Silici monocristal: creixement i propietats - Coneixement

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

CZ MCZ Single crystal

El silici, que ha estat i continuarà sent el material dominant en la indústria dels semiconductors durant molt de temps [13.1], ens portarà a l'era de la integració a gran escala (ULSI) i l'era del sistema ona-chip (SOC).

A mesura que els dispositius electrònics s’han avançat, el rendiment del dispositiu s’ha tornat més sensible a la qualitat i a les propietats dels materials que s’utilitzen per construir-los.

El germani (Ge) s'utilitzava originalment com a material asemiconductor per a dispositius electrònics d'estat sòlid. Tanmateix, l’estreta distància de banda (0,66 eV) de Ge limita el funcionament dels dispositius basats en germani a temperatures d’aproximadament 90∘C a causa dels considerables corrents de fuita observats a temperatures més altes. La banda més ampla de silici (1,12 eV), en canvi, dóna lloc a dispositius electrònics capaços de funcionar fins a $\approx 200^{\circ} C$ . No obstant això, hi ha un problema més greu que l’estreta distància de banda: el germani no proporciona fàcilment una capa de passivació astable a la superfície. Per exemple, el diòxid de germani (GeO2) és soluble en aigua i es dissocia aproximadament a 800∘C. El silici, a diferència del germani, acomoda fàcilment la passivació superficial formant diòxid de silici (SiO2), que proporciona un alt grau de protecció al dispositiu subjacent. Aquest SiO estable2capa proporciona un avantatge decisiu per al silici sobre el germani com a material semiconductor bàsic utilitzat per a la fabricació de dispositius electrònics. Aquest avantatge ha conduït a nombroses noves tecnologies, inclosos processos de dopatge per difusió i definició de patrons intricats. Altres avantatges del silici són que és completament no tòxic i que la sílice (SiO2), la matèria primera d’on s’obté silici, comprèn aproximadament 60%del contingut mineral de l’escorça terrestre. Això implica que la matèria primera a partir de la qual s’obté silici està disponible en un subministrament abundant al circuit integrat (I C) indústria. A més, el silici de qualitat electrònica es pot obtenir a menys d’una desena part del cost del germani. Tots aquests avantatges han fet que el silici substitueixi gairebé completament el germani a la indústria dels semiconductors.

Tot i que el silici no és l’opció òptima per a tots els dispositius electrònics, els seus avantatges fan que gairebé amb tota seguretat domini la indústria dels semiconductors.

13.1Visió general

S'han produït interaccions molt fructíferes entre els usuaris i fabricants de material semiconductor des de la invenció del transistor de contacte puntual el 1947, quan va ser necessària laperfecte i pures va reconèixer els cristalls. La competència era sovint tal que la qualitat del cristall exigida pels nous dispositius només es podia satisfer controlant el creixement del cristall mitjançant equips electrònics construïts amb aquests nous dispositius. Atès que els cristalls de silici sense dislocació es van cultivar ja a la dècada de 1960 utilitzant elTècnica de tauler[13.2], els esforços de recerca i desenvolupament de materials semiconductors s'han concentrat en la puresa del material, els rendiments de producció i els problemes relacionats amb la fabricació de dispositius.

Els dispositius i circuits de semiconductors es fabriquen mitjançant una àmplia varietat de processos mecànics, químics, físics i tèrmics. El diagrama de flux per a processos típics de preparació de silici semiconductor es mostra a la Fig.13.1. La preparació de substrats monocristalins de silici amb superfícies polides mecànicament i químicament és el primer pas del llarg i complex procés de fabricació de dispositius.

Fig. 13.1
Diagrama de flux per a processos típics de preparació de silici semiconductor. (Després de [13.1])

Com s’ha assenyalat anteriorment, el silici és el segon element més abundant a la Terra; més de 90%de l’escorça terrestre es compon de sílice i silicats. Donat aquest subministrament il·limitat de matèria primera, el problema és transformar el silici en l'estat útil que requereix la tecnologia dels semiconductors. El primer i principal requisit és que el silici utilitzat per als dispositius electrònics ha de ser extremadament pur, ja que quantitats molt petites d'algunes impureses influeixen enormement en les característiques electròniques del silici i, per tant, en el rendiment del dispositiu electrònic. El segon requisit és per a cristalls de gran diàmetre, ja que el rendiment de xips per hòstia augmenta substancialment amb diàmetres més grans, com es mostra a la Fig.13.2per al cas de DRAM [13.3], un dels dispositius electrònics més habituals. A més de la puresa i el diàmetre, el cost de producció i les especificacions del material, inclosa la densitat de defectes i l’homogeneïtat resistiva, han de satisfer les exigències industrials actuals.

Fig. 13.2
Xips per hòstia com a funció de la generació de DRAM. (Després de [13.3])

En aquest capítol, els enfocaments actuals per a la preparació de silici: convertir la matèria primera en silici monocristal (vegeu la fig.13.1) - es discuteixen.

13.2Materials de partida

13.2.1Silici de qualitat metal·lúrgica

El material de partida per a cristalls simples de silici d’alta puresa és la sílice (SiO2). El primer pas en la fabricació de silici és la fusió i reducció de sílice. Això s’aconsegueix barrejant sílice i carboni en forma de carbó, coc o estelles de fusta i escalfant la barreja a altes temperatures en un forn d’arc d’elèctrode submergit. Aquesta reducció carbotèrmica de sílice produeix silici fusionat

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

(13.1) Les sèries de reaccions complexes es produeixen realment al forn a temperatures compreses entre 1500 i 2000∘C. Els grumolls de silici obtinguts d’aquest procés s’anomenen silici de qualitat metal·lúrgica (MG-Si), i la seva puresa és d’uns 98-99%.

13.2.2Silici policristal·lí

Compostos químics intermedis

El següent pas és purificar el MG-Si fins al nivell de silici de grau semiconductor (SG-Si), que s’utilitza com a material de partida per al silici monocristal. El concepte bàsic és que el MG-Si en pols reacciona amb HCl anhidre per formar diversos compostos de clorosilà en un reactor de llit afluidat. A continuació, els silans es purifiquen per destil·lació i deposició química de vapor (CVD) per formar SG-polisilici.

S'han considerat nombrosos compostos químics intermedis, com el monosilà (SiH4), tetraclorur de silici (SiCl4), triclorosilà (SiHCl3) i diclorosilà (SiH2Cl2). Entre aquests, el triclorosilà s’utilitza amb més freqüència per a la posterior deposició de polisilici per les següents raons:

1.
Es pot formar fàcilment per la reacció de clorur d’hidrogen anhidre amb MG-Si a temperatures raonablement baixes (200-400∘C).
2.
És líquid a temperatura ambient, de manera que la purificació es pot fer mitjançant tècniques de destil·lació estàndard.
3.
És fàcil de manipular i es pot emmagatzemar en dipòsits d'acer al carboni quan estigui sec.
4.
El triclorosilà líquid es vaporitza fàcilment i, quan es barreja amb hidrogen, es pot transportar en línies d’acer.
5.
Es pot reduir a pressió atmosfèrica en presència d’hidrogen.
6.
La seva deposició es pot produir sobre silici escalfat, eliminant la necessitat de contacte amb qualsevol superfície estranya que pugui contaminar el silici resultant.
7.
Reacciona a temperatures més baixes (1000–1200∘C) i a velocitats més ràpides que el tetraclorur de silici.

