硅中缺陷

图5-15
2． 硅自间隙原子模型
硅片内部存在许多某种红外吸收中心则该处吸收的辐射 能量比硅的多，因而温度比周围高。当达到熔点时，该处 首先熔化形成小液滴。硅中的碳和金属是这样的吸收中心。 金属杂质的含量是极低的故认为碳是唯一的吸收中心。 液滴的存在，使硅晶体在接近熔点温度下的平衡硅自间 隙原子经扩散进入液滴中，当液滴最终凝固时，这些硅原 子就以自间隙的形式凝聚成非本征的小平面而插入在晶体 之间，其周围便形成正的Frank位错环，此即为“微缺 陷”。
2．位错及重金属杂质沾污的控制 (1)降低硅单晶的重金属杂质含量 (2)建立超净条件，使用超纯试剂和气体
(3)杂质“吸除”技术 ①氧化物玻璃吸除： ② 位错“吸除”： ③ 背面淀积Si3N4的吸除： ④ 背面离子注入损伤的吸除作用：
3-2
硅单晶中微缺陷的形成与控制
在硅片(111)面上发现与位错坑不相对应的圆盘状坑。 由于这些坑集合在硅片上形成旋涡状图形，故称其为 “旋 涡缺陷”。 到目前为止，发现直拉单晶(CZ)和区熔单晶(FZ)的微缺 陷在性质和成因上是很不相同的。
图5-19 450℃处理时，最大施主浓度对应于溶 解于Si中的氧浓度之关系
硅中适当的SiO2沉淀物，如果处在体内的远离有源区 的地方，则与所诱生的缺陷一起将起到本征吸除(内吸除) 的作用，对提高器件性能是有利的。 氧对位错的钉札作用
二、硅中的碳
碳在硅中的行为，至今尚未了解得十分清楚，一般认 为它是以替代形态存在的非电活性杂质，
3． 熔体中液流状态非稳流动引起的温度起伏产生的生 长条纹 (1)液流状态非稳流动引起界面层温度起伏 ： 在固液界面近邻的流体薄层之间则有相对滑动，这样的 流动，我们称为“层流”， 如图5-21(a)所示。层流的流 速关于距界面的距离的变化如图5-21(c)下部曲线所示。 熔体在某种条件下还存在另一种形式的流动，流体的流 线或迹线是无规则的、瞬变的，而且出现许多旋涡，如图 5-21（b）所示。这种流动称为“湍流”。湍流的特征是 流动场中的压力、速度作无规则起伏，如图5-21(c)中上 部曲线所示。当湍流发生时，固～液界面温度必然要产生 无规则起伏，
图5-16
二、微缺陷对材料和器件的性能及成品率的影响
微缺陷对材料和器件性能的影响可归纳成两方面： 一方面它在外延、氧化等工艺过程中会转化为层错。 另一方面为微缺陷(或已转化成氧化层错)有吸引其他 杂质的作用，尤其是重金属杂质而成为电活性中心，使 少子寿命降低，同时使载流子迁移率降低。
三、微缺陷的控制及清除措施
第三章 硅单晶中的缺陷及其控制
• • • • • 硅晶体中的位错 硅单晶中微缺陷的形成与控制 硅单晶中的氧和碳 生长层条纹及其控制 磁场中直拉硅单晶工艺技术简介
晶体中缺陷的多少是晶体质量优劣的标志之一。缺陷 对材料和器件性能有着明显影响，缺陷类型和数量不同， 影响也不同。
3-1
硅晶体中的位错
一、硅晶体中位错的产生 产生位错的因素很多，主要有以下几方面 (1)籽晶体内原存在位错 (2)籽晶表面损伤 (3)由于外界的振动、外加应力、热起伏等而使耔晶或单 晶中位错倍增。 （4）在晶体生长过程中，当固液交界面附近温度太低熔 液表面悬浮着杂质或熔液中存在一些固态微粒 (5)杂质分凝也可产生位错
一、微缺陷形成模型及其本质
