第五章 硅的外延薄膜的生长

第五章
硅的外延薄膜的生长
外延生长工艺是一种在单晶衬底的表面上淀积一个单晶薄层(0.5∼20微米)的方法。

如果薄膜与衬底是同一种材料该工艺被称为同质外延，但常常就被简单地称为外延。

在硅衬底上淀积硅是同质外延最重要的在技术上的应用，并且是本章的基本主题。

在另一方面，如果在化学成分不同的衬底上进行淀积，则称为异质外延。

这种工艺已在被称为SOS的在蓝宝石(Al2O3)上淀积硅的工艺中得到应用。

外延起源于两个希腊字，意思是整理安排。

外延生长可以从气相(VPE)、液相(LPE)或固相(SPE)中获得。

在硅工艺中，气相外延得到了最广泛的接受，因为它对杂质浓度有良好的控制以及能获得晶体的完整性。

液相淀积在制造Ⅲ−Ⅴ族化合物外延层时得到广泛使用。

正如在第九章“非晶层损伤的退火”中讲到的，固相外延可用于离子注入的非晶层的再结晶。

发展硅外延的主要动机是为了改善双极型晶体管及后来的双极型集成电路的性能。

通过在重掺杂的硅衬底上生长一层轻掺杂的外延层，双极型器件得到优化：在维持低集电区电阻的同时，获得高的集电极－衬底击穿电压。

低的集电区电阻提供了在中等电流时的高的器件工作速度。

最近外延工艺已被用于制造先进的CMOS大规模集成电路。

这些电路中，器件被做在重掺杂的衬底上的一层很薄的(3∼7微米)轻掺杂的外延层中。

这种结构减少了在功率增加或在遭到辐射脉冲时CMOS电路可能经受的闩锁效应。

在外延层中制造器件(双极型和MOS)的其他优点还有：器件掺杂浓度的精确控制，并且这层中可以不含氧和碳。

但外延工艺并不是没有缺点，包括：a)增加了工艺复杂性和硅片成本；b)在外延层中产生缺陷；c)自掺杂以及d)图形改变和冲坏。

在这一章中，我们介绍了：a)外延淀积基础；b)外延层的掺杂；c)外延膜中的缺陷；d)对大规模集成电路的外延淀积的工艺考虑；e)外延淀积设备；f)外延膜的表征；g)硅外延的选择性淀积；和h)硅的分子束外延。

外延淀积基础
这部分讨论了用于硅的气相外延的化学气相淀积(CVD)工艺的基础理论。

包括了反应物和产物的通过边界层的传输以及它们在衬底上的化学反应。

Grove外延膜生长模型
外延淀积是一个化学气相淀积的过程。

以下五个步骤对于所有的化学气相淀积是基本的：1)反应物被运输到衬底上；2)反应物被吸附在衬底表面上；3)在表面发生化学反应以生成薄膜和反应产物；4)反应产物从表面被放出；和5)反应产物从表面被运走。