Hidrocloració de silici

El triclorosilà es sintetitza escalfant el MG-Si en pols a uns 300∘C en reactors de llit afluiditzat. És a dir, MG-Si es converteix en SiHCl3segons la reacció següent

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

(13.2) La reacció és altament exotèrmica i, per tant, s’ha d’eliminar la calor per maximitzar el rendiment del triclorosilà. Mentre es convertia el MG-Si en SiHCl3, s'eliminen diverses impureses com Fe, Al i B convertint-les en els seus halurs (FeCl3, AlCl3, i BCl3, respectivament), i subproductes com SiCl4i H2també es produeixen.

Destil·lació i descomposició del triclorosilà

La destil·lació s’ha utilitzat àmpliament per purificar el triclorosilà. El triclorosilà, que té un punt d’ebullició inferior (31,8%)∘C), es destil·la fraccionalment a partir dels halurs impurs, cosa que provoca una puresa molt major, amb una concentració d’impuresa elèctrica activa inferior a 1 ppba. El triclorosilà d'alta puresa es vaporitza, es dilueix amb hidrogen d'alta puresa i s'introdueix al reactor de deposició. Al reactor, hi ha disponibles barres primes de silici anomenades varetes primes suportades per elèctrodes de grafit per a la deposició superficial de silici segons la reacció

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

(13.3) A més d'aquesta reacció, la reacció següent també es produeix durant la deposició de polisilici, la qual cosa resulta en la formació de tetraclorur de silici (el subproducte principal del procés)

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

(13.4) Aquest tetraclorur de silici s’utilitza per produir quars d’alta puresa, per exemple.

No cal dir que la puresa de les varetes primes ha de ser comparable a la del silici dipositat. Les varetes primes es preescalfen a aproximadament 400∘C a l'inici del procés CVD de silici. Aquest preescalfament és necessari per augmentar la conductivitat de les barres primes d’alta puresa (alta resistència) suficientment per permetre un escalfament resistiu. Dipòsit de 200 a 300 h cap a les 1100∘C dóna lloc a barres de polisilici d'alta puresa de 150-200 mm de diàmetre. Les barres de polisilici es configuren en diverses formes per als processos de creixement de cristalls posteriors, com ara trossos per al creixement de la massa fosca de Czochralski i barres cilíndriques llargues per al creixement de la zona flotant. El procés per reduir el triclorosilà en una barra de silici escalfada mitjançant hidrogen es va descriure a finals de la dècada de 1950 i principis de la dècada de 1960 en diverses patents de procés assignades a Siemens; per tant, aquest procés se sol anomenar elMètode Siemens[13.4].

Els principals desavantatges del mètode Siemens són les seves baixes eficiències de conversió de silici i clor, la mida del lot relativament petita i l’alt consum d’energia. Les baixes eficiències de conversió de silici i clor s’associen al gran volum de tetraclorur de silici produït com a subproducte en el procés de CVD. Només uns 30%del silici proporcionat en la reacció CVD es converteix en polisilici d’alta puresa. A més, el cost de produir polisilici d’alta puresa pot dependre de la utilitat del subproducte, SiCl4.

Procés monosilà

La tecnologia de producció d’Apolysilicon basada en la producció i la piròlisi del monosilà es va establir a finals dels anys seixanta. El monosilà pot estalviar energia perquè diposita el polisilici a una temperatura més baixa i produeix polisilici més pur que el procés del triclorosilà; tanmateix, amb prou feines s'ha utilitzat a causa de la manca d'una via econòmica cap al monosilà i a causa de problemes de processament al pas de la deposició [13.5]. No obstant això, amb el recent desenvolupament de rutes econòmiques cap al silà d'alta puresa i l'operació amb èxit d'una planta a gran escala, aquesta tecnologia ha atret l'atenció de la indústria dels semiconductors, que requereix silici de major puresa.

En els processos industrials actuals de monosilà, el magnesi i la pols de MG-Si s’escalfen a 500∘C sota atmosfera d’hidrogen per sintetitzar silicur de mageni (Mg2Si), que després fa reaccionar amb el clorur d’amoni (NH4Cl) en amoníac líquid (NH3) per sota de 0∘C per formar monosilà (SiH4). El polisilici d'alta puresa es produeix a través de la piròlisi del monosilà en filaments de polisilici escalfats de manera resistent a 700-800∘C. En el procés de generació de monosilà, la majoria de les impureses de bor s’eliminen del silà mitjançant reacció química amb NH3. S'ha aconseguit un contingut d'aboró de 0,01-0,02 ppba en polisilici mitjançant el procés amonosilà. Aquesta concentració és molt baixa en comparació amb l’observada en polisilici preparat a partir de triclorosilà. A més, el polisilici resultant està menys contaminat amb metalls recollits mitjançant processos de transport químic, ja que la descomposició del monosilà no causa problemes de corrosió.

Deposició de polisilici granular

S'ha desenvolupat un procés significativament diferent, que utilitza la descomposició del monosilà en un reactor de deposició en llit afluiditzat per produir polisilici granular de flux lliure [13.5]. Les minúscules partícules de llavor de silici es fluidifiquen en la barreja d'hidrogen amonosilà ∕, i el polisilici es diposita per formar partícules esfèriques de flux lliure que tenen una mitjana de 700 μm de diàmetre amb una distribució de mida de 100 a 1500 μm. Les llavors de llit fluiditzat es fabricaven originalment mitjançant la mòlta del SG-Si en un molí d’aball o martell i lixiviació del producte amb àcid, peròxid d’hidrogen i aigua. Aquest procés costava molt de temps i tendia a introduir impureses indesitjables al sistema a través de les rectificadores metàl·liques. Tanmateix, en un nou mètode, les grans partícules SG-Si es disparen entre elles mitjançant un flux de gas a gran velocitat que les fa trencar en partícules de mida adequada per al llit fluid. Aquest procés no introdueix materials estranys i no requereix cap lixiviació.

A causa de la major superfície del polisilici granular, els reactors de llit fluiditzat són molt més eficients que els reactors tradicionals de barres de tipus Siemens. S'ha demostrat que la qualitat del polisilici de llit fluiditzat és equivalent al polisilici produït pel mètode més convencional de Siemens. A més, el polisilici granular de forma fluida i alta densitat aparent permet als viticultors obtenir el màxim rendiment de cada tirada de producció. És a dir, en el procés de creixement de cristalls de Czochralski (vegeu la secció següent), els gresols es poden omplir de forma ràpida i senzilla fins a càrregues uniformes que normalment superen les de trossos de polisilici apilats aleatòriament produïts pel mètode Siemens. Si també considerem el potencial de la tècnica per passar de l’operació per lots a l’estirada contínua (es parlarà més endavant), podem veure que els grànuls de polisilici de flux lliure podrien proporcionar la via avantatjosa de l’alimentació auniforme cap a la fusió en estat estacionari. Sembla que aquest producte és un material de partida revolucionari de gran promesa per al creixement dels cristalls de silici.

