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重掺方面的资料


对于重掺、轻掺,分档应该是电阻率小于 0.001 为重掺,电阻率在 0.01-0.001 之间为轻掺。 PN 结 采用不同的掺杂工艺,通过扩散作用,将 P 型半导体与 N

型半导体制作在同一块半导体(通常是硅或锗)基片上,在它们的交 界面就形成空间电荷区称 PN 结。 结具有单向导电性。 是 positive PN P 的缩写,N 是 negative 的缩写,表明正荷子与负荷子起作用的特点。 PN 结 (PN junction) 一块单晶半导体中 ,一部分掺有受主杂质是 P 型半导体,另一 部分掺有施主杂质是 N 型半导体时 ,P 型半导体和 N 型半导体的交 界面附近的过渡区称为 PN 结。PN 结有同质结和异质结两种。用同一 种半导体材料制成的 PN 结叫同质结 ,由禁带宽度不同的两种半导 体材料制成的 PN 结叫异质结。制造 PN 结的方法有合金法、扩散法、 离子注入法和外延生长法等。制造异质结通常采用外延生长法。 P 型半导体(P 指 positive,带正电的):由单晶硅通过特殊工 艺掺入少量的三价元素组成,会在半导体内部形成带正电的空穴; N 型半导体(N 指 negtive,带负电的):由单晶硅通过特殊工 艺掺入少量的五价元素组成,会在半导体内部形成带负电的自由电 子。 在 P 型半导体中有许多带正电荷的空穴和带负电荷的电离杂 质。在电场的作用下,空穴是可以移动的,而电离杂质(离子)是固 定不动的 。N 型半导体中有许多可动的负电子和固定的正离子。当

P 型和 N 型半导体接触时,在界面附近空穴从 P 型半导体向 N 型半导 体扩散,电子从 N 型半导体向 P 型半导体扩散。空穴和电子相遇而复 合,载流子消失。因此在界面附近的结区中有一段距离缺少载流子, 却有分布在空间的带电的固定离子,称为空间电荷区 。P 型半导体 一边的空间电荷是负离子 ,N 型半导体一边的空间电荷是正离子。 正负离子在界面附近产生电场,这电场阻止载流子进一步扩散 ,达 到平衡。 在 PN 结上外加一电压 ,如果 P 型一边接正极 ,N 型一边接负 极,电流便从 P 型一边流向 N 型一边,空穴和电子都向界面运动,使 空间电荷区变窄,电流可以顺利通过。如果 N 型一边接外加电压的正 极,P 型一边接负极,则空穴和电子都向远离界面的方向运动,使空 间电荷区变宽,电流不能流过。这就是 PN 结的单向导电性。 PN 结加反向电压时 ,空间电荷区变宽 , 区中电场增强。反向 电压增大到一定程度时,反向电流将突然增大。如果外电路不能限制 电流,则电流会大到将 PN 结烧毁。反向电流突然增大时的电压称击 穿电压。基本的击穿机构有两种,即隧道击穿(也叫齐纳击穿)和雪 崩击穿,前者击穿电压小于 0.6V,有负的温度系数,后者击穿电压 大于 0.6V,有正的温度系数。 PN 结加反向电压时,空间电荷区中的 正负电荷构成一个电容性的器件。它的电容量随外加电压改变。 根据 PN 结的材料、掺杂分布、几何结构和偏置条件的不同,利 用其基本特性可以制造多种功能的晶体二极管。如利用 PN 结单向导 电性可以制作整流二极管、检波二极管和开关二极管,利用击穿特性

制作稳压二极管和雪崩二极管;利用高掺杂 PN 结隧道效应制作隧道 二极管;利用结电容随外电压变化效应制作变容二极管。使半导体的 光电效应与 PN 结相结合还可以制作多种光电器件。如利用前向偏置 异质结的载流子注入与复合可以制造半导体激光二极管与半导体发 光二极管;利用光辐射对 PN 结反向电流的调制作用可以制成光电探 测器;利用光生伏特效应可制成太阳电池。此外,利用两个 PN 结之间的相互作用可以产生放大,振荡等多种电子功能 。PN 结是构成双极型晶体管和场效应晶体管的核心, 是现代电子技术的基 础。在二级管中广泛应用。 PN 结的平衡态,是指 PN 结内的温度均匀、稳定,没有外加电场、 外加磁场、光照和辐射等外界因素的作用,宏观上达到稳定的平衡状 态. PN 结的工作原理 PN 结的形成 在一块本征半导体的两侧通过扩散不同的杂质,分别形成 N 型半 导体和 P 型半导体。 此时将在 N 型半导体和 P 型半导体的结合面上形 成如下物理过程: 因浓度差 ↓ 多子的扩散运动®由杂质离子形成空间电荷区 ↓ 空间电荷区形成内电场

