på fluidisert sjikt polysilisium har vist seg å være ekvivalent med polysilisium produsert ved den mer konvensjonelle Siemens-metoden. Dessuten gjør granulært polysilisium med flytende form og høy bulkdensitet det mulig for krystallprodusenter å få mest mulig ut av hver produksjonskjøring. Det vil si at i Czochralski krystallvekstprosess (se det neste avsnittet) kan digler raskt og enkelt fylles til ensartede belastninger som typisk overstiger de av tilfeldig stablede polysilisiumbiter produsert etter Siemens-metoden. Hvis vi også tar i betraktning potensialet i teknikken for å flytte fra batchdrift til kontinuerlig trekking (diskutert senere), kan vi se at frittflytende polysilisiumgranuler kan gi den fordelaktige veien for enhetlig fôring til en smeltende tilstand. Dette produktet ser ut til å være et evolusjonært utgangsmateriale med stort løfte for vekst av silisiumkrystall.

13.3Enkel krystallvekst

Selv om forskjellige teknikker har blitt brukt for å konvertere polysilisium til enkle krystaller av silisium, har to teknikker dominert produksjonen av dem for elektronikk fordi de oppfyller kravene til mikroelektronikkindustriindustrien. Den ene er azonsmeltende metode som ofte kallesflytende sone (FZ) -metoden, og den andre er apulling-metoden som tradisjonelt kallesCzochralski (CZ) -metoden, selv om det egentlig skal kallesBlågrønn – Liten metode. Prinsippene bak disse to krystallvekstmetodene er avbildet i fig.13.3. I FZ-metoden føres amolten sone gjennom apolysilisiumstang for å konvertere den til asingle-crystal ingot; i CZ-metoden dyrkes asingelkrystall ved å trekke fra smeltet som er inne i vannkroksdigel. I begge tilfeller erfrøkrystallspiller en viktig rolle i å oppnå enkrystall med ønsket krystallografisk orientering.

Fig. 13.3a,b — Fig. 13.3a, b
Prinsipper for enkelkrystallvekst av (a) flytende sonemetode og (b) Czochralski-metoden. (Etter[13.1])

Det anslås at rundt 95%av alt enkeltkrystallsilisium er produsert etter CZ-metoden og resten hovedsakelig av FZ-metoden. Silisium-halvlederindustrien krever høy renhet og minimale defektkonsentrasjoner i deres silisiumkrystaller for å optimalisere produksjonsutbyttet og driftsytelsen. Disse kravene blir stadig strengere ettersom teknologien endres fra LSI til VLSI ∕ ULSI og deretter SOC. Foruten kvaliteten eller perfeksjonen av silisiumkrystaller, har krystalldiameter også økt jevnt og trutt for å imøtekomme kravene fra enhetsprodusenter. Siden mikroelektroniske sjetonger produseres via enbatch-system, diametrene til silisiumplatene som brukes til fabrikasjon av enheter, påvirker produktiviteten betydelig (som vist i fig.13.2), og i sin tur produksjonskostnaden.

I de følgende avsnittene diskuterer vi først FZ-metoden og går deretter videre til CZ-metoden. Sistnevnte vil bli diskutert mer detaljert på grunn av dets ekstreme betydning for mikroelektronikkindustrien.

13.3.1Flytende sonemetode

Generelle bemerkninger

FZ-metoden stammer fra sonesmelting, som ble brukt til å raffinere binære legeringer [13.6] og ble oppfunnet avTheuerer[13.7]. Reaktiviteten av flytende silisium med materialet som ble brukt til digelen førte til utviklingen av FZ-metoden [13.8], som tillater krystallisering av silisium uten behov for kontakt med digelmaterialet, som er nødvendig for å kunne dyrke krystaller med den nødvendige halvlederrenhet.

Oversikt over prosessen

I FZ-prosessen omdannes apolysilisiumstang til asingle-crystal ingot ved å passere amoltsone oppvarmet med ane-øye-spiral fra den ene enden av stangen til den andre, som vist i fig.13.3en. Først blir spissen av polysilisiumstangen kontaktet og smeltet med blikkrystall med ønsket krystallorientering. Denne prosessen kallessåing. Den frøede smeltede sonen føres gjennom polysilisiumstangen ved samtidig å bevege enkeltkrystallfrøet nedover stangen. Når den smeltede sonen av silisium stivner, omdannes polysilisium til enkeltkrystallinsk silisium ved hjelp av frøkrystallen. Når sonen beveger seg langs polysilisiumstangen, fryser enkeltkrystallsilisium i enden og vokser som en forlengelse av frøkrystallen.

Etter såing dannes en tynnhals som er ca. 2 eller 3 mm i diameter og 10–20 mm lang. Denne prosessen kallesnakke. Voksende aneck eliminerer forskyvninger som kan introduseres i nyvokst enkeltkrystallsilisium under såingsoperasjonen på grunn av termisk sjokk. Denne halsprosessen, kaltDash-teknikk[13.2], er derfor grunnleggende for voksende forvridningsfrie krystaller og brukes universelt i både FZ- og CZ-metodene. En røntgen topografi av frøet, nakken og den koniske delen av asilikon enkelkrystall dyrket etter FZ-metoden er vist i fig.13.4. Det er åpenbart at forvridninger som genereres ved smeltekontakten, elimineres fullstendig ved halsringing. Etter at den koniske delen er dannet, vokser hoveddelen med full måldiameter. Under hele FZ-vekstprosessen bestemmes formen på den smeltede sonen og barrediameteren ved å justere kraften til spolen og kjørehastigheten, som begge er under datamaskinkontroll. Teknikken som ofte brukes for automatisk å kontrollere diameteren i både FZ- og CZ-metodene, bruker en infrarød sensor med fokus på menisken. Meniskens form på voksende krystall avhenger av kontaktvinkelen ved trefasegrensen, krystalldiameteren og størrelsen på overflatespenningen. Endring i meniskvinkel (og dermed krystalldiameter) blir registrert, og informasjonen blir matet tilbake for automatisk å justere vekstforholdene.