在某些情况下，在步骤1之前先进行一个气相反应以形成薄膜的前身(反应物)。

甚至直到现在，针对全部五个步骤
而发展出一个数学关系式仍是困难的。

Grove1基于一个只适用于步骤1和3(反
应物的运输和化学反应)的假设而研发
出一个模型。

尽管这些假设具有局限性，
该模型还是解释了许多在外延淀积工艺
中观察到的现象。

图1是关于这个模型的本质的图解。

它显示了反应气体的浓度分布和从气体的主体到正在生长的薄膜表面的流量F1(单位时间内通过单位面积的原子或分子的数量，原子/厘米2秒)。

它还显示了另一个代表反应气体消耗的流量F2。

用于硅外延的反应气体可以是下列气体中的任何一种：SiH4、SiHCl3、SiH2Cl2、
SiH3Cl或SiCL4。

对用于硅生长的气体种类的选择并不影响该模型所描述的基本原则。

流量F1近似地假设为线性比例于C g(气体中反应物的浓度)和C s(衬底表面上反应物的浓度)之间的浓度差。

比例常数称为气相质量运输系数h g。

F1的关系式为：
F1=h g(C g-C s) (1)
流量F2假设为线性比例于在表面的反应物的浓度，比例常数为化学表面反应速率常数k s。

这个线性关系意味着反应遵循一级动力学。

F2的表达式为：
F2=k s C s(2)
应当注意的是：尽管存在着一个产物从衬底离开的流，但在本模型中忽略了它。

在稳态的情况下(没有材料的积累或耗尽)，这两个流量必须是相等的：F1=F2=F。

设方程1和2相等，我们获得了反应物在表面的浓度C s的表达式:
C s=C g/[1+(k s/h g)] (3)
方程3有两种极限情况。

如果h g>>k s，表面浓度C s的值达到C g。

这被称为表面反应控制过程。

如果h g<<k s，表面浓度接近于零。

这种情况称为质量传输控制过程。

硅外延膜的生长速率V(厘米/秒)由此给出：
V=F/N1(4)
N1是单位体积的薄膜含有的硅原子的数量。

对于硅，N1的值为5×1022原子/厘米3。

将方程2中的F2(F1=F2=F)和方程3中的C s代入方程4，我们得到：
V=F/N1=[k s h g/(k s+h g)](C g/N1) (5)
气相中的反应物的浓度可被定义为：
C g=C T Y (6)
Y是反应物的摩尔分数，C T是每厘米3气体中所有分子的数量。

将方程6代入方程5，我们得到薄膜生长数率的表达式为：
V =[k s h g/(k s+h g)](C T/N1)Y (7)
方程7预示了两个重要的效应。

首先，它预示了生长速率将正比于
气体中反应物的摩尔分数。

这与低
的的Y值时的实验观察结果相一致。

图2显示出硅(在氢气中还原SiCl4)
的生长速率取决于气相中的SiCl4的
浓度。

对于这个反应，反应速率迅
速偏离了线性，当浓度为0.1摩尔分
数时，生长速率甚至开始减小。

当
浓度大于0.27摩尔分数时，衬底发
生了负生长(即刻蚀)。

这是因为反
应产物中有HCl。

HCl依次与硅反应，
造成对正在淀积的外延膜(甚至是
衬底)的刻蚀。

其次，方程7预示了在Y值恒定时生长速率受k s和h g中的较小值的控制。

在极限情况下生长速率由此给出：
V=C T k s Y/N1(表面反应控制) (8)
或
V=C T h g Y/N1 (质量传输控制) (9)
化学表面反应速度常数k s描述了在衬底表面上的化学反应的动力学。