13.3Creixement monocristall

Tot i que s’han utilitzat diverses tècniques per convertir el polisilici en cristalls simples de silici, dues tècniques han dominat la seva producció per a electrònica perquè compleixen els requisits de la indústria de dispositius microelectrònics. Un d’ells és el mètode de fusió de l’azona anomenat habitualmentzona flotant (FZ) mètode, i l’altre és el mètode d’anul·lació tradicionalment anomenatCzochralski (CZ) mètode, encara que en realitat s'hauria de dir elTeal - Mètode petit. Els principis darrere d’aquests dos mètodes de creixement de cristalls es mostren a la Fig.13.3. En el mètode FZ, la zona amolten es passa a través de la vareta d’apolisilici per convertir-la en lingot de cristall únic; en el mètode CZ, el cristall únic es cultiva tirant de la fosa que conté el gresol aquartz. En ambdós casos, elcristall de llavorjuga un paper molt important a l’hora d’obtenir un cristall únic amb una orientació cristal·logràfica desitjada.

Fig. 13.3a,b — Fig. 13.3a, b
Principis del creixement del monocristall per (a) mètode de zona flotant i (b) Mètode Czochralski. (Després de [13.1])

S'estima que uns 95%de tot el silici monocristall es produeix pel mètode CZ i la resta principalment pel mètode FZ. La indústria dels semiconductors de silici requereix altes pureses i concentracions mínimes de defectes en els seus cristalls de silici per optimitzar el rendiment de fabricació del dispositiu i el rendiment operatiu. Aquests requisits són cada vegada més estrictes a mesura que la tecnologia canvia de LSI a VLSI ∕ ULSI i després a SOC. A més de la qualitat o la perfecció dels cristalls de silici, el diàmetre dels cristalls també ha augmentat constantment per tal de satisfer les demandes dels fabricants de dispositius. Atès que els xips microelectrònics es produeixen mitjançant unsistema per lots, els diàmetres de les neules de silici utilitzades per a la fabricació de dispositius afecten significativament la productivitat (com es mostra a la Fig.13.2), i al seu torn el cost de producció.

A les seccions següents, primer parlem del mètode FZ i després passem al mètode CZ. Aquest darrer tema es discutirà amb més detall a causa de la seva importància extrema per a la indústria de la microelectrònica.

13.3.1Mètode de la zona flotant

Observacions generals

El mètode FZ es va originar a partir de la fusió de zones, que es va utilitzar per refinar els aliatges binaris [13.6] i va ser inventat perTheuerer[13.7]. La reactivitat del silici líquid amb el material utilitzat per al gresol va conduir al desenvolupament del mètode FZ [13.8], que permet la cristal·lització del silici sense la necessitat de cap contacte amb el material del gresol, necessari per poder fer créixer cristalls de la puresa semiconductora necessària.

Esquema del procés

En el procés FZ, la vareta d’apolisilici es converteix en lingot de cristall únic fent passar la zona amolten escalfada per una bobina d’ulls d’un extrem de l’asta a l’altre, tal com es mostra a la Fig.13.3a. En primer lloc, la punta de la vareta de polisilici es posa en contacte i es fusiona amb el cristall amb la mateixa orientació que el cristall. Aquest procés s’anomenasembra. La zona fosa sembrada es fa passar per la vareta de polisilici movent simultàniament la llavor de monocristall per la vareta. Quan la zona fosa del silici es solidifica, el polisilici es converteix en silici monocristal amb l'ajut del cristall de llavor. A mesura que la zona viatja al llarg de la vareta de polisilici, el silici monocristal es congela al seu extrem i creix com una extensió del cristall de llavor.

Després de la sembra, es forma un coll d'atina d'uns 2 o 3 mm de diàmetre i 10-20 mm de llarg. Aquest procés s’anomenacoll. L'aneca creixent elimina les luxacions que es poden introduir al silici monocristal nou cultivat durant l'operació de sembra a causa d'un xoc tèrmic. Aquest procés de coll, anomenatTècnica de tauler[13.2], per tant, és fonamental per al creixement de cristalls lliures de dislocació i s’utilitza universalment tant en els mètodes FZ com CZ. A la Fig es mostra un topògraf de raigs X de la llavor, el coll i la part cònica del monocristall d’asilicó cultivat pel mètode FZ.13.4. És evident que les dislocacions generades al contacte de la fosa s’eliminen completament per coll. Després de formar-se la part cònica, es fa créixer el cos principal amb el diàmetre objectiu complet. Durant tot el procés de creixement de la FZ, la forma de la zona fosa i el diàmetre del lingot es determinen ajustant la potència a la bobina i la velocitat de desplaçament, tots dos sota control informàtic. La tècnica més utilitzada per controlar automàticament el diàmetre en els mètodes FZ i CZ utilitza un sensor d'infrarojos enfocat al menisc. La forma del menisc sobre el cristall en augment depèn del seu angle de contacte al límit trifàsic, del diàmetre del cristall i de la magnitud de la tensió superficial. Es percep un canvi en l’angle del menisc (i, per tant, en el diàmetre del cristall) i la informació es retroalimenta per ajustar automàticament les condicions de creixement.

Fig. 13.4
Topografia de raigs X de llavor, coll i part cònica de silici de zona flotant. (Cortesia del Dr. T. Abe)

En contrast amb el creixement del cristall CZ, en el qual el cristall de llavor es submergeix en la massa fosca de silici i el cristall en creixement s’estira cap amunt, en el mètode FZ el cristall de llavor prim sosté el cristall en creixement, igual que la vareta de polisilici des de la part inferior (Fig.13.3). Com a resultat, la vareta s’equilibra precàriament sobre la llavor i el coll prim durant tot el procés de creixement. La llavor i el coll poden suportar un vidre de fins a 20 kg sempre que el centre de gravetat del cristall en creixement es mantingui al centre del sistema de creixement. Si el centre de gravetat s’allunya de la línia central, la llavor es fracturarà fàcilment. Per tant, va ser necessari inventar una tècnica d'estabilització i suport acrílic abans que es poguessin cultivar cristalls de silici FZ llargs i pesats. Per a cristalls grans, és necessari recolzar el cristall en creixement de la manera que es mostra a la Fig.13.5[13.9], particularment en el cas de cristalls FZ recents amb grans diàmetres (150-200 mm), ja que els seus pesos superen fàcilment els 20 kg.

Fig. 13.5
Sistema de suport per a cristalls de silici de zona flotant. (Després de [13.9])

Dopatge

Per obtenir monocristalls de silici de tipus n o p de la resistivitat necessària, cal polir el silici o el cristall en creixement amb les impureses de donant o acceptor adequades, respectivament. Per al creixement del silici FZ, tot i que s’han provat diverses tècniques de dopatge, els cristalls solen dopar-se mitjançant el bufat de gasos adoptants com la fosfina (PH3) per a silici o diborà de tipus n (B2H6) per al silici de tipus p a la zona fosa. El gas dopant sol diluir-se amb gas portador, com ara l’argó. El gran avantatge d’aquest mètode és que el fabricant de cristalls de silici no necessita emmagatzemar fonts de polisilici amb resistivitats diferents.