Fig. 13.4
Røntgen topografi av frø, nakke og konisk del av silisium med flytende sone. (Hilsen Dr. T. Abe)

I motsetning til CZ-krystallvekst, der frøkrystallet dyppes i silisiumsmelten og den voksende krystallet trekkes oppover, opprettholder den tynne frøkrystallen den voksende krystallet i FZ-metoden, i likhet med polysilisiumstangen fra bunnen (fig.13.3). Som et resultat balanseres stangen usikkert på det tynne frøet og nakken under hele vekstprosessen. Frøet og nakken kan bære akrystall på opptil 20 kg så lenge tyngdepunktet til det voksende krystallet forblir i sentrum av vekstsystemet. Hvis tyngdepunktet beveger seg vekk fra midtlinjen, vil frøet lett sprekke. Derfor var det nødvendig å oppfinne akrystallstabiliserende og støttende teknikk før lange og tunge FZ silisiumkrystaller kunne dyrkes. For store krystaller er det nødvendig å støtte den voksende krystallen på den måten som er vist i fig.13.5[13.9], spesielt når det gjelder nylige FZ-krystaller med store diametre (150–200 mm), siden vektene lett overstiger 20 kg.

Fig. 13.5
Støttesystem for flytende sone silisiumkrystall. (Etter[13.9])

Doping

For å oppnå n- eller p-type silisium-enkeltkrystaller med den nødvendige resistiviteten, må enten polysilisiumet eller den voksende krystallet dopes med henholdsvis passende donor- eller akseptor-urenheter. For FZ silisiumvekst, selv om flere dopingteknikker har blitt prøvd, dopes krystallene vanligvis ved å blåse adoptivgass som fosfin (PH3) for n-type silisium eller diboran (B2H6) for p-type silisium på den smeltede sonen. Dopantgassen fortynnes vanligvis med karrieregass, slik som argon. Den store fordelen med denne metoden er at silisiumkrystallprodusenten ikke trenger å lagre polysilisiumkilder med forskjellig motstand.

Siden segregeringen (diskutert i neste underavsnitt) av elementære dopemidler for silisium av n-type er mye mindre enn enhet, har FZ-krystaller dopet etter den tradisjonelle metoden radiale dopantgradienter. Siden krystallisasjonshastigheten varierer i radial retning på mikroskopisk skala, fordeler dopingkonsentrasjonen seg syklisk og gir opphav til såkaltdopant striasjoner, noe som resulterer i radiale resistivitetshomogeniteter. For å oppnå mer homogent dopet n-type silisium, er nøytrontransmutasjonsdoping (NTD) er påført FZ silisiumkrystaller [13.10]. Denne prosedyren innebærer kjernefysisk transmutasjon av silisium til fosfor ved å bombardere krystallet med termiske nøytroner i henhold til reaksjonen

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

(13.5) Den radioaktive isotopen31Si dannes når30Si fanger aneutron og forfaller deretter til den stabile isotopen31P (donoratomer), hvis distribusjon ikke er avhengig av parametere for krystallvekst. Umiddelbart etter bestråling har krystallene høy resistivitet, som tilskrives det store antallet gitterdefekter som oppstår som følge av strålingsskader. Den bestrålte krystallen må derfor glødes i en inert omgivelse ved temperaturer på rundt 700∘C for å utslette manglene og gjenopprette motstanden mot den som stammer fra fosfordoping. Under NTD-ordningen dyrkes krystaller uten doping og blir deretter bestrålt i en atomreaktor med et stort forhold mellom termiske og raske nøytroner for å forbedre nøytronfangst og for å minimere skade på krystallgitteret.

Anvendelsen av NTD har nesten utelukkende vært begrenset til FZ-krystaller på grunn av deres høyere renhet sammenlignet med CZ-krystaller. Da NTD-teknikken ble brukt på CZ-silisiumkrystaller, ble det funnet at oksygendonadannelse under glødeprosessen etter bestråling endret resistiviteten fra det forventede, selv om fosfordonorhomogenitet ble oppnådd [13.11]. NTD har den ekstra mangelen at det ikke er noen prosess tilgjengelig for dopingsmidler av p-typen, og at det kreves en for lang periode med bestråling for lave resistiviteter (i området 1–10 Ω cm).