化学反应常常是热激活的，如果是在这种情况下，可由阿乌尼斯方程式来表示(见附录3)。

假设在表面的反应表现出这种行为，k s可写作：
k k e s E KT a
=−
[/](10)
k0是一个与温度无关的频率因子，E a是反应的激活能。

另一方面，质量运输系数h g相对来说对温度不敏感，并主要取决于反应室中气体的流量(流体力学)。

图3是在以H2还原SiCl4来淀积硅
时，生长速度的数据(点)作为温度的
倒数的函数的图形。

低温时，生长速
度遵循着E a=1.9eV和k0=1×109cm/sec
的指数定理。

在较高温度时，生长速
度倾向于变得对温度不敏感。

生长速
度的数据可由方程式7－10来解释。

低
温时，h g>>k s，生长速度由k s控制。

方
程式8占主导地位，k s的值由方程式10
给出。

k s随温度迅速增加，到达表面的
反应气体的量(由h g控制)最后无法跟
上反应的要求，反应速度倾向于降低。

在高温时，h g<<k s，质量运输(由方程
式9给出)占优势。

方程式9中的h g的值
相对地对温度不敏感。

在中间温度h g和k s则均有贡献，生长速度并不象它在较低温度时增加得那样快。

对几个不同的从非常小(1厘米/秒)到非常大的h g值，由方程式7算出的点在图3中也有表示。

如采用
h g≅5-10cm/sec和k s=107exp(-1.9eV/kT)cm/sec，实验数据与方程式7符合得最好。

Grove模型是一个对淀积问题的简化了的解决方法，因为它忽略了反应产物的流量，并假设反应速度流线性地取决于表面浓度，而后者只在低的Y值时成立。

该模型也忽略了温度梯度对气体质量运输的影响。

尽管有这些局限，该模型预示了生长过程的两个区域⎯质量运输和表面控制区，并提供了一个从生长速度的数据对k s和h g的值的合理估算。

气相运输
方程式1通过F1=h g(C g-C s)对反应物从气体的主体到衬底表面的流量作了近似。

在这部分我们讨论了影响h g值的因素。

静止薄膜模型
一种用于估计h g值的简单方法是假设气体分为两个部分。

其中一个部分(离开衬底)中气体混合得很好，并以一个恒定的、平行于衬底的速度U运动。

另一个部分是静止薄膜区，气体速度为零。

静止层的厚度设为δs。

图4是该模型的图示。

这种模型中，反应物通过静止层的质量运输假设只以扩散的方式进行。

这种情况下，方程式1的流量F1可重写为(按照菲克第一定理，第八章)：
F1=D g(C g-C s)/δs (11)
D g是反应物的扩散系数，(C g-C s)/δs是浓度
梯度。

设方程式1中的F1等于方程式11中的
F1，我们得到：
h g=D g/δs (12)
该模型是很武断的，因为它假设了一
个从一定的气体流量到无流量的突变，而
事实上这种突发的静止层并不存在。

然而
它却是一个用于解决许多气相质量运输问
题的有用的一级近似。

边界层理论
流体力学能提供更实际的因而也是更精确的对质量运输系数h g的估计值。

1904年，Prandtl发展了一种被称为边界层理论2的方法，边界层(比静止层更实际地代表了在表面发生的事件)是一个在气体速度为零的固体表面(衬底或支架)和气体速度(平行于衬底)为气流场(fluxfield)速度U的自由气流之间的过
渡层。

这是一个气体速度迅速改变的区域。

边界层的厚度δ(x)定义为速度为自由气流速度的99%(0.99U)的地方。

图5所示为气体沿一个平面流动所形成的一个边界层。

这与在平行反应室中沿着支架的长度方向观察到的气流相似。

紧靠平板的气体的速度必须
是零以避免无限大速度梯度的存
在。

这种零速度的情况干扰了速度
的分布。

当流体沿着一个在流动的
气体最初碰到的前缘上面的平面
运动时，扰动扩展得越来越远，最
后进入了气体的主体，产生了一个
厚度随沿平面的距离而增加的边
界层。

由第一个原则，边界层厚度
作为沿平面的距离x的函数，可由
δ(x)=(µx/dU)1/2(13)
算出。

µ是气体粘度，d是气体密度。

图5中的点线是达到自由气流速度U的99%的点的轨迹。

更精确的δ(x)的计算值与方程式13的差别只在于方程式的数字系数，依照δ的精确定义，该系数的范围在0.67到5之间。

在整个平板(或石英管的长度)上的平均边界层厚度为：
δ=(1/L)∫0Lδ(x)dx=(2/3)L(µ/Dul)1/2 (14)
或
δ=2L/[3(Re L)1/2] (15)
这里由
Re L=dUL/µ(16)
给出的Re L是气体的Reynolds常数。

Re L是用于流体力学的无量纲数字，它代表了流体运动中惯性效应对粘滞效应的量的比值。

对于低的值(Re L<2000)，气体流动的模式被称为层流，而对于高的值则称为湍流。

边界层的平均厚度δ能为方程12中静止层模型的δs所代替，这导致了质量传输系数的表达式为：
h g=D g/δs=(3D g/2L)(Re L)1/2(17)
方程17可被重排为一个无量纲的方程：
h g L/D g=3(Re L)1/2/2 (18)
Pohljausen3比较了一个更准确的方程：
h g L/D g=[2(Re L)1/2/3](µ/dD g)1/3 (19)
这里µ/dD g是一个被称为Schmidt常数的无量纲的参数。