Atès que la segregació (discutida a la següent subsecció) dels dopants elementals per al silici de tipus n és molt inferior a la unitat, els cristalls FZ dopats pel mètode tradicional tenen gradients de dopant radial. A més, atès que la velocitat de cristal·lització varia en la direcció radial a escala microscòpica, les concentracions de dopant es distribueixen cíclicament i donen lloc a les anomenadesestries dopants, resultant en inhomogeneïtats de resistivitat radial. Per obtenir silici de tipus n dopat més homogèniament, el dopatge per transmutació de neutrons (NTD) s'ha aplicat a cristalls de silici FZ [13.10]. Aquest procediment consisteix en la transmutació nuclear de silici en fòsfor bombardejant el cristall amb neutrons tèrmics segons la reacció

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

(13.5) L'isòtop radioactiu31Si es forma quan30Si captura aneutron i després decau a l'isòtop estable31P (àtoms donants), la distribució dels quals no depèn dels paràmetres de creixement dels cristalls. Immediatament després de la irradiació, els cristalls presenten una alta resistivitat, que s’atribueix al gran nombre de defectes reticulars derivats del dany per radiació. Per tant, el vidre irradiat ha de ser recuit en un ambient inert a temperatures d’uns 700∘C per aniquilar els defectes i restablir la resistivitat a la derivada del dopatge amb fòsfor. Segons l’esquema NTD, els cristalls es cultiven sense dopatge i després s’irradien en un reactor anuclear amb una proporció gran de neutrons tèrmics a ràpids per tal de millorar la captura de neutrons i minimitzar els danys a la xarxa cristal·lina.

L'aplicació de NTD s'ha limitat gairebé exclusivament als cristalls FZ a causa de la seva major puresa en comparació amb els cristalls CZ. Quan es va aplicar la tècnica NTD als cristalls de silici CZ, es va comprovar que la formació de donants d’oxigen durant el procés de recuit després de la irradiació va canviar la resistivitat de l’esperada, tot i que es va aconseguir l’homogeneïtat dels donants de fòsfor [13.11]. NTD té la deficiència addicional que no hi ha cap procés disponible per als dopants de tipus p i que es requereix un període d’irradiació excessivament llarg per a resistivitats baixes (en el rang d’1-10 Ω cm).

Propietats del cristall de silici FZ

Durant el creixement del cristall FZ, el silici fos no entra en contacte amb cap altra substància que no sigui el gas ambiental de la cambra de creixement. Per tant, un cristall de silici FZ es distingeix intrínsecament per la seva major puresa en comparació amb el cristall aCZ que es cultiva a partir de la fosa –que implica el contacte amb el gresol aquartz. Aquest contacte dóna lloc a concentracions elevades d’impureses d’oxigen al voltant de 1018àtoms ∕ cm3en cristalls CZ, mentre que el silici FZ conté menys de 1016àtoms ∕ cm3. Aquesta major puresa permet que el silici FZ aconsegueixi resistivitats elevades que no s’obtenen mitjançant silici CZ. La major part del silici FZ consumit té una resistència d'entre 10 i 200 Ω cm, mentre que el silici CZ sol preparar-se a resistivitats de 50 Ω cm o menys a causa de la contaminació del gresol de quars. Per tant, el silici FZ s’utilitza principalment per fabricar dispositius de potència de semiconductors que suportin tensions inverses superiors a 750-1000 V. El creixement del cristall d’alta puresa i les característiques de dopatge de precisió de NTD FZ-Si també han portat al seu ús en detectors d’infrarojos13.12], per exemple.

Tanmateix, si tenim en compte la resistència mecànica, durant molts anys s’ha reconegut que el silici FZ, que conté menys impureses d’oxigen que el silici CZ, és més feble mecànicament i més vulnerable a l’estrès tèrmic durant la fabricació del dispositiu [13.13,13.14]. El processament a alta temperatura de les hòsties de silici durant la fabricació de dispositius electrònics sovint produeix prou tensió tèrmica per generar luxacions de lliscament i deformació. Aquests efectes provoquen pèrdues de rendiment a causa de juntes amb fuites, defectes dielèctrics i una vida útil reduïda, així com reduïts rendiments fotolitogràfics a causa de la degradació de la planitud de les hòsties. La pèrdua de planaritat geomètrica a causa de la deformació pot ser tan greu que les neules no es processen més. Per això, les hòsties de silici CZ s'han utilitzat molt més àmpliament en la fabricació de dispositius IC que les hòsties FZ. Aquesta diferència en l'estabilitat mecànica contra les tensions tèrmiques és la raó dominant per la qual els cristalls de silici CZ s'utilitzen exclusivament per a la fabricació de circuits integrats que requereixen un gran nombre de passos de procés tèrmic.

Per superar aquestes deficiències del silici FZ, el creixement dels cristalls de silici FZ amb impureses dopants com l'oxigen [13.15] i nitrogen [13.16] s'ha intentat. Es va trobar que dopava cristalls de silici FZ amb oxigen o nitrogen a concentracions de $1 - 1.5 \times 10^{17} a t o m s / c m^{3}$ o bé $1.5 \times 10^{15} a t o m s / c m^{3}$ , respectivament, resulta en un augment notable de la resistència mecànica.

13.3.2Mètode Czochralski

Observacions generals

Aquest mètode va rebre el nom de J. Czochralski, que va establir una tècnica per determinar les velocitats de cristal·lització dels metalls [13.17]. Tanmateix, el mètode de tracció real que s'ha aplicat àmpliament al creixement monocristal va ser desenvolupat perTealiPoc[13.18], que va modificar el principi bàsic de Czochralski. Van ser els primers a créixer amb èxit monocristalls de germani, de 8 polzades de llarg i 0,75 polzades de diàmetre, el 1950. Posteriorment van dissenyar un altre aparell per al creixement del silici a temperatures més altes. Tot i que el procés bàsic de producció del silici monocristal ha canviat poc des que va ser iniciat per Teal i companys de feina, monocristalls de silici de gran diàmetre (fins a 400 mm) amb un alt grau de perfecció que compleixen els dispositius més avançats. s’han incrementat les demandes incorporant la tècnica Dash i les successives innovacions tecnològiques a l’aparell.

Els esforços d’investigació i desenvolupament actuals sobre cristalls de silici s’orienten cap a la uniformitat microscòpica de les propietats cristal·lines, com ara la resistivitat i les concentracions d’impureses i microdefectes, així com el control microscòpic d’elles, que es parlarà en altres llocs d’aquest manual.