Egenskaper av FZ-Silicon Crystal

Under FZ-krystallvekst kommer ikke det smeltede silisium i kontakt med andre stoffer enn den omgivende gassen i vekstkammeret. Derfor kjennetegnes en FZ-silisiumkrystall iboende av sin høyere renhet sammenlignet med aCZ-krystall som er dyrket fra smelten - som involverer kontakt med vannkvartsdigel. Denne kontakten gir høye oksygenforurensningskonsentrasjoner på rundt 1018atomer ∕ cm3i CZ-krystaller, mens FZ-silisium inneholder mindre enn 1016atomer ∕ cm3. Denne høyere renheten gjør at FZ-silisium kan oppnå høye motstander som ikke kan oppnås ved bruk av CZ-silisium. Det meste av konsumert FZ-silisium har en resistens på mellom 10 og 200 Ω cm, mens CZ-silisium vanligvis er forberedt på motstand på 50 Ω cm eller mindre på grunn av forurensning fra kvartsdigelen. FZ-silisium brukes derfor hovedsakelig til å fremstille halvlederkraftanordninger som støtter omvendt spenning i overkant av 750–1000 V. Krystallveksten med høy renhet og de presise dopingegenskapene til NTD FZ-Si har også ført til bruk i infrarøde detektorer [13.12], for eksempel.

Imidlertid, hvis vi vurderer mekanisk styrke, har det blitt anerkjent i mange år at FZ-silisium, som inneholder færre oksygenforurensninger enn CZ-silisium, er mekanisk svakere og mer sårbart for termisk stress under fabrikasjon av enheten [13.13,13.14]. Behandling ved høy temperatur av silisiumplater under produksjon av elektroniske enheter produserer ofte nok termisk belastning til å generere glidning og fordreining. Disse effektene medfører utbyttetap på grunn av utette kryss, dielektriske defekter og redusert levetid, samt reduserte fotolitografiske utbytter på grunn av nedbrytning av wafers flathet. Tap av geometrisk planaritet på grunn av warpage kan være så alvorlig at wafers ikke behandles lenger. På grunn av dette har CZ-silisiumplater blitt brukt mye mer i fabrikasjon av IC-enheter enn FZ-plater. Denne forskjellen i mekanisk stabilitet mot termiske påkjenninger er den dominerende årsaken til at CZ-silisiumkrystaller utelukkende brukes til fremstilling av IC-er som krever et stort antall termiske prosess-trinn.

For å overvinne disse manglene ved FZ-silisium, er veksten av FZ-silisiumkrystaller med dopingurenheter som oksygen [13.15] og nitrogen [13.16] har blitt forsøkt. Det ble funnet at doping FZ silisiumkrystaller med oksygen eller nitrogen i konsentrasjoner av $1 - 1.5 \times 10^{17} a t o m s / c m^{3}$ eller $1.5 \times 10^{15} a t o m s / c m^{3}$ henholdsvis resulterer i en markant økning i mekanisk styrke.

13.3.2Czochralski-metoden

Generelle bemerkninger

Denne metoden ble oppkalt etter J. Czochralski, som etablerte en teknikk for å bestemme krystalliseringshastighetene til metaller [13.17]. Imidlertid ble den faktiske trekkemetoden som har blitt mye brukt på enkelkrystallvekst utviklet avBlågrønnogLitt[13.18], som modifiserte Czochralskis grunnleggende prinsipp. De var de første som med hell vokste enkeltkrystaller av germanium, 8 tommer i lengde og 0,75 tommer i diameter, i 1950. De designet deretter et annet apparat for vekst av silisium ved høyere temperaturer. Selv om den grunnleggende produksjonsprosessen for enkeltkrystallsilisium har endret seg lite siden den ble banebrytende av Teal og kolleger, er silisium-enkeltkrystaller med stor diameter (opptil 400 mm) med høy grad av perfeksjon som oppfyller toppmoderne innretning kravene har blitt vokst ved å innlemme Dash-teknikken og suksessive teknologiske innovasjoner i apparatet.

Dagens forsknings- og utviklingsarbeid angående silisiumkrystaller er rettet mot å oppnå mikroskopisk ensartethet av krystallegenskaper som resistivitet og konsentrasjoner av urenheter og mikrodefekter, samt mikroskopisk kontroll av dem, som vil bli diskutert andre steder i denne håndboken.

Oversikt over prosessen

De tre viktigste trinnene i CZ-krystallvekst er vist skjematisk i fig.13.3b. I prinsippet er prosessen med CZ-vekst lik den for FZ-vekst: (1) smelting av polysilisium, (2) såing og (3) vekst. CZ-trekkprosedyren er imidlertid mer komplisert enn den for FZ-vekst og skiller seg ut fra den ved bruk av akvartsdigel for å inneholde smeltet silisium. Figur13.6viser askematisk utsikt over typisk moderne CZ krystallvekstutstyr. Viktige trinn i den faktiske eller standard CZ-silisiumkrystallvekstsekvensen er som følger:

1.
Polysilisiumbiter eller korn plasseres i akvartsdigel og smeltes ved temperaturer høyere enn silisiumets smeltepunkt (1420∘C) i en inert omgivelsesgass.
2.
Smelten holdes ved høy temperatur en stund for å sikre fullstendig smelting og utstøting av små bobler, som kan forårsake hulrom eller negative krystalldefekter fra smelten.
3.
Frøkrystall med ønsket krystallorientering dyppes i smelten til den begynner å smelte selv. Frøet trekkes deretter ut av smelten slik at halsen dannes ved gradvis å redusere diameteren; dette er det mest delikate trinnet. Under hele krystallvekstprosessen strømmer inert gass (vanligvis argon) nedover gjennom trekkammeret for å transportere av reaksjonsprodukter som SiO og CO.
4.
Ved gradvis å øke krystalldiameteren vokser den koniske delen og skulderen. Diameteren økes opp til måldiameteren ved å redusere trekkehastigheten og ∕ eller smeltetemperaturen.
5.
Til slutt dyrkes den sylindriske delen av kroppen med en konstant diameter ved å kontrollere trekkehastigheten og smeltetemperaturen mens den kompenserer for fallet i smeltenivået når krystallet vokser. Trekkehastigheten reduseres generelt mot halende av voksende krystall, hovedsakelig på grunn av økende varmestråling fra digelveggen når smeltenivået synker og utsetter mer digelvegg for det voksende krystallet. Nær slutten av vekstprosessen, men før smeltedigelen er helt drenert for smeltet silisium, må krystalldiameteren reduseres gradvis for å danne en sluttkegle for å minimere termisk støt, noe som kan forårsake glidningsforskyvninger i halen. Når diameteren blir liten nok, kan krystallet skilles fra smelten uten generering av forvridninger.