↓ ↓ 内电场促使少子漂移 内电场阻止多子扩散 最后,多子的扩散和少子的漂移达到动态平衡。在 P 型半导体和 N 型半导体的结合面两侧,留下离子薄层,这个离子薄层形成的空间 电荷区称为 PN 结。PN 结的内电场方向由 N 区指向 P 区。在空间电荷 区,由于缺少多子,所以也称耗尽层。PN 结形成的过程可参阅图 01.06。 电阻率低于-2 的一般就称为重掺了, 型半导体掺杂元素有:P、 、 N AS Sb P 型半导体掺杂元素有:B、AL、Ca、In

重掺硅衬底材料中氧沉淀研究进展

1 引言 器件性能的提高,需要器件工艺的改善,另外还要有基础材料质量的保证。材料的发展更能促进器件发展 的飞跃,而材料的性能又取决于其内部结构。半导体硅材料以丰富的资源、优质的特性、日臻完善的工艺 以及广泛的用途等综合优势而成为当代电子工业中应用最多的半导体材料。 从 50 年代开始,氧在硅中的行为就已经得到广泛的研究。人们已经知道氧在硅中是处于过饱和状态的,并 且发现了氧对硅片的机械增强作用。在 60 年代,人们一度认为硅中氧的行为已经得到了很好的理解,并且 在 60 年代中期,外延晶体管工艺有了较大的发展。由于管芯制作在外延层中,因此对衬底单晶中氧的研究 没有引起人们的足够重视。70 年代中期,集成电路从中规模发展到大规模、超大规模,成品率下降。起初 人们只把注意力集中在器件工艺上,忽视了衬底影响。而实际上,当集成电路发展到超大规模、线宽缩小 到微米、亚微米级时,由衬底氧沉淀所诱生的缺陷向外延层延伸的影响已相当严重,单个缺陷就足以引起 管芯短路,而导致电路失效。Tan 在 70 年代末发现了氧沉淀的吸除效应,即一定密度的氧沉淀和其诱发 二次缺陷具有内吸杂特性 ,能有效地吸除硅单晶体内的点缺陷和器件工艺中引入的重金属杂质,降低对 表面有源区的污染,从而获得高质量的表面洁净区(DZ)。这就是半导体工业中广泛使用的内吸杂(IG)工艺。 从此,对于氧的研究已从单纯追求降低氧含量及其沉淀密度变为氧和氧沉淀的控制和利用。
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近年来,先进 VLSI-CMOS 工艺使 n/n 和 p/p 外延片的优越性得到了充分体现。研究表明,重掺衬底/外 延层结构与 IG 技术的结合是解决 α 粒子引起的软失效和闩锁效应的最佳途径。有鉴于此,重掺硅衬底材 料引起了国内外研究者的广泛兴趣。 2 重掺硅中氧沉淀的形成 氧是直拉硅(CZSi)单晶中最主要的非故意掺杂元素,其量级一般在 10 ~10 之间,以间隙氧形态存在于硅 单晶中。硅中的氧来源于拉晶过程中石英坩埚的熔解,石英坩埚与硅的反应如下 Si+SiO2=2SiO 大约有 99%的氧以 SiO 形式蒸发掉,所以掺入晶体中的氧只是溶解氧量的很小部分。由于氧是在高温(硅 熔点 1420℃)下结合进入晶体的,氧在硅熔点时的最大溶解度为 3×10 cm 。随着温度的下降,其溶解度也 下降,因而常温下氧处于过饱和状态。氧沉淀就是由于氧被硅中平衡溶解度限制,过饱和间隙氧和硅基体、 掺杂剂或缺陷作用,咯种形态在硅单晶体中沉淀下来而形成的。 实际上,氧沉淀是非常复杂的问题,影响因素很多,不仅涉及到氧初始浓度分布、存在形态,而且涉及到 掺杂剂原子的浓度及分布,热处理的温度、时间等因素 。 近年来,重掺硅单晶中氧沉淀行为得到了许多研究者的广泛关注。研究结果表明,重掺硅单晶中氧沉淀行 为和轻掺杂硅单晶中氧沉淀行为有明显的差异。 3 热处理对氧沉淀的影响 3.1 单步退火 总体讲,在各温度单步退火时,随退火时间的延长,间隙氧含量逐渐降低,氧沉淀体积逐渐增大,氧沉淀 密度逐渐增加。在低温退火时,氧浓度变化很小,氧沉淀含量很少,这被归因于此时间隙氧的过饱和大, 形核临界半径小,氧沉淀易于形核,且密度较大,但由于温度较低,氧的扩散较慢,激活能也小,所以氧 沉淀核心极小,难以长大,甚至在电镜下也难以分辨,此时的退火又称形核温度退火 ;中温退火时,氧 沉淀量大增,此氧的扩散能力强,自间隙硅原子的迁移率高,氧沉淀核心极易长大,所以又被称为长大温 度退火 ;高温退火时,氧沉淀的量也较少,这被认为是由于退火温度很高,作为氧沉淀核心的空位群或 自间隙原子团分解,大部分氧沉淀核心收缩,重新溶入基体中去,最终抑制了氧沉淀 。单步退火实际上 是对氧沉淀形态的确定,为衬底材料打下技术应用基础。 3.2 两步退火 研究氧沉淀的形核长大过程,往往采用两步退火,它可分为低温-高温、高温-低温两种形式。在低温退火 时,沉淀易形核,沉淀密度大,但难以长大;在高温退火时,沉淀的形核速率小,但沉淀易长大,所以和 单步退火相比,低温-高温两步退火是通过低温大密度形核,高温长大,促进了氧沉淀,也为氧沉淀形核长 大的研究提供了方便。 3.3 多步退火
<6> <5> <4> <3> 18 -3 17 18