Esquema del procés

Els tres passos més importants del creixement dels cristalls CZ es mostren esquemàticament a la Fig.13.3b. En principi, el procés de creixement CZ és similar al del creixement FZ: (1) fusió de polisilici, (2) sembra i (3) creixement. El procediment d’estirada de CZ, però, és més complicat que el de creixement de FZ i es distingeix d’ell per l’ús de gresol aquartz per contenir el silici fos. Figura13.6mostra una vista esquemàtica dels típics equips moderns de creixement de cristalls CZ. Els passos importants de la seqüència de creixement de cristall de silici CZ real o estàndard són els següents:

1.
Els trossos o grans de polisilici es col·loquen en un gresol aquartz i es fonen a temperatures superiors al punt de fusió del silici (1420)∘C) en un gas ambient inert.
2.
La massa fosa es manté a una temperatura elevada durant un temps per tal d’assegurar la fusió completa i l’ejecció de petites bombolles, que poden provocar buits o defectes negatius del cristall.
3.
El cristall de llavors amb l'orientació desitjada del cristall es submergeix en la massa fosa fins que comença a fondre's. A continuació, la llavor es retira de la massa fosa de manera que es formi el coll reduint el diàmetre gradualment; aquest és el pas més delicat. Durant tot el procés de creixement dels cristalls, el gas inert (generalment argó) flueix cap avall a través de la cambra d’estirada per tal de produir productes de reacció com SiO i CO.
4.
En augmentar gradualment el diàmetre del cristall, es conrea la part cònica i l’espatlla. El diàmetre augmenta fins al diàmetre objectiu disminuint la velocitat de tracció i ∕ o la temperatura de fusió.
5.
Finalment, la part cilíndrica del cos amb un diàmetre constant augmenta controlant la velocitat d’estirada i la temperatura de fusió, tot compensant la caiguda del nivell de fusió a mesura que el cristall creix. La velocitat d’estirada es redueix generalment cap a l’extrem de la cua del cristall en creixement, principalment a causa de l’augment de la radiació de calor de la paret del gresol a mesura que el nivell de fosa baixa i exposa més paret del gresol al cristall en creixement. Prop del final del procés de creixement, però abans que el gresol s’escorri completament de silici fos, s’ha de reduir gradualment el diàmetre del cristall per formar un con final per minimitzar el xoc tèrmic, que pot provocar luxacions de lliscament a l’extrem de la cua. Quan el diàmetre es fa prou petit, el cristall es pot separar de la fosa sense generar luxacions.

Figura13.7mostra la part final de la llavor d'un cristall de silici CZ quan es conrea. Tot i que el blat de moro, que és la regió de transició de la llavor a la part cilíndrica, es forma generalment per ser força plana per raons econòmiques, pot ser desitjable una forma més cònica des del punt de vista de la qualitat acrílica. La part de l’espatlla i els seus voltants no s’han d’utilitzar per a la fabricació de dispositius, ja que aquesta part es considera una regió d’atransició en molts sentits i presenta característiques cristal·lines inhomogènies a causa del canvi brusc de les condicions de creixement.

Fig. 13.6
Vista esquemàtica del sistema típic de cultiu de cristalls de silici Czochralski. (Després de [13.1])

Fig. 13.7
Part del final de la llavor del cristall de silici Czochralski que es conrea

Figura13.8mostra un lingot de cristall de silici CZ de mida gran com de 400 mm de diàmetre i 1800 mm de longitud cultivat per la Corporació Super Silicon Crystal Research Institute de Japó [13.3].

Fig. 13.8
Lingot de silici Czochralski de mida gran, de 400 mm de diàmetre i 1800 mm de longitud. (Cortesia de Super Silicon Crystal Research Institute Corporation, Japó)

Influència de la ubicació espacial inaGrownCrystal

Tal com mostra la Fig.13.9mostra clarament, cada porció de cristall aZC es cultiva en un moment diferent amb diferents condicions de creixement [13.19]. Per tant, és important entendre que cada porció té un conjunt diferent de característiques de cristall i una història tèrmica diferent a causa de la seva diferent posició al llarg de la longitud del cristall. Per exemple, la porció final de la llavor té més història tèrmica, que va des del punt de fusió de 1420 fins a uns 400∘C al capdamunt, mentre que la part de la cua té una història més baixa i es refreda força ràpidament des del punt de fusió. En última instància, cada hòstia de silici preparada a partir d’una porció diferent de cristall de muntanya podria presentar diferents característiques físico-químiques en funció de la seva ubicació al lingot. De fet, s’ha informat que el comportament de la precipitació d’oxigen presenta la major dependència de la ubicació, que, al seu torn, afecta la generació de defectes massius [13.20].

A més, la distribució anonuniforme de defectes i impureses de cristall es produeix a través de la secció transversal de l’hòstia aflat preparada a partir d’una fosa de silici de cristall aCZ cristal·litzada o solidificada successivament a la interfície cristall-fosa, que generalment es corba en el procés de creixement del cristall CZ. Es poden observar tals inhomogeneïtats comestriacions, que es comentaran més endavant.

13.3.3Impureses en silici Czochralski

Les propietats dels semiconductors de silici utilitzats en dispositius electrònics són molt sensibles a les impureses. A causa d’aquesta sensibilitat, es poden controlar amb precisió les propietats electròniques ∕ electròniques del silici afegint una petita quantitat de dopant. A més d'aquesta sensibilitat al dopant, la contaminació per impureses (en particular els metalls de transició) afecta negativament les propietats del silici i es tradueix en una greu degradació del rendiment del dispositiu. A més, l’oxigen s’incorpora a nivells de desenes d’àtoms per milió als cristalls de silici CZ a causa de la reacció entre la fosa de silici i el gresol de quars. Independentment de la quantitat d'oxigen que hi ha al cristall, les característiques dels cristalls de silici es veuen molt afectades per la concentració i el comportament de l'oxigen [13.21]. A més, el carboni també s’incorpora als cristalls de silici CZ ja sigui a partir de matèries primeres de polisilici o durant el procés de creixement, a causa de les parts de grafit utilitzades en els equips de tracció CZ. Tot i que la concentració de carboni en cristalls comercials de silici CZ és normalment inferior a 0,1 ppma, el carboni és una impuresa que afecta molt el comportament de l’oxigen [13.22,13.23]. A més, cristalls de silici CZ dopats amb nitrogen [13.24,13.25] recentment han cridat molta atenció a causa de la seva alta qualitat de cristall microscòpic, que pot complir els requisits dels dispositius electrònics d’última generació [13.26,13.27].

Impuresa Inhomogeneïtat

Durant la cristal·lització a partir de la fusió, s’incorporen diverses impureses (inclosos els dopants) que conté la fosa al cristall en creixement. La concentració d'impuresa de la fase sòlida difereix generalment de la de la fase líquida a causa d'un fenomen conegut comsegregació.

Segregació

El comportament de segregació d’equilibri associat a la solidificació de sistemes multicomponent es pot determinar a partir del diagrama de fases corresponent del sistema abinar amb unsolut(la impuresa) i asolvent(el material amfitrió) com a components.