Figur13.7viser frøendedelen av en vokst CZ silisiumkrystall. Selv om majskorn, som er overgangsregionen fra frøet til den sylindriske delen, vanligvis er utformet for å være ganske flatt av økonomiske årsaker, kan en mer tilspisset form være ønskelig ut fra akrylkvalitetssynspunkt. Skulderdelen og dens nærhet bør ikke brukes til fabrikasjon av enheter fordi denne delen betraktes som overgangsregion i mange forstander og den har inhomogene krystallkarakteristikker på grunn av den bratte endringen i vekstforhold.

Fig. 13.6
Skjematisk utsikt over typisk Czochralski silisiumkrystalldyringssystem. (Etter[13.1])

Fig. 13.7
Del av sådd av Czochralski-silisiumkrystall som vokser

Figur13.8viser en ekstra stor CZ-silisiumkrystallsteng som vokst, 400 mm i diameter og 1800 mm i lengde dyrket av Super Silicon Crystal Research Institute Corporation i Japan [13.3].

Fig. 13.8
Ekstra stort vokst Czochralski silisiumsteng 400 mm i diameter og 1800 mm i lengde. (Med tillatelse fra Super Silicon Crystal Research Institute Corporation, Japan)

Innflytelse av romlig beliggenhet inaGrownCrystal

Som fig.13.9viser tydelig at hver del av aCZ-krystall dyrkes på en annen tid med forskjellige vekstbetingelser [13.19]. Derfor er det viktig å forstå at hver porsjon har et annet sett med krystallegenskaper og en annen termisk historie på grunn av sin forskjellige posisjon langs krystalllengden. For eksempel har frøendepartiet langsgående termisk historie, alt fra smeltepunktet 1420 til rundt 400∘C i apuller, mens halepartiet har kortslutningshistorie og avkjøles ganske raskt fra smeltepunktet. Til slutt kunne hver silisiumskive fremstilt fra en annen del av dyrket krystall utvise forskjellige fysisk-kjemiske egenskaper, avhengig av dets plassering i barren. Det er faktisk blitt rapportert at oksygenutfellingsadferden viser den største plasseringsavhengigheten, som igjen påvirker genereringen av bulkdefekter [13.20].

Dessuten forekommer anonuniform fordeling av både krystalldefekter og urenheter på tvers av tverrsnittet av flat skive fremstilt fra aCZ-krystallsilisiumsmelte krystallisert eller størknet suksessivt ved krystall-smeltegrensesnittet, som vanligvis er buet i CZ-krystallvekstprosessen. Slike inhomogeniteter kan observeres somstriasjoner, som blir diskutert senere.

13.3.3Urenheter i Czochralski Silicon

Egenskapene til silisiumhalvledere som brukes i elektroniske enheter er veldig følsomme for urenheter. På grunn av denne følsomheten kan de elektriske, elektroniske egenskapene til silisium kontrolleres nøyaktig ved å tilsette en liten mengde dopemiddel. I tillegg til denne følsomheten for dopemiddel påvirker forurensning av urenheter (spesielt overgangsmetaller) silisiumets egenskaper negativt og resulterer i en alvorlig nedbrytning av enhetens ytelse. Videre inkorporeres oksygen i nivåer av titalls atomer per million i CZ-silisiumkrystaller på grunn av reaksjonen mellom silisiumsmelten og kvartsdigelen. Uavhengig av hvor mye oksygen det er i krystallet, påvirkes kjennetegnene til silisiumkrystaller sterkt av konsentrasjonen og oppførselen til oksygen [13.21]. I tillegg er karbon også innlemmet i CZ silisiumkrystaller, enten fra polysilisiumråvarer eller under vekstprosessen, på grunn av grafittdelene som brukes i CZ-trekkutstyret. Selv om karbonkonsentrasjonen i kommersielle CZ-silisiumkrystaller normalt er mindre enn 0,1 ppma, er karbon en urenhet som i stor grad påvirker oksygenens oppførsel [13.22,13.23]. Også nitrogen-dopet CZ-silisiumkrystaller [13.24,13.25] har nylig vakt stor oppmerksomhet på grunn av deres høye mikroskopiske krystallkvalitet, som kan oppfylle kravene til moderne elektroniske enheter [13.26,13.27].

Urenhet Inhomogenitet

Under krystallisering fra smelting blir forskjellige urenheter (inkludert dopemidler) inneholdt i smelten innlemmet i den voksende krystall. Forurensningskonsentrasjonen av den faste fasen avviker generelt fra den i væskefasen på grunn av fenomen kjent somsegregering.