1． 空位团模型假设 从熔体中生长的无位错硅单晶，在冷却过程中空位的 过饱和是很严重的。它们一群一群地积聚起来，形成空 位团。每一空位团中包含大量空位(大致在几十万个以 上)，而空位团的线度却很小(约为10-4cm左右)所以通 称它为“微缺陷”。 “在晶体生长过程中，形成碳的花纹分布，碳在硅中处 于代替位置。由于它的原子半径小，引起晶格收缩畸变， 促使氧向此晶格畸变区域聚集。而空位又极易与各种杂 质元素结合，空位通过扩散与氧、碳结合成复合体。 在晶体冷却过程中，过饱和空位即以此复合体为核心， 进一步凝聚成空位团。它按碳的分凝花纹分布，这种氧、 碳空位的聚集体就是“微缺陷”。
3-5
磁场中直拉硅单晶工艺技术简介
强迫对流 ；热对流 磁场的作用相当于提高了熔体的粘性，可归结为“磁 场增加了对流的磁粘滞性(Magnetic Viscosity)”，
图5-22
图5-23 CZ法的熔来自百度文库流动迹线
1． 生长条纹的形成 因素很多，如单晶炉机械传动装置的机械蠕动和振动， 使提拉式熔区移动速率产生无规则起伏；由于晶体转轴 和温度场对称轴不同轴，使生长速率发生起伏； 由于加 热器功率或热量损耗的瞬间变化引起生长速率的变化 ； 又由于熔体液流状态非稳流动，如熔体中存在着涡流， 却可归结为对晶体生长速率产生影响，从而造成了晶体 中杂质浓度的起伏。 正是由于晶体生长速率的微起伏，造成了晶体中杂质浓 度的起伏，图5-20中(b)和(c)画出了速率起伏和杂质浓度 起伏的示意图并与晶体表面条纹一一对应。
3-3
硅单晶中的氧和碳
一般CZ-Si含氧约1018cm-3，含碳约1016cm-3。 FZ-Si中的含氧量一般在l015~l016cm-3碳含量为 l016cm-3量级。
一、硅中的氧
氧在硅中处于晶格间隙位置，但在热处理过程 中，这种Si-O-Si键合状态（如图5-18所示）将 按照Si-O-Si(间隙态)至SiOx(x=2～5，中间态) 至SiO2变化，最终析出SiO2 。
碳对旋涡缺陷起着成核稳定的作用，旋涡缺陷也能成为 氧化层错的成核中心，它和重金属杂质及其它杂质相互作 用。
3-4 生长层条纹(杂质条纹)及其控制
生长层条纹：即杂质条纹。
一、生长条纹概况
晶体的性能起伏可归因于固溶体(晶体)中杂质浓度的起 伏造成的，故又称为“杂质条纹”，如图5-20所示。
二、生长条纹的形成及其形态
三、位错对半导体材料主要性能之影响 (1)位错对载流子迁移率的影响： 棱位错对N型半导 体的影响，较P型为严重。使迁移率降低。从而影响单晶 材料的电阻率。螺位错在晶体的电学特性方面它们影响 是不重要的。 (2)位错对非平衡少子寿命τ的影响 劳仑斯(Lawrence)总结了不同人的实验得到： ①在位错密度低于103cm-2时，τ随σs减少而降低； ②当σs在l03~104cm-2时，τ有最长的寿命值；
③当σs >104cm-2时，τ随σs的增加而降低。
五、位错及重金属杂质沾污的控制 1.位错的控制 (1) 籽晶的选择 籽晶的质量选择： 籽晶形状的选择： 籽晶的表面处理： 籽晶晶轴方向的选择：
(2) 拉晶工艺过程的控制
(3) 位错均匀性的控制
图5-14 用直拉法从熔体中生长的大直径硅晶体中 的位错密度的纵向与横向变化示意图