对于大多数气体，Schmidt常数的值从0.5变化到0.8，并与温度无关。

在质量流控制模式中，薄膜的生长速度将取
决于气体速度U的平方根(h g正比于U1/2)。

图6显示
了硅的薄膜生长速度是气体流动速率(正比于固
定体积中的气体速度)的函数。

可以看到预言到
的那种关系。

但是在高的流动速率下，生长速度
达到一个最大值并变得与流速无关。

在这种情况
下，淀积由反应速率(h g>>k s)所控制，这由在那
些流动速率时所观察到的生长速度对温度的指
数关系所证实。

Ban研究了在水平反应室中边
界层的形成4。

图7是在水平反应室中
形成的边界层的示意图。

我们观察
到边界层不断增加直到气流完全建
立为止。

为了淀积的实现，反应物
和反应的副产品必须扩散通过边界
层。

以一个复杂方式通过边界层的
不同种类的流动取决于工艺的变
化，包括气流中的反应物浓度、淀
积温度、系统压强、和边界层的厚
度。

使用等式19我们可以估
算出垂直和水平反应室结构
的h g的值。

典型的U的值为
20-30cm/sec，使得Re L≅20。

这导致了h g≅5cm/sec,这与
图3中所示的在垂直反应室
中淀积硅时的数据相吻合。

在设计和优化外延反应
室中的工艺时，为保证整个
硅片上淀积的均匀性，必须
考虑边界层和温度梯度的影
响。

Manke和Donaghey研究了
Re L对沿着水平支架的长度
方向的外延层生长速率的影
响5。

研究中使用的Re L的值
通过改变气体流动速率(速
度)而改变。

图8显示了他们的研究成果。

发现反应室中在某个流动速率(Re L)下沿着支架的厚度均匀性得到了优化。

Ban计算了水平反应室中支架上的温度剖面4。

结果在图9中列了出来。

这些计算表明存在着一个影响流体流动的很大的温度梯度，这样的梯度能造成气流中的湍流。

另外，Re L和h g的值取决于温度，因而对外延过程作精确的建模时应当考虑在支架上方的温度的变化。

外延层生长的原子模型
外延层的生长据信是通
过adatoms(图10中的A)迁移
到硅的表面上的台阶处(图10
的B)6而发生的。

沿着台阶的扭
折位置(图10的C)对于生长在
能量上是最有利的，因为有一
半的硅－硅键已经与晶体形
成了。

外延层的生长是通过台
阶的横向运动而进行的。

对于硅的常压淀积，外延层的最大生长
速度的存在已被实验确定为一个温度的函
数7。

在给定温度下，如果超过了最大生长速
度，会发生多晶硅的生长。

最大生长速度的
值随温度指数地增加，激活能约为5eV。

图
11阐明了这种行为。

这些结果可以由以下得到解释。

在高生
长速度下，adatoms没有足够的时间迁移到
扭折位置，结果发生了多晶硅生长。

当温度
增加时，表面迁移率增加了，使adatoms有
充足的时间到达扭折位置。

对于这个过程，
激活能约为5eV，与硅中的自扩散的激活能
－它被认为是单晶硅薄膜生长(外延)的控
制机制－可比较。

硅外延中用到的化学反应
有四种主要的硅的化学原料被用于外延淀积。

它们是：四氯化硅(SiCl4)、三氯硅烷(SiHCl3)、二氯硅烷(SiH2Cl2)和硅烷(SiH4)。

每一种原料都具有一些特性使它们在特定淀积条件和薄膜要求时具有吸引力。

氢还原的SiCl4是最广泛使用的源，因而也得到最多的研究。

但对较薄的外延层和较低淀积温度的要求使得SiH2Cl2和SiH4的使用有所增加。

对于每种硅原料，整个反应都可以写出来。

例如，SiCl4的氢还原的整个反应可作如下表示： SiCl4+2H2→Si+4HCl (20)
但是这种整个的反应不能提供一个关于反应顺序、气相中出现的物种、或衬底上吸附的物种的完整图景。