Segregering

Likevektssegregeringsatferden assosiert med størkning av flerkomponentsystemer kan bestemmes fra det tilsvarende fasediagrammet for abinærsystem med enløsemiddel(urenheten) og enløsemiddel(vertsmaterialet) som komponenter.

Forholdet mellom løseligheten av urenhet Ain fast silisium [CA]stil det i flytende silisium [CA]L

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

(13.6) blir referert til somlikevektssegregeringskoeffisient. Urenhetsløseligheten i flytende silisium er alltid høyere enn den i fast silisium; det er,k0& lt; 1. likevektssegregeringskoeffisientenk0gjelder bare for størkning ved ubetydelig langsomme vekstrater. For endelige eller høyere størkningshastigheter, urenheter medk0& lt; 1 avvises av det fremrykkende faste stoffet i høyere hastighet enn de kan diffundere inn i smelten. I CZ-krystallvekstprosessen finner segregering sted ved begynnelsen av størkning ved grønt frø-smeltegrensesnitt, og de forkastede urenhetsatomer begynner å akkumulere seg i smeltelaget nær vekstgrensesnittet og diffundere i retning av størstedelen av smelten. I denne situasjonen, aneffektiv segregeringskoeffisientkeffkan defineres når som helst under CZ-krystallvekst, og urenhetskonsentrasjonen [C]si aCZ krystall kan avledes av

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

(13.7) hvor [C0] er den opprinnelige urenhetskonsentrasjonen i smelten ogger fraksjonen størknet.

Følgelig er det klart at amakroskopisk langsgående variasjon i urenhetsnivået, som forårsaker avariasjon i resistivitet på grunn av variasjonen i dopantkonsentrasjonen, er iboende for CZ batch-vekstprosessen; dette skyldes segregeringsfenomenet. Videre påvirkes den langsgående fordelingen av urenheter av endringer i størrelsen og arten av smeltekonveksjon som oppstår når smelteformatet reduseres under krystallvekst.

Striasjoner

I de fleste krystallvekstprosesser er det transienter i parametrene som øyeblikkelig mikroskopisk veksthastighet og diffusjonsgrenselagtykkelsen som resulterer i variasjoner i den effektive segregeringskoeffisienten.keff. Disse variasjonene gir opphav til mikroskopiske komposisjonelle inhomogeniteter i form avstriasjonerparallelt med krystall-smeltegrensesnittet. Striasjoner kan lett avgrenses med flere teknikker, som kjemisk etsning og røntgen topografi. Figur13.10viser stripene avslørt ved kjemisk etsning i skulderdelen av langsgående tverrsnitt av aCZ silisiumkrystall. Den gradvise endringen i formen på vekstgrensesnittet blir også tydelig observert.

Fig. 13.10
Vekststrimler, avslørt ved kjemisk etsning, i en form av Czochralski silisium

Striations er fysisk forårsaket av segregering av urenheter og også punktfeil; stripene er imidlertid praktisk talt forårsaket av temperatursvingninger nær krystall-smeltegrensesnittet, indusert av ustabil termisk konveksjon i smelten og krystallrotasjon i et asymmetrisk termisk miljø. I tillegg kan mekaniske vibrasjoner på grunn av dårlige trekkreguleringsmekanismer i vekstutstyret også forårsake temperatursvingninger.

Figur13.11illustrerer skjematisk etCZ-dyrket krystalltverrsnitt som inneholder kurvet krystall – smeltegrensesnitt, noe som resulterer i inhomogeniteter på overflaten av aslice. Når hver plane wafer er skåret, inneholder den forskjellige porsjoner av flere buede striasjoner. Annerledesfonografringer, referert til somvirvel, kan da forekomme i hver skive, som kan observeres over skiven ved hjelp av teknikkene nevnt ovenfor.

Fig. 13.11
Skjematisk illustrasjon av Czochralski krystalltverrsnitt som inneholder kurvet krystall – smeltegrensesnitt og plane vafler skiver i forskjellige deler. (Etter[13.1])

Doping

For å oppnå ønsket resistivitet, tilsettes en viss mengde dopemiddel (enten donor- eller acceptoratomer) til silisiumsmelt i henhold til forholdet motstand-konsentrasjon. Det er vanlig praksis å tilsette dopanter i form av sterkt dopede silisiumpartikler eller biter på ca. 0,01 Ω cm resistivitet, som kalles dopantfiksuren, siden mengden rent dopemiddel som er nødvendig er uhåndterlig liten, bortsett fra tungt dopet silisiummaterialer (n+eller s+silisium).

Kriteriene for valg av adoptant for asemikonduktormateriale er at det har følgende egenskaper:

1.
Egnede energinivåer
2.
Høy løselighet
3.
Egnet eller lav diffusivitet
4.
Lavt damptrykk.

Ahigh diffusivitet eller høyt damptrykk fører til uønsket diffusjon eller fordampning av dopemidler, noe som resulterer i ustabil enhetsdrift og vanskeligheter med å oppnå presis motstandskontroll. For liten oppløselighet begrenser motstanden som kan oppnås. I tillegg til disse kriteriene, må de kjemiske egenskapene (toksisiteten for eksempel) vurderes. Ytterligere hensyn fra krystallvekstens synspunkt er at dopemidlet har asegregasjonskoeffisient som er nær enhet for å gjøre resistiviteten så jevn som mulig fra frøenden til halen på CZ-krystallblokken. Følgelig er fosfor (P) og bor (B) de mest brukte donor- og akseptordoperingsmidlene for henholdsvis silisium. For n+silisium, hvor donoratomer er sterkt dopet, brukes antimon (Sb) vanligvis i stedet for fosfor på grunn av dets mindre diffusivitet, til tross for den lille segregeringskoeffisienten og det høye damptrykket, noe som fører til store variasjoner i konsentrasjonen i både aksial og radiale retninger.