La proporció de solubilitat de la impuresa Ain silici sòlid [CA]sal de silici líquid [CA]L

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

(13.6) es coneix com acoeficient de segregació d’equilibri. La solubilitat en la impuresa del silici líquid sempre és superior a la del silici sòlid; això és,k0& lt; 1. El coeficient de segregació d’equilibrik0només s’aplica a la solidificació a ritmes de creixement insignificantment lents. Per a taxes de solidificació finites o superiors, amb àtoms d’impuresak0& lt; 1 són rebutjats pel sòlid que avança a una velocitat superior a la que poden difondre cap a la massa fosa. En el procés de creixement dels cristalls CZ, la segregació es produeix a l'inici de la solidificació en una interfície de llavor-fosa donada, i els àtoms d'impuresa rebutjats comencen a acumular-se a la capa de fosa prop de la interfície de creixement i es difonen en la direcció del gruix de la fosa. En aquesta situació, uncoeficient de segregació efectiukefes pot definir en qualsevol moment durant el creixement del cristall CZ i la concentració d’impureses [C]sen cristall aCZ es pot derivar per

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

(13,7) on [C0] és la concentració inicial d’impuresa en la massa fosa igés la fracció solidificada.

En conseqüència, és evident que la variació longitudinal amacroscòpica del nivell d’impuresa, que provoca l’avariació de la resistivitat a causa de la variació de la concentració de dopant, és inherent al procés de creixement per lots CZ; això es deu al fenomen de la segregació. A més, la distribució longitudinal de les impureses està influenciada pels canvis en la magnitud i la naturalesa de la convecció de la fosa que es produeixen a mesura que la proporció de la fosa es fon durant el creixement del cristall.

Estriacions

En la majoria dels processos de creixement de cristalls, hi ha transitoris en els paràmetres com ara la velocitat de creixement microscòpic instantani i el gruix de la capa límit de difusió que produeixen variacions en el coeficient de segregació efectiukef. Aquestes variacions donen lloc a deshomogeneïtats composicionals microscòpiques en forma deestriacionsparal·lel a la interfície cristall-fosa. Les estries es poden delimitar fàcilment amb diverses tècniques, com ara el gravat químic preferent i la topografia de raigs X. Figura13.10mostra les estries revelades per l'aiguafort químic a la part de l'espatlla de la secció transversal longitudinal del cristall de silici aCZ. També s’observa clarament el canvi gradual en la forma de la interfície de creixement.

Fig. 13.10
Estries de creixement, revelades per l'aiguafort químic, en una pedra de silici Czochralski

Les estries són físicament causades per la segregació d’impureses i també per defectes puntuals; no obstant això, les estries són pràcticament causades per fluctuacions de temperatura prop de la interfície cristall-fosa, induïdes per una convecció tèrmica inestable en la fosa i la rotació del cristall en un entorn tèrmic asimètric. A més, les vibracions mecàniques a causa de mecanismes de control de tracció deficients a l’equip de creixement també poden causar fluctuacions de temperatura.

Figura13.11il·lustra esquemàticament una secció transversal de cristall conreada en ZC que conté una interfície cristal·lina-fosca corba, la qual cosa provoca inhomogeneïtats a la superfície de l'aslice. A mesura que cada hòstia plana es talla, conté diferents porcions de diverses estries corbes. Diferentsanells de fonògraf, denominatremolí, es pot produir a cada hòstia, que es pot observar a través de l’hòstia mitjançant les tècniques esmentades anteriorment.

Fig. 13.11
Il·lustració esquemàtica de la secció de cristall de Czochralski que conté una interfície cristal·lina-fosca corbada i hòsties planes tallades en diferents porcions. (Després de [13.1])

Dopatge

Per tal d'obtenir la resistivitat desitjada, s'afegeix una determinada quantitat de dopant (àtoms donants o acceptors) a la fusió de l'asilicó segons la relació resistivitat-concentració. És una pràctica habitual afegir dopants en forma de partícules de silici altament dopades o trossos d’uns 0,01 Ω cm de resistivitat, que s’anomenen fixadors dopants, ja que la quantitat de dopant pur necessària és inmanejablement petita, a excepció dels materials de silici fortament dopats (n+o pàg+silici).

Els criteris per seleccionar l’adoptant per a material asemiconductor són que té les propietats següents:

1.
Nivells d’energia adequats
2.
Alta solubilitat
3.
Adequat o poc difusiu
4.
Baixa pressió de vapor.

Una difusivitat elevada o una pressió de vapor elevada condueix a una difusió o vaporització indesitjables de dopants, cosa que resulta en un funcionament inestable del dispositiu i dificultats per aconseguir un control de resistivitat precís. Una solubilitat massa petita limita la resistivitat que es pot obtenir. A més d’aquests criteris, cal tenir en compte les propietats químiques (per exemple, la toxicitat). Una altra consideració des del punt de vista del creixement dels cristalls és que el dopant té un coeficient d’assegregació proper a la unitat per tal de fer la resistivitat el més uniforme possible des de l’extrem de la llavor fins a l’extrem de la cua del lingot de cristall CZ. En conseqüència, el fòsfor (P) i el bor (B) són els dopants donants i acceptors més utilitzats per al silici, respectivament. Per al n+silici, en què els àtoms dels donants estan fortament dopats, s’utilitza antimoni (Sb) en lloc de fòsfor a causa de la seva menor difusió, malgrat el seu petit coeficient de segregació i l’alta pressió de vapor, que condueixen a grans variacions de concentració tant en l’axial com en les direccions radials.

Oxigen i carboni

Com es mostra esquemàticament a les Figs.13.3b i13.6, aquartz (SiO2) El gresol i els elements calefactors de grafit s’utilitzen en el mètode de creixement de cristalls CZ-Si. La superfície del gresol que entra en contacte amb la fosa de silici es dissol gradualment a causa de la reacció

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

(13.8) Aquesta reacció enriqueix la fosa de silici amb oxigen. La majoria dels àtoms d’oxigen s’evaporen de la superfície fosa com a monoòxid de silici volàtil (SiO), però alguns d’ells s’incorporen al cristall d’asilici a través de la interfície cristall-fosa. material. Al polisilici es troben nivells de carboni que oscil·len entre 0,1 i 1 ppma, segons el fabricant. Se suposa que les fonts de carboni del polisilici són principalment impureses que contenen carboni que es troben en el triclorosilà utilitzat en la producció de polisilici. Les peces de grafit dels equips de tracció CZ també poden contribuir a la contaminació del carboni en reaccionar amb l'oxigen, que sempre està present durant el creixement ambiental. Els productes resultants de CO i CO2es dissolen en la massa fosca de silici i expliquen les impureses de carboni dels cristalls de silici. Per tant, l’oxigen i el carboni són les dues impureses principals que s’incorporen als cristalls de silici CZ de la manera que es mostra esquemàticament a la Fig.13.12. El comportament d’aquestes impureses en el silici, que afecten algunes propietats dels cristalls de silici CZ, ha estat objecte d’un estudi intens des de finals dels anys cinquanta [13.21].

Fig. 13.12
Incorporació d’oxigen i carboni al cristall de silici Czochralski. (Després de [13.1])

13.4Nous mètodes de creixement del cristall

Els cristalls de silici que s’utilitzen per a la fabricació de dispositius microelectrònics han de complir la varietat de requisits establerts pels fabricants de dispositius. A més dels requisits de silicihòsties, les següents demandes cristal·logràfiques s'han tornat més freqüents a causa de la fabricació de dispositius microelectrònics d'alt rendiment i alt rendiment:

1.
Diàmetre gran
2.
Densitat de defecte baixa o controlada
3.
Gradient de resistivitat radial uniforme i baix
4.
Concentració inicial òptima d’oxigen i la seva precipitació.