Ban和同事8-11研究了Cl-H-Si系统的热力学。

在这些研究中，开始的混合物由H2和SiH2Cl2、SiHCl3或SiCl4组成。

使用质谱仪来确定反应气氛中出现的活性物质，可以观察到在反应室中除了最初引入的成分外还有其他成分⎯包括HCl和SiCl2。

它们的出现暗示了在系统中同时有大量的化学反应发生。

Ban假设了一些可能的反应，并总结在表1中。

反应被分为两组：表面反应和气相反应。

这项工作的显而易见的结论是硅淀积的化学过程并不简单，而且不能被一个通常给出的总的反应所很好地表示。

表1.Si-H-Cl系统的一些反应4
表面反应
Si(s)+4HCl(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl4(ads)+2H2(ads)(1)
Si(s)+3HCl(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiHCl3(ads)+H2(ads)(2)
Si(s)+2HCl(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl2H2(ads)(3)
Si(s)+HCl(ads)+H2(ads)⎯⎯⎯⎯→SiClH3(ads)(4)
Si(s)+2H2(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiH4(ads)(5)
Si(s)+2HCl(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl2(ads)+H2(ads)(6)
SiCl2H2(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→Si(s)+2HCl(ads)(7)
SiCl4(ads)+Si(s)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→2SiCl2(ads)(8)
SiCl4(ads)+2H2(ads)⎯⎯⎯⎯⎯⎯→Si(s)+HCl(ads)(9)
气相反应
SiCl2H2(g)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl2(g)+H2(g)(10)
SiCl3H(g)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl2(g)+HCl(g)(11)
SiCl4(g)+H2(g)⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯→SiCl3H(g)+HCl(g)(12)
图12显示了在H2还原SiCl4进行硅外延淀积时汽体中化学物质的浓度对在水平反应室的位置的函数。

SiCl4的浓度发现减少时，其他三种成分的浓度随着距离而增加。

基于这些结果，反应被假设为这么进行：
SiCl4+H2<−−−−>SiHCl3+HCl (21)
SiHCl3+H2<−−−−>SiH2Cl2+HCl (22)
SiH2Cl2<−−−−>SiCl2+H2 (23)
SiHCl3<−−−−>SiCl2+HCl (24)
SiCl2+H2<−−−−>Si+2HCl (25)
SiCl4的还原反应过程显示出现了作为中间产
物的SiHCl3和SiH2Cl2。

从这些反应物进行的硅的生
长分别从方程22或方程23开始。

应当记住的是反
应是可逆的，这意味着硅在淀积的同时也被HCl所
刻蚀(方程25)。

在低温和高温时反应的平衡有利
于反应朝刻蚀方向进行。

图13列出了温度对净生
长速率的影响。

应记住，温度低于900°C、
高于1400°C时，发生了刻蚀反应(负生长
速率)。

外延膜的生长速率取决于几个参
数：a)化学源；b)淀积温度；和c)反应
物的摩尔分数。

图14比较了对SiCl4、
SiHCl3、SiH2Cl2和SiH4，硅的生长速度对
温度的变化(阿乌尼斯图)13。

对这四种反
应物，观察到了两种生长模式。

在高温
模式中，气相质量运输控制是主要的，生长速率仅很弱地取决于温度(图14的B区)。

在低温时生长速率取决于表面控制的反应，这时强烈地(指数形式)取决于温度(图14的A区)。

转变点(在图14中以直线表示)决定于反应物的摩尔分数、反应室的类型、气体流动速率和特定的活性气体的种类。

在B区通常进行生产性的淀积，因为在此模式下，温度变化的影响最小。

硅烷的整个反应过程为：
SiH4(气)→Si(固)+2H2(气) (26)
并且在通常的反应温度下是不可逆的。

由于反应产物中没有HCl的形成，逆向的刻蚀反应不会发生。

硅烷反应的主要优点是淀积可以在比任何氯硅烷的分解都要低的温度下发生，因而在质量运输模式中淀积更容易控制。

使用硅烷的几个潜在的缺点是：a)没有HCl(HCl是有利的，因为Cl能从硅上移走象铁或铜这样的金属杂质)；b)会发生同质气相反应，造成在反应器壁上甚至在硅片上的颗粒沉积。