Oksygen og karbon

Som vist skjematisk i fig.13.3b og13.6, akvarts (SiO2) digel- og grafittoppvarmingselementer brukes i CZ-Si-krystallvekstmetoden. Overflaten på digelen som kommer i kontakt med silisiumsmelten, oppløses gradvis på grunn av reaksjonen

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

(13.8) Denne reaksjonen beriker silisiumsmeltingen med oksygen. De fleste oksygenatomer fordamper fra smelteoverflaten som flyktig silisiummono-oksid (SiO), men noen av dem er innlemmet i asilikon-krystall gjennom krystall-smeltegrensesnittet. Kullet i CZ-silisiumkrystaller stammer imidlertid hovedsakelig fra den polykrystallinske start materiale. Nivåer av karbon som varierer fra 0,1 til 1 ppma, avhengig av produsent, finnes i polysilisiumet. Kilder til karbon i polysilisium antas å være hovedsakelig karbonholdige urenheter som finnes i triklorsilan som brukes i produksjonen av polysilisium. Grafittdeler i CZ-trekkutstyr kan også bidra til karbonforurensning ved å reagere med oksygen, som alltid er tilstede under den omgivende veksten. De resulterende produktene av CO og CO2oppløses i silisiumsmelten og utgjør karbonforurensninger i silisiumkrystaller. Dermed er oksygen og karbon de to viktigste ikke-dopende urenhetene som er innlemmet i CZ silisiumkrystaller på den måte som vist skjematisk i fig.13.12. Oppførselen til disse urenhetene i silisium, som påvirker mange av egenskapene til CZ-silisiumkrystaller, har vært gjenstand for intensiv undersøkelse siden slutten av 1950-tallet [13.21].

Fig. 13.12
Inkorporering av oksygen og karbon i Czochralski silisiumkrystall. (Etter[13.1])

13.4Nye krystallvekstmetoder

Silisiumkrystaller som brukes til fremstilling av mikroelektroniske enheter, må oppfylle mange krav som produsentene stiller. I tillegg til kravene til silisiumvafler, har følgende krystallografiske krav blitt vanligere på grunn av høyytelses- og høyytelsesproduksjon av mikroelektroniske enheter:

1.
Stor diameter
2.
Lav eller kontrollert defekt tetthet
3.
Ensartet og lav radiell resistivitetsgradient
4.
Optimal opprinnelig oksygenkonsentrasjon og nedbør.

Det er klart at silisiumkrystallprodusenter ikke bare må oppfylle kravene ovenfor, men også produsere disse krystallene økonomisk og med høyt produksjonsutbytte. De viktigste bekymringene for produsenter av silisiumkrystaller er den krystallografiske perfeksjonen og den aksiale fordelingen av dopemidler i CZ-silisium. For å overvinne noen problemer med den konvensjonelle CZ-krystallvekstmetoden, er det utviklet flere nye krystallvekstmetoder.

13.4.1Czochralski-vekst medAppliedMagneticField (MCZ)

Smeltekonveksjonstrømmen i digelen påvirker krystallkvaliteten til CZ-silisium sterkt. Spesielt induseres ugunstige vekststrimler av ustabil smeltekonveksjon som resulterer i temperatursvingninger ved vekstgrensesnittet. Evnen til det amagnetiske feltet til å hemme termisk konveksjon i elektrisk ledende væske ble først påført krystallveksten av indiumantimonid via den horisontale båtteknikken [13.28] og den horisontale sone-smelteteknikken [13.29]. Gjennom disse undersøkelsene ble det bekreftet at amagnetisk felt med tilstrekkelig styrke kan undertrykke temperatursvingningene som følger med smeltekonveksjon, og kan dramatisk redusere vekststrimler.

Effekten av magnetfeltet på vekststriper forklares med dets evne til å redusere den turbulente termiske konveksjonen av smelt og i sin tur redusere temperatursvingningene ved krystall-smeltegrensesnittet. Væskestrømningsdempingen forårsaket av magnetfeltet skyldes den induserte magnetmotorkraften når strømningen er ortogonal mot de magnetiske flukselinjene, noe som resulterer i en økning i den effektive kinematiske viskositeten til den ledende smelten.

Vekst av silisiumkrystall ved hjelp av den magnetiske feltpåførte CZ (MCZ) -metoden ble rapportert for første gang i 1980 [13.30]. Opprinnelig var MCZ ment for vekst av CZ silisiumkrystaller som inneholder lave oksygenkonsentrasjoner og derfor har høy resistivitet med lave radiale variasjoner. Med andre ord ble MCZ-silisium forventet å erstatte FZ-silisiumet nesten utelukkende brukt til fremstilling av kraftenheter. Siden da har forskjellige magnetfeltkonfigurasjoner, i form av magnetfeltretningen (horisontal eller vertikal) og typen magneter som er brukt (normal ledende eller superledende), blitt utviklet [13.31]. MCZ silisium produsert med et bredt spekter av ønskede oksygenkonsentrasjoner (fra lav til høy) har vært av stor interesse for forskjellige applikasjoner. Verdien av MCZ-silisium ligger i dets høye kvalitet og dets evne til å kontrollere oksygenkonsentrasjonen over et stort område, noe som ikke kan oppnås ved bruk av den konvensjonelle CZ-metoden [13.32], samt forbedret vekstrate [13.33].