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多步退火是在两步退火的基础上发展起来的退火工艺, 主要是模拟器件的制造工艺和设计最佳内吸杂工艺。 因为考虑的重点不一样,故多步退火的温度、时间及次序也各种各样,其中运用最多的是高温-低温-高温 退火工艺。 4 氧沉淀的观测 氧沉淀的研究主要借助于腐蚀显示技术和电子显微技术作为探测手段。 4.1 腐蚀显示技术 腐蚀显示技术主要用来显示氧沉淀的宏观分布和表现形态。由于氧沉淀及诱发的二次缺陷应力集中,能量 较高,腐蚀速度较快,故可以根据腐蚀坑的情况来研究氧沉淀的宏观分布和形态。一般根据需要,选择适 当的择优腐蚀剂,对样品腐蚀后,在光学显微镜下观察。这种方法设备简单、工作迅速方便,是一种广泛 使用的常规检测方法。如经内吸除处理的硅片,在腐蚀后的样品解理面上,可观察到硅片内部的腐蚀坑密 度最大,接近硅片表面处腐蚀坑密度变小,在硅片表层的几十微米宽度内就无腐蚀坑了。 4.2 电子显微技术 电子显微技术主要用来研究氧沉淀的微观结构,可定性地分析晶体中微沉淀的形态和成分。透射电镜和高 分辨电镜可以从原子量级的尺寸来研究氧沉淀的精细结构。但是存在着制样困难、视域窄小等缺点,但是, 至今还没有其他方法可以代替。针对重掺硅的光致发光特性,可以从光学方面考虑检测氧沉淀,此方法还 须进一步实验。 5 掺杂剂对重掺硅单晶中氧沉淀的影响 掺杂剂对氧沉淀是否产生影响,直接影响着器件的质量。研究结果表明重掺硅单晶中氧沉淀行为与轻掺硅 单晶氧沉淀行为有明显大的差异。实验得到在硅单晶中各种杂质掺入量极限(表 1)。