外延膜的掺杂
有意识的掺杂
为了控制外延层的导电类
型和载流子浓度(电阻率)，在整
个生长过程中在反应气体(硅源
和氢气)中加入了掺杂剂(杂
质)。

典型的掺杂剂使用它们的
氢化物。

双硼烷(B2H6)被用于引
入硼，磷烷(PH3)引入磷，而砷
烷(AsH3)引入了砷。

典型地，氢
化物在氢气中被稀释到低浓度
(10-1000ppm)。

使用这些气体必须谨慎，因为它们是剧毒的。

尽管氢化物在室温以上时相对不稳定，在反应室中大量的氢气的存在却可避免它们的分解。

不幸的是，并不存在着一个与掺杂剂从气体中被引人到硅薄膜中有关的简单的准则，这种合成取决于包括衬底温度、淀积速率、掺杂剂相对于源气体的摩尔体积和反应室的几何尺寸在内的许多因素。

因而，在固相中的掺杂剂/硅的比例不同于气相中的比例。

气相中掺杂剂浓度对固相中掺杂剂浓度之比必须针对每个过程经验地确定。

然而，通常还是能获得受到良好控制的、掺杂浓度范围在1014∼1020原子/cm3的外延膜。

自掺杂和固态扩散(外扩散)
大多数VLSI要求一层在重掺杂的衬底(1019∼1021原子/cm3)上的轻掺杂的外延淀积层(1014∼1017原子
/cm3)。

衬底可能被均匀地掺杂或具有在轻掺杂的衬底中扩散的重掺杂的隔离区域(称为埋层)。

对于大多数CMOS器件结构，使用均匀掺杂的衬底，而在多数双极型应用中使用埋层。

在外延淀积过程中，掺杂剂从衬底上重掺杂的区域通过两种不同的方式进入正在生长的膜中：a)固态扩散；和b)气相自掺杂。

固态扩散效应仅代表在高温时杂质原子从衬底扩散到正在生长的薄膜中(也被称为外扩散)。

运输到薄膜中的掺杂剂的浓度可由余误差函数计算出：
C e(x)=(C s/2){1-erf[x/2(
D s t)1/2]} (27)
C s是在衬底中最初的掺杂剂的浓度，C e(x)是外延层中掺杂剂的浓度，
D s是衬底中杂质的扩散系数，t是扩散时间。

使用这个表达式假设了薄膜生长速率远远超过了扩散前沿的速度⎯这是实际淀积中常见的情况。

第二种掺杂剂的运输方式
的形成是因为掺杂剂从衬底中
蒸发出来继而再次合成到正在
生长的薄膜中去。

存在着两种自
掺杂的方式，垂直和水平的(两
者均在图15中有图示)14。

气相自
掺杂也能起因于从硅片的边缘
和背面蒸发出来的原子以及从
覆盖了重掺杂材料的支架蒸发
出来的原子。

后者对所谓的外延
反应室的记忆效应负有责任(例如，在生长一个低阻层以后很难立刻生长一个高阻层)。

气相自掺杂要求蒸发出的原子应被气相边界层所捕获。

外扩散和自掺杂可被认为是增加了
过渡层(从重掺杂的衬底到均匀掺杂层)
的厚度。

图16图示了过渡区15。

在接近衬
底处，衬底的固态扩散是优势效应，形
成一个较宽的过渡剖面(图16中的A区)。

相对于扩散运动来说，快的薄膜生长速
率限制了这种效应。

然而，过渡区受到
气相中的掺杂剂的进入作用的控制。

当
从衬底蒸发出的原子超过被特意引入的
原子时，形成了自掺杂尾巴(图16的B
区)。

由于高浓度的埋层很快就被轻掺杂
的材料所覆盖，自掺杂效应中止，所期望的浓度也达到了。

如果整个衬底被重掺杂，当正面被封住时，硅片边缘和背面的蒸发仍可继续。

但即便如此，这种效应也会随时间而减少，因为硅片内部的固态扩散必须提供掺杂剂到表面以供蒸发。

自掺杂尾巴的程度取决于淀积温度、硅源、生长速率、反应室尺寸和压强(与边界层厚度有关)。

自掺杂设置了一个对外延层的最小厚度和掺杂水平的极限。

因而在VLSI中必须减小它。

工艺工程师可使用几种技术来减少这些效应，包括：
1.为避免硼的自掺杂，外延淀积过程应在尽可能最低的淀积温度下进行，这等价于高质量的膜和合理
的淀积速率(例如，SiH2Cl2可以在比SiCl4低的温度下淀积)。