Når det gjelder krystallkvaliteten, er det ingen tvil om at MCZ-metoden gir silisiumkrystallene som er mest gunstige for halvlederindustrien. Produksjonskostnadene for MCZ-silisium kan være høyere enn for vanlig CZ-silisium fordi MCZ-metoden bruker mer elektrisk kraft og krever ekstra utstyr og driftsplass for elektromagnetene; når man tar hensyn til den høyere veksthastigheten til MCZ, og når det brukes superledende magneter som trenger mindre plass og bruker mindre elektrisk kraft sammenlignet med ledende magneter, kan produksjonskostnadene for MCZ silisiumkrystaller bli sammenlignbare med konvensjonelle CZ silisiumkrystaller. I tillegg kan den forbedrede krystallkvaliteten til MCZ-silisium øke produksjonsutbyttet og senke produksjonskostnadene.

13.4.2Kontinuerlig Czochralski-metode (CCZ)

Kostnader for produksjon av krystall avhenger i stor grad av materialkostnadene, spesielt kostnadene for de som brukes til kvartsdigler. I den konvensjonelle CZ-prosessen, kalt abatch-prosess, blir krystall trukket fra enedigeladning, og kvartsdigelen brukes bare en gang og blir deretter kastet. Dette skyldes at den lille mengden gjenværende silisium sprekker smeltedigelen når den avkjøles fra høy temperatur under hvert vekstløp.

En strategi for å etterfylle vannkvartsdigel med smelte økonomisk er å kontinuerlig tilsette fôr når krystallet vokser og derved opprettholde smelten ved et konstant volum. I tillegg til å spare smeltedigekostnader, gir Czochralski (CCZ) -metoden kontinuerlig lading et ideelt miljø for vekst av silisiumkrystall. Som allerede nevnt er mange av inhomogenitetene i krystaller dyrket ved den konvensjonelle CZ batch-prosessen et direkte resultat av den ustabile kinetikken som oppstår fra endringen i smeltevolum under krystallvekst. CCZ-metoden tar ikke bare sikte på å redusere produksjonskostnadene, men også å dyrke krystaller under jevne forhold. Ved å opprettholde smeltevolumet på et konstant nivå, kan man oppnå jevn varme- og smelteflytforhold (se fig.13.9, som viser endringen i termiske omgivelser under konvensjonell CZ-vekst).

Kontinuerlig lading utføres ofte ved polysilikonfôring, som vist i fig.13.13[13.34]. Dette systemet består av ahopper for lagring av polysilisiumråmateriale og avibrasjonsmater som overfører polysilisium til digelen. I smeltedigelen som inneholder silisiumsmelten, kreves det akvartsbaffle for å forhindre smelteturbulansen forårsaket av mating i det faste materialet rundt vekstgrensesnittet. Frittflytende polysilisiumgranuler som de som er nevnt tidligere er åpenbart fordelaktige for CCZ-metoden.

CCZ-metoden løser absolutt de fleste av problemene knyttet til inhomogeniteter i krystall dyrket etter den konvensjonelle CZ-metoden. Videre er kombinasjonen av MCZ og CCZ (den magnetfeltpåførte kontinuerlige CZ (MCCZ) metoden) forventes å gi den ultimate krystallvekstmetoden, noe som gir ideelle silisiumkrystaller for et stort utvalg av mikroelektroniske applikasjoner [13.1]. Det har blitt brukt til å dyrke silisiumkrystaller av høy kvalitet beregnet på mikroelektroniske enheter [13.35].

Imidlertid bør det understrekes at de forskjellige termiske historiene til forskjellige deler av krystallet (fra frøet til halen ender, som vist i fig.13.9) må vurderes selv når krystallet dyrkes etter den ideelle vekstmetoden. For å homogenisere den dyrkede krystallen eller for å oppnå aksial ensartethet i den termiske historien, vil en eller annen form for etterbehandling, slik som gløding ved høy temperatur [13.36], kreves for krystallet.

13.4.3Neckingless vekst metode

Som nevnt tidligere er Dashs halsprosess (som vokser med tynnhals 3–5 mm i diameter, fig.13.7) er et kritisk trinn under CZ-krystallvekst fordi det eliminerer voksende forvridninger. Denne teknikken har vært industristandarden i mer enn 40 år. Nylige krav til store krystalldiametre (& gt; 300 mm, som veier over 300 kg) har imidlertid resultert i behovet for større diameterhalser som ikke introduserer forvridninger i den voksende krystallen, siden tynnhalsen er 3–5 mm i diameter kan ikke støtte så store krystaller.

Frø med stor diameter som vanligvis er 170 mm lange, med en minste diameter på> 10 mm og et gjennomsnitt på 12 mm dyrket av silisium smeltet sterkt dopet med bor (

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

) har blitt brukt til å dyrke dislokasjonsfrie 200 mm diameter CZ silisiumkrystaller [13.37,13.38]. Det anslås at halse med stor diameter 12 mm i diameter kan CZ støtte krystaller så tunge som 2000 kg [13.39]. Figur13.14a,bstøtter a200 mm diameter dislokasjonsfri CZ silisiumkrystall dyrket uten Dash-halsprosessen, og fig.13.14a,bb viser det forstørrede frøet (sammenlign med fig.13.7). Mekanismen der dislokasjoner ikke blir innlemmet i den voksende krystallen, er først og fremst tilskrevet herdende effekt av tung doping av bor i silisiumet.