2．生长层条纹的形态 在前半周期0 ~ τ／2内，所生长的晶体薄层的厚度就是 该时间间隔内固液界面的位移，将这一晶体生长薄层表示 在图5-20(d)中，即0到τ／2之间的薄层。由于该层的溶 质浓度较高，在图中以斜线画出，在后半周期τ／2 ~ τ 内，所生长的晶体薄层的厚度和溶质浓度均较小(因 f2<f1)，在图中以白带表示。这种晶体内溶质(杂质)浓度 交替变化的晶体薄层就称为生长层，在晶体外表面即呈现 出宽窄不一的条纹称“生长层条纹”，或称“杂质条纹”。
图5-21
温度梯度与重力加速度方向一致时，浮力干扰最大 (即对流干扰最大) ；溶质浓度梯度对浮力的作用完全与 温度梯度的作用类似，它们都会引起生产速率起伏，从 而引入晶体生长条纹。
(2)对液流状态引起温度起伏的抑制 ： 抑制熔体热对流的几种方法，其中有：①调整籽晶转 速及坩埚转速和它们之间的相对关系。②使石英坩埚底 部的熔体固化，从上部的熔体控制单晶。③双坩埚法的 采用。④在无重力条件下(空间实验室)制备硅单晶，可 消除部分条纹。⑤在强磁场下，抑制对流也可以消除一 部分条纹。 前三种方法抑制效果有限，第四种方法尚未达到实 用阶段。第五种方法即磁场抑制对流的方法对抑制熔体 热对流颇为有效，并用以生长了性能优异的硅单晶。
图5-18 间隙氧与硅的键合
溶解于Si中的氧浓度与提供的最大施主浓度之关系，如图 5-19所示。 由图可知，对于氧含量为1018cm-3的硅单晶， 经450℃热处理后能产生1016cm-3以上的施主。 热施主的出现引起材料电阻率发生变化。
Si中的氧极易与重金属杂质结合，造成Si中少子寿命虚假 地增大。 氧对Si材料电阻率、寿命等电学性质的稳定性有很 大影响，而且它有助于微缺陷、氧化层错、外延层错等的形 成。
图5-17 微缺陷密度与生长速率之关系
(3)采用吸除技术消除微缺陷。 ① 外吸除(extrinsic gettering) ： 所谓“外吸除” 是指靠外因处理硅片来减少硅片表面活性层(有源区)的 污染和防止缺陷产生的方法。 ②内吸除(intrinsic gettering)：所谓“内吸除” (简 称IG)是指靠硅片内在的因素。例如：氧析出而产生的硅 氧化物以及由它引起的位错，层错等缺陷所具有的应力场， 它们有吸除硅片表面金属杂质及缺陷的效应。内吸除主要 用于间隙氧含量较高(约1018cm-3)的硅片。
要控制和消除微缺陷的影响，可以从以下几方面着手： (1)使原生硅单晶中没有微缺陷，包括减少氧和碳的含量， 以减少凝集成团的核化中心，可以减少微缺陷。 (2)拉制晶体生长时的冷却速率(或控制拉速)。 从图5-17中看出，在高冷却速率下，硅自间隙原子 还来不及向核中心聚集就被冻结下来，抑制了微缺陷的 形成；在极低的冷却速率下，硅自间隙原子具有足够高 的能量和充足的时间沿径向向外扩散，因而抑制了微缺 陷形成。
二、硅晶体中常见的几种位错形式 棱位错和螺位错（见图5-1） 常见的还有：位错排、星形结构、小角晶界和系属结构等。 (1) 位错排 图5-2 （2）星形结构 图5-3图5-4 (3) 小角晶界及系属结构 图5-5图5-6 图中示出的D为两位错间距，b为柏格矢量，“小角晶 界”
的角度θ，可由下式求得
b 2 sin D 2
系属结构：图5-7
（4）位错密度 ① 体位错密度：定义为单位体积晶体内位错线的长 度。表示为 L
V
V
式中L为位错线的总长度，V为晶体的体积。 ② 面位错密度：定义为单位表面积上位错线穿过的 数目。表示为 N
S
S
式中，N为穿过S表面的位错线的总数，S为位错线垂 直穿过表面面积。 一般观测位错密度是指观测单位面积所穿过的位错线 数目。