És clar que els fabricants de cristalls de silici no només han de complir els requisits anteriors, sinó que també han de produir aquests cristalls econòmicament i amb elevats rendiments de fabricació. Les principals preocupacions dels productors de cristalls de silici són la perfecció cristal·logràfica i la distribució axial de dopants en silici CZ. Per tal de superar alguns problemes amb el mètode convencional de creixement de cristalls CZ, s'han desenvolupat diversos nous mètodes de creixement de cristalls.

13.4.1Czochralski Creixement amb un camp magnètic aplicat (MCZ)

El flux de convecció de fosa al gresol afecta fortament la qualitat del cristall del silici CZ. En particular, les estries de creixement desfavorables són induïdes per una convecció de fosa inestable que dóna lloc a fluctuacions de temperatura a la interfície de creixement. La capacitat del camp amagnètic per inhibir la convecció tèrmica en el fluid que condueix elèctricament es va aplicar primerament al creixement cristal·lí de l’antimonida d’indi mitjançant la tècnica horitzontal del vaixell [13.28] i la tècnica de fusió horitzontal de zones [13.29]. Mitjançant aquestes investigacions, es va confirmar que un camp amagnètic de força suficient pot suprimir les fluctuacions de temperatura que acompanyen la convecció de fusió i poden reduir dràsticament les estries de creixement.

L'efecte del camp magnètic sobre les estries de creixement s'explica per la seva capacitat per disminuir la convecció tèrmica turbulenta de la fusió i, al seu torn, disminuir les fluctuacions de temperatura a la interfície cristall-fosa. L’amortiment del flux de fluid causat pel camp magnètic es deu a la força magnetomotriu induïda quan el flux és ortogonal a les línies de flux magnètic, la qual cosa resulta en un augment de la viscositat cinemàtica efectiva de la massa fosa conductora.

El creixement de cristalls de silici pel mètode CZ (MCZ) aplicat pel camp magnètic es va informar per primera vegada el 1980 [13.30]. Originalment MCZ estava destinat al creixement de cristalls de silici CZ que contenen baixes concentracions d'oxigen i, per tant, tenen resistivitats elevades amb variacions radials baixes. En altres paraules, s'esperava que el silici MCZ substituiria el silici FZ gairebé exclusivament utilitzat per a la fabricació de dispositius de potència. Des de llavors, s'han desenvolupat diverses configuracions del camp magnètic, en termes de la direcció del camp magnètic (horitzontal o vertical) i el tipus d'imants utilitzats (conductors normals o superconductors).13.31]. El silici MCZ produït amb una àmplia gamma de concentracions desitjades d’oxigen (de menor a major) ha estat de gran interès per a diferents aplicacions de dispositius. El valor del silici MCZ rau en la seva alta qualitat i la seva capacitat per controlar la concentració d’oxigen en un ampli rang, cosa que no es pot aconseguir mitjançant el mètode convencional CZ [13.32], així com la seva taxa de creixement millorada [13.33].

Pel que fa a la qualitat del cristall, no hi ha dubte que el mètode MCZ proporciona els cristalls de silici més favorables a la indústria de dispositius semiconductors. El cost de producció del silici MCZ pot ser superior al del silici CZ convencional perquè el mètode MCZ consumeix més energia elèctrica i requereix equipament addicional i espai de funcionament per als electroimants; no obstant això, tenint en compte la taxa de creixement més alta de MCZ, i quan s’utilitzen imants superconductors que necessiten menys espai i consumeixen menys energia elèctrica en comparació amb els imants conductors, el cost de producció dels cristalls de silici MCZ pot arribar a ser comparable al dels cristalls de silici CZ convencionals. A més, la millora de la qualitat del cristall del silici MCZ pot augmentar els rendiments de producció i reduir el cost de producció.

13.4.2Mètode Czochralski continu (CCZ)

Els costos de producció de cristalls depenen en gran mesura del cost dels materials, en particular del cost dels que s’utilitzen per als gresols de quars. En el procés convencional CZ, anomenat aprocés per lots, l'acristal es treu d'una sola càrrega de gresol i el gresol de quars només s'utilitza una vegada i després es descarta. Això es deu al fet que la petita quantitat de silici restant esquerda el gresol a mesura que es refreda a partir d'una temperatura elevada durant cada creixement.

L’estratègia per reposar econòmicament el gresol aquartz amb fosa és afegir-hi contínuament alimentació a mesura que el cristall es cultiva i, per tant, mantenir la fosa a un volum constant. A més d’estalviar costos de gresol, el mètode Czochralski (CCZ) de càrrega contínua proporciona un entorn ideal per al creixement de cristalls de silici. Com ja s'ha esmentat, moltes de les inhomogeneïtats en cristalls cultivats mitjançant el procés convencional de lots CZ són el resultat indirecte de la cinètica inestable derivada del canvi en el volum de fosa durant el creixement dels cristalls. El mètode CCZ no només pretén reduir els costos de producció, sinó també fer créixer cristalls en condicions estables. Mantenint el volum de fusió a un nivell constant, es poden aconseguir condicions constants de flux tèrmic i de fusió (vegeu la Fig.13.9, que mostra el canvi d’ambients tèrmics durant el creixement convencional de CZ).

La càrrega contínua es realitza habitualment mitjançant l’alimentació de polisilici, com es mostra a la Fig.13.13[13.34]. Aquest sistema consisteix en un aparell per emmagatzemar la matèria primera de polisilici i un alimentador avibatori que transfereix el polisilici al gresol. Al gresol que conté la massa fosca de silici, cal un deflector aquartz per evitar la turbulència de la massa fosca causada per l’alimentació del material sòlid al voltant de la interfície de creixement. Els grànuls de polisilici de flux lliure com els esmentats anteriorment són òbviament avantatjosos per al mètode CCZ.

El mètode CCZ sens dubte resol la majoria dels problemes relacionats amb les inhomogeneïtats en cristalls cultivats pel mètode convencional CZ. A més, la combinació de MCZ i CCZ (el CZ continu aplicat per camp magnètic (MCCZ) s'espera que proporcioni l'últim mètode de creixement de cristalls, donant cristalls de silici ideals per a una àmplia varietat d'aplicacions microelectròniques [13.1]. De fet, s'ha utilitzat per cultivar cristalls de silici d'alta qualitat destinats a dispositius microelectrònics [13.35].

Tot i això, cal remarcar que les diferents històries tèrmiques de diferents parts del cristall (des de la llavor fins als extrems de la cua, com es mostra a la fig.13.9) s’ha de tenir en compte fins i tot quan el cristall es cultiva pel mètode de creixement ideal. Per tal d’homogeneïtzar el cristall cultivat o obtenir una uniformitat axial en la història tèrmica, es realitza algun tipus de post-tractament, com el recuit a alta temperatura [13.36], es requereix per al cristall.