Fig. 13.14a,b — Fig. 13.14a, b
200 mm diameter dislokasjonsfri Czochralski silisiumkrystall dyrket uten Dash-halsprosessen. (a)Hele kroppen, (b) frø og kjegle. (Hilsen av Prof. K. Hoshikawa)

Referanser

13.1F. Shimura:Semiconductor Silicon Crystal Technology(Academic, New York 1988)Google Scholar
13.2WC Dash: J. Appl. Phys.29, 736 (1958)CrossRefGoogle Scholar
13.3K.Takada, H.Yamagishi, H.Minami, M.Imai: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1998) s.376Google Scholar
13.4JRMcCormic: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.43Google Scholar
13.5PA Taylor: Solid State Technol.juli, 53 (1987)Google Scholar
13.6WG Pfann: Trans. Er. Inst. Min. Metall. Eng.194, 747 (1952)Google Scholar
13.7CH Theuerer: US Patent 3060123 (1962)Google Scholar
13.8PH Keck, MJE Golay: Phys. Rev.89, 1297 (1953)CrossRefGoogle Scholar
13,9W. Keller, A. Mühlbauer:FLoating-Zone Silicon(Marcel Dekker, New York 1981)Google Scholar
13.10JM Meese:Neutron Transmutation Doping in Semiconductors(Plenum, New York 1979)CrossRefGoogle Scholar
13.11HMLiaw, CJVarker: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1977) s.116Google Scholar
13.12ELKern, LSYaggy, JABarker: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1977) s.52Google Scholar
13.13SM Hu: Appl. Phys. Lett.31, 53 (1977)CrossRefGoogle Scholar
13,14 k. Sumino, H. Harada, I. Yonenaga: Jpn. J. Appl. Phys.19, L49 (1980)CrossRefGoogle Scholar
13.15K. Sumino, I. Yonenaga, A. Yusa: Jpn. J. Appl. Phys.19, L763 (1980)CrossRefGoogle Scholar
13.16T.Abe, K.Kikuchi, S.Shirai: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1981) s.54Google Scholar
13.17J. Czochralski: Z. Phys. Chem.92, 219 (1918)Google Scholar
13.18GK Teal, JB Little: Phys. Rev.78, 647 (1950)Google Scholar
13,19W. Zulehner, D. Huber: I:Krystaller 8: Silisium, kjemisk etsing(Springer, Berlin, Heidelberg 1982) s. 1Google Scholar
13.20H. Tsuya, F. Shimura, K. Ogawa, T. Kawamura: J. Electrochem. Soc.129, 374 (1982)CrossRefGoogle Scholar
13.21F. Shimura (red.):Oksygen i silisium(Academic, New York 1994)Google Scholar
13.22S. Kishino, Y. Matsushita, M. Kanamori: Appl. Phys. Lett.35, 213 (1979)CrossRefGoogle Scholar
13.23F. Shimura: J. Appl. Phys.59, 3251 (1986)CrossRefGoogle Scholar
13.24HD Chiou, J. Moody, R. Sandfort, F. Shimura: VLSI vitenskapsteknologi, Proc. 2. Int. Symp. Veldig storskala integrasjon. (The Electrochemical Society, Pennington 1984) s. 208Google Scholar
13.25F. Shimura, RS Hocket: Appl. Phys. Lett.48, 224 (1986)CrossRefGoogle Scholar
13.26A.Huber, M.Kapser, J.Grabmeier, U.Lambert, WvAmmon, R.Pech: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 2002) s.280Google Scholar
13.27GARozgonyi: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 2002) s.149Google Scholar
13.28HP Utech, MC Flemings: J. Appl. Phys.37, 2021 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.29HA Chedzey, DT Hurtle: Natur210, 933 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.30K.Hoshi, T.Suzuki, Y. Okubo, N. Isawa: Ext. Abstr. Elektrokjemi. Soc. 157. møte. (The Electrochemical Society, Pennington 1980) s.811Google Scholar
13.31M.Ohwa, T.Higuchi, E.Toji, M.Watanabe, K.Homma, S.Takasu: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.117Google Scholar
13.32M.Futagami, K.Hoshi, N.Isawa, T.Suzuki, Y. Okubo, Y.Kato, Y. Okamoto: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.939Google Scholar
13.33 T. Suzuki, N. Isawa, K.Hoshi, Y. Kato, Y. Okubo: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1986) s.142Google Scholar
13.34W.Zulehner: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1990) s.30Google Scholar
13.35Y.Arai, M.Kida, N.Ono, K.Abe, N.Machida, H.Futuya, K.Sahira: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1994) s.180Google Scholar
13.36F. Shimura: I:VLSI Vitenskap og teknologi(The Electrochemical Society, Pennington 1982) s. 17Google Scholar
13.37S.Chandrasekhar, KMKim: I:Semiconductor Silicon(The Electrochemical Society, Pennington 1998) s.411Google Scholar
13,38K. Hoshikawa, X. Huang, T. Taishi, T. Kajigaya, T. Iino: Jpn. J. Appl. Phys.38, L1369 (1999)CrossRefGoogle Scholar
13.39KM Kim, P. Smetana: J. Cryst. Vekst100, 527 (1989)CrossRefGoogle Scholar