5.1 重掺 B 硅单晶中的氧沉淀 重掺 B 硅单晶中氧沉淀比轻掺硅单晶的密度大,片状沉淀的生长速率较轻掺杂样品小 ,TEM 对重掺 B 硅单 晶中氧沉淀形貌进行研究表明 ,750℃退火样品中观察到针状沉淀,900℃退火样品中观察到片状沉淀, 1100℃退火样品中观察到多面体结构。 Wiiaranakula 研究结果表明, 针状沉淀具有同轻掺样品相同的{100} 惯性面,而盘状沉淀具有{110}和{111}两种惯性面,同轻掺杂不同的是在盘状沉淀附近发现复杂位错环。 在 IG 技术的应用方面,Jeong-Min KIM 等人
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找出了第一步热处理的关键温度(900℃),在此温度下,不

管位错环位置如何,堆垛层错都作用于整个晶片上,并且体缺陷密度也较高。在外延工艺中,体单晶中位 错环内仍存在堆垛层错,他们解释其为由于 B 的高掺入量,加强了氧沉淀,说明沉淀形貌与退火温度有关。 5.2 重掺 P 硅单晶中的氧沉淀

Matsumoto

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报道了在 800-850℃范围内退火氧沉淀与掺 P 量无关,重掺 P 硅单晶中沉淀形貌与轻掺 B 硅的

相似,但沉淀密度较低,沉淀尺寸较大。X 射线衍射分析发现,这样的样品中,间隙型缺陷占主导地位, 不存在 P2O5 复合体。 5.3 重掺 Sb 硅单晶中的氧沉淀 重掺 Sb 硅单晶中,氧含量比轻掺硅的大幅降低。在硅片热处理过程中,氧沉淀被抑制。研究者对其机理提 出了不同看法。T.Nozkia 等
<12>

认为,重掺 Sb 硅单晶中氧含量的减少是由于 Sb 的加入增强了 SiO 挥发的
<13>

缘故,通过热力学计算排除了氧是以锑氧化物方式挥发的可能。Huangt

排除了重掺 Sb 硅单晶中氧含量的

降低与氧的溶解度的关联,他们的解释是当锑浓度达到一定程度(大于 1.3at%)时,过量的氧更容易形成 Sb-O-Sb 复合体,并从熔体表面挥发。而一般情况下,过量氧是以 SiO 或 SiOx 的形式蒸发的。在空位作为 氧沉淀有效成核中心的机制下,重掺锑硅单晶中由于 Sb+V-复合体的形成减少了空位数目,从而间隙氧的 扩散和氧沉淀的生长均被抑制。 5.4 重掺 As 硅单晶中的氧沉淀 随着大规模、超大规模集成电路及新型场控性高频电力电子器件的发展,市场需要大量大直径重掺硅,特 别是重掺砷硅单晶,目前重掺砷硅单晶一直是国际市场上紧俏产品。但是,掺杂剂砷对氧沉淀的影响至今 还未见报道。 在重掺砷硅单晶中产生 Frenkel 缺陷(空位 V 和自间隙原子 I),重掺杂浓度越高,生成一个间隙原子和空 位所需的能量消耗越低
<14>

,在重掺 As 硅中可有以下几种反应

自间隙原子(I)远离 As 原子,而空位(V)和 As 原子却紧紧束缚在一起。可以这样解释:As 处于正电状态, 空位带负电。As 和空位间束缚能由于库仑作用增强。另外,硅自间隙原子被认为带正电,所以 As 和 I 易 被彼此分离。 近年来,对轻掺硅单晶氧沉淀的研究已比较成熟,对重掺硅单晶中氧沉淀的研究逐渐增多,但也主要是侧 重于重掺 n 型(Sb)和重掺 p 型(B)硅的研究,而对重掺砷中氧沉淀行为的研究相对较少。 6 结束语 总之,关于重掺硅衬底中氧沉淀行为,国内外尚无系统研究,所提出的理论模型不能解释所有相关实验事 实,尤其对重掺硅单晶中氧沉淀形核、沉淀速率和沉淀形态等与掺杂剂类型、浓度以及热处理条件关系等 的研究,也没有统一的解释。特别是随着硅单晶直径的增大,原生微缺陷的存在会使氧沉淀情况变得更复 杂。
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随着 ULSI 时代的到来,芯片的面积不断增大,线宽不断缩小。对硅片表面清洁度及缺陷数量要求也越来越 高。与此同时,不断缩小的器件结构,对硅片的内在性能的要求也更高、更苛刻。这些需求迫使材料工作 者必须更多地与器件工作者合作并不断采用新工艺、新技术解决实际问题,迎接高科技的挑战。


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