13.4.3Mètode de creixement sense coll

Com s'ha esmentat anteriorment, el procés de coll de Dash (que creix amb un coll d'atina de 3 a 5 mm de diàmetre, fig.13.7) és un pas acrític durant el creixement del cristall CZ perquè elimina les luxacions crescudes. Aquesta tècnica ha estat l’estàndard de la indústria durant més de 40 anys. No obstant això, les demandes recents de grans diàmetres de cristall (& gt; 300 mm, amb un pes superior a 300 kg) han provocat la necessitat de colls de diàmetre més gran que no introdueixin dislocacions en el cristall en creixement, ja que el coll d'atina té un diàmetre de 3-5 mm. no pot suportar cristalls tan grans.

Llavors de gran diàmetre que solen tenir 170 mm de llargada, amb un diàmetre mínim de> 10 mm i una mitjana de 12 mm cultivats a partir de fosa de silici fortament dopada amb bor (

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

) s’han utilitzat per cultivar cristalls de silici CZ de 200 mm de diàmetre sense dislocacions [13.37,13.38]. S'estima que els colls de gran diàmetre de 12 mm de diàmetre poden suportar cristalls CZ de fins a 2000 kg [13.39]. Figura13.14a,bmostra un cristall de silici CZ lliure de dislocació de 200 mm de diàmetre cultivat sense el procés de coll Dash i Fig.13.14a,bb mostra la seva llavor ampliada (compareu amb la fig.13.7). El mecanisme mitjançant el qual les luxacions no s’incorporen al cristall en creixement s’ha atribuït principalment a l’efecte d’enduriment del pesat dopatge del bor al silici.

Fig. 13.14a,b — Fig. 13.14a, b
Cristall de silici Czochralski lliure de dislocació de 200 mm de diàmetre cultivat sense el procés de coll Dash. (a)Tot el cos, (b) llavor i con. (Cortesia del Prof. K. Hoshikawa)

Referències

13.1F. Shimura:Tecnologia de cristalls de silici de semiconductors(Acadèmic, Nova York 1988)Google Scholar
13.2 WC Dash: J. Appl. Phys.29, 736 (1958)CrossRefGoogle Scholar
13.3K.Takada, H.Yamagishi, H.Minami, M.Imai: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1998) pàg.376Google Scholar
13.4JRMcCormic: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1986) pàg.43Google Scholar
13.5PA Taylor: tecnologia d’estat sòlid.Juliol, 53 (1987)Google Scholar
13.6WG Pfann: Trans. Sóc Inst. Mín. Metall. Eng.194, 747 (1952)Google Scholar
13.7CH Theuerer: Patent dels EUA 3060123 (1962)Google Scholar
13.8PH Keck, MJE Golay: Phys. Rev.89, 1297 (1953)CrossRefGoogle Scholar
13,9W. Keller, A. Mühlbauer:Silici de zona flotant(Marcel Dekker, Nova York, 1981)Google Scholar
13.10 JM Meese:Dopatge per transmutació de neutrons en semiconductors(Ple, Nova York, 1979)CrossRefGoogle Scholar
13.11HMLiaw, CJVarker: a:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1977) pàg.116Google Scholar
13.12 ELKern, LSYaggy, JABarker: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1977) pàg.52Google Scholar
13.13 SM Hu: aplic. Phys. Lett.31, 53 (1977)CrossRefGoogle Scholar
13.14K. 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
13.16 T. Abé, K. Kikuchi, S. Shirai: a:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1981) pàg.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: A:Cristalls 8: silici, aiguafort química(Springer, Berlín, Heidelberg 1982) pàg. 1Google Scholar
13.20H. Tsuya, F. Shimura, K. Ogawa, T. Kawamura: J. Electrochem. Soc.129, 374 (1982)CrossRefGoogle Scholar
13.21F. Shimura (Ed.):Oxigen en silici(Acadèmic, Nova 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: tecnologia científica VLSI, Proc. 2n Int. Symp. Integració a gran escala. (The Electrochemical Society, Pennington 1984) pàg. 208Google Scholar
13.25F. Shimura, RS Hocket: aplic. Phys. Lett.48, 224 (1986)CrossRefGoogle Scholar
13.26A.Huber, M.Kapser, J.Grabmeier, U.Lambert, WvAmmon, R.Pech: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 2002) pàg.280Google Scholar
13.27 GARozgonyi: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 2002) pàg.149Google Scholar
13.28HP Utech, MC Flemings: J. Appl. Phys.37, 2021 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.29HA Chedzey, DT Hurtle: Nature210, 933 (1966)CrossRefGoogle Scholar
13.30K.Hoshi, T.Suzuki, Y.Okubo, N.Isawa: Ext. Abstr. Electroquímica. Soc. 157a Trobada. (La Societat Electroquímica, Pennington 1980) pàg.811Google Scholar
13.31 M. Ohwa, T. Higuchi, E.Toji, M.Watanabe, K.Homma, S.Takasu: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1986) pàg.117Google Scholar
13.32M Futagami, K.Hoshi, N.Isawa, T.Suzuki, Y.Okubo, Y.Kato, Y.Okamoto: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1986) pàg.939Google Scholar
13.33T.Suzuki, N.Isawa, K.Hoshi, Y. Kato, Y.Okubo: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1986) pàg.142Google Scholar
13.34W.Zulehner: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1990) pàg. 30Google Scholar
13.35Y.Arai, M.Kida, N.Ono, K.Abe, N.Machida, H.Futuya, K.Sahira: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1994) p.180Google Scholar
13.36F. Shimura: a:Ciència i tecnologia VLSI(The Electrochemical Society, Pennington 1982) pàg. 17Google Scholar
13.37S.Chandrasekhar, KMKim: A:Silici semiconductor(The Electrochemical Society, Pennington 1998) pàg.411Google Scholar
13,38 K. Hoshikawa, X. Huang, T. Taishi, T. Kajigaya, T. Iino: Jpn. J. Appl. Phys.38, L1369 (1999)CrossRefGoogle Scholar
13,39 km Kim, P. Smetana: J. Cryst. Creixement100, 527 (1989)CrossRefGoogle Scholar

Silici monocristallí: creixement i propietats

13.1Visió general

13.2Materials de partida

13.2.1Silici de qualitat metal·lúrgica

13.2.2Silici policristal·lí

Compostos químics intermedis

Hidrocloració de silici

Destil·lació i descomposició del triclorosilà

Procés monosilà

Deposició de polisilici granular

13.3Creixement monocristall

13.3.1Mètode de la zona flotant

Observacions generals

Esquema del procés

Dopatge

Propietats del cristall de silici FZ

13.3.2Mètode Czochralski

Observacions generals

Esquema del procés

Influència de la ubicació espacial inaGrownCrystal

13.3.3Impureses en silici Czochralski

Impuresa Inhomogeneïtat

Segregació

Estriacions

Dopatge

Oxigen i carboni

13.4Nous mètodes de creixement del cristall

13.4.1Czochralski Creixement amb un camp magnètic aplicat (MCZ)

13.4.2Mètode Czochralski continu (CCZ)

13.4.3Mètode de creixement sense coll

Referències

Indústries afins

Enviar la consulta