但应注意的是，这只对减少硼的自掺杂有效，因为事实上在较低温度时砷的自掺杂增加了。

2.应使用有较低蒸气压和低扩散率的衬底和埋层掺杂剂(例如以锑代替砷[高蒸气压]或磷[高扩散
率])。

3.如果必要，用轻掺杂的硅封住衬底和/或支架的背面。

4.在降低的压强(亚大气压)下操作外延系统以减少横向自掺杂。

由于气体分子的扩散率在气压减小时
增加了，这使得掺杂剂原子能迅速到达主气流并被带出反应室，从而减少横向自掺杂。

这种方法只对磷和砷有作用，而对硼无效。

5.使用离子注入的埋层以减小衬底表面浓度。

6.使用覆盖－吹气－生长的顺序：在埋层或衬底上先生长一个很薄的无掺杂的膜以封住掺杂剂，紧跟
着吹气，再在生长剩下的外延层时引入掺杂剂。

7.在HCl刻蚀之后采用一个低温吹气的工艺以保证刻蚀时被涉及的掺杂剂被带出系统。

外延膜中的缺陷
在外延淀积期间，在薄膜中可能发生工艺诱发的晶体缺陷。

这些缺陷源于：a)反应室的沾污；b)硅片的预处理；和c)衬底的不完美性。

(硅中晶体缺陷的性质和类型、它们对器件性能的影响和检测方法在本书的第二章中全提到了。

)有四种晶体缺陷：1)点缺陷(空位、间隙原子)；2)线缺陷(位错)；3)面缺陷(层错)；4)体缺陷(空洞、沉淀)。

用于检测存在的缺陷的方式包括：化学刻蚀、光学和电子显微镜检查、深能级瞬态谱(DLTS)和X射线貌相术(见第2和17章)。

在这部分我们描述了外延缺陷的成核机制，然后讨论了如何能减少这类缺陷。

第一个值得一提的概念是外延层的晶体质量不会超过衬底的质量。

因而在硅片预处理时必须非常小心。

外延前的硅片清洁与炉子前的硅片清洁过程(包括擦片)很相似，它要求从硅片的正面和背面去除颗粒、有机的和无机的(重金属，钠)沾污。

一般地这样的清洁过程是不够的，还要求有一个额外的温度超过1100°C的即时的无水HCl(含1-5%HCl的氢气)的刻蚀来从表面去除剩余的沾污。

必须小心以避免硅衬底的有效厚度的丧失，因为在高温时刻蚀速率很快。

如要求较低的温度(1050°C)，已发现SF6是即时刻蚀中HCl的合适的替代品。

人们一度曾相信如没有实时的HCl刻蚀或在淀积过程中不存在含氯的物质，将无法制备双极器件的高质量的外延膜。

但是，最近的研究16表明在只经受一次湿法外延前清洁的硅片上可以制备出优秀器件质量的外延材料。

这种膜的原料是SiH4和H2，淀积温度低至900°C。

该结果表明生长高质量、外扩散和/或自掺杂没有或很少的薄的外延层(<1微米)是可能的。

在反应室中一个潜在的杂质源是
Si-C覆盖的石墨支架，当SiC涂覆层裂
开时它可能释放出金属杂质。

对支架
的高温HCl的处理能充分减少这些杂
质。

外延淀积过程中诱发的缺陷及其成核
机制
外延淀积引起的最常见的缺陷是
位错和层错。

外延膜中位错的产生有
几种机制，包括：a)衬底中的位错线到达衬底表面时增殖进入正在生长的薄膜。

(位错多的衬底导致了位错多的薄膜。

因而应当采用无位错的衬底材料)；b)在薄膜和衬底之间存在着大的晶格参数的差异(例如，衬底重掺杂而外延层轻掺杂)，这导致了失配位错。

外延膜中靠近衬底处形成的失配位错释放了这种失配；和c)由超过硅的屈服强度的热应力引起，并造成滑移。