第七章--硅中的缺陷.doc

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某些缺陷是在晶体生长时产生的，因此被称为原生长缺陷。由于硅的晶格结构(金刚石结构)的特点决定了有形成孪晶的可能性，不适当的生长条件会导致孪晶和堆垛层错的产生；太大的温度梯度等条件会导致位错的形成。现代技术生长的硅晶体通常是无位错无孪晶的，然而考虑到提高硅单晶的成品率的需要，讨论这些问题还是有意义的。 刚从熔硅中生长出来的那部分晶体含有在当时相应的温度下的平衡浓度的空位、自间隙原子以及它们的复合体，但当其被提拉离开熔硅并变冷时，这些点缺陷中的大多数变得超过了平衡浓度，因此有回到平衡浓度的趋势。点缺陷浓度要达到平衡必须要有减少其数量的途径。只有在很接近于表面的区域中过剩点缺陷可以扩散到表面而消失，在体内存在位错的硅单晶中，这些点缺陷的数量可以通过被位错吸收而减少，然而在无位错硅单晶中这些点缺陷的数量减少的惟一途径是形成各种各样的集团。这些集团中，最早发现的是漩涡缺陷。漩涡缺陷在很多方面被认为是有害的，经常滋生各种其他类型和更稳定的缺陷，从而可能降低器件的成品率。另外一些微缺陷例如D缺陷和被称为红外散射缺陷、COPs的微缺陷等也同样对器件性能有着不良的影响。 在热氧化等主要的硅器件工艺过程中，也会产生过量的点缺陷，最可能的是自间隙原子。这些点缺陷在有核存在处凝聚成另一种具有有害效应的缺陷氧化诱生堆垛层错，在没有核存在处氧化产生的过量的点缺陷可以扩散到硅片(通常只有几百微米厚)表面消失，这和冷却中的无位错硅单晶锭中的点缺陷的情形形成了对比。与硅中的点缺陷密切相联系的另一种硅中的缺陷是氧沉淀。这些在硅器件制造工艺过程中产生的缺陷一般称为工艺诱生缺陷，也称二次缺陷。仅供学习与交流 尽管对于硅中的位错的结构已了解得很多，并已被从通过TEM等实验手段得到的结果所证明，但是对于点缺陷及其集团的本质我们还是了解很少，主要是因为其尺寸太小，很难通过TEM 等实验手段来确定。 以上所提到的各种缺陷并不是在所有情况下都是有害的。相反，在某些情形可以利用硅片体内的受控制的缺陷来实现硅片表面附近的有效工作区内的高度晶体完整性，这就是人们所说的缺陷工程，即各种吸杂技术。71 硅中缺陷的特点 由于点缺陷无论在硅中的原生缺陷还是在工艺诱生缺陷的形成过程中都起着十分重要的作用，在讨论两类缺陷以前有必要先讨论硅中的点缺陷的基本性质；同时，也讨论一下作为具有金刚石类型晶体结构的硅单晶中的位错和层错等缺陷所具有的一些特点。 711 硅中的点缺陷 硅中的点缺陷包括空位和自间隙原子以及杂质原子。晶体中两种基本的点缺陷是空位和自间隙原子。空位是缺少一个原子的晶格位置，自间隙原子是在晶体中位于除了晶格位置以外的任何位置的组成晶体基本成分的原子。由于晶格位置上的原子的热运动，只要温度不是在绝对温度零度，晶体中就都含有空位和自间隙原子，因此空位和自间隙原子被称为热点缺陷。由于能量的缘故，在一定的温度下只有一定数目的这样的缺少一个原子的晶格位置，也只有一定数目的这样的可以容纳间隙原子的偏离晶格的位置，也就是说，一定温度下的空位和自间隙原子的平衡浓度是确定的。 更一般地说，在半导体硅中点缺陷浓度是温度、应力、电子浓度等因素的函数。 点缺陷影响晶体中的许多基本的重要现象。当点缺陷超过它们的平衡浓度时，它们会凝聚成扩展缺陷例如点缺陷集团、堆垛层错和位错，它们对半导体器件都是有害的。非平衡点缺陷的发生也以很复杂的方式影响杂质扩散，使得杂质分布和器件结构很难预测。 1硅中的本征点缺陷 区别于杂质原子，晶体中的空位和自间隙原子是晶体所固有的，被称为本征点缺陷。 (1)本征点缺陷的产生和平衡本征点缺陷浓度 (a)具有表面的晶体中的本征点缺陷 在具有表面的晶体中，空位和自间隙原子可以通过Schottky过程相互独立地产生，如图71 (b)所示。就净的结果而言，空位通过晶格原子从体内移动到表面并附着在表面台阶上扭折处这样一种过程而产生。类似地，自间隙原子可以通过被描述为从表面的台阶上的扭折处取一个表面原子放进体内的晶格位置的过程产生。以上这两种过程被统称为Schottky过程。Schottky过程由于保持表面面积和扭折密度不变因而保持了表面能不变。 我们可以写出相应于在有NL个晶格位置的晶格中形成Nv个空位所引起的自由能变化为：对于GI可以写出类似的表达式。由于在Schottky过程中空位和自间隙原子相互独立地产生，可以通过对于Nv和NI分别独立地求极小值而得到自由能之和的极小值。这两个微分分别给出了用浓度分数表示的空位和自间隙原子的平衡浓度。和 (b)无限大晶体中的本征点缺陷 在无限大的晶体中，空位和自间隙原子只能通过体过程(Frenkel过程)产生，如图71(a)所示。晶格原子离开平衡位置到达某一间隙位置成为自间隙原子而留下一个空位。在这样的过程中同时产生相等数目的空位和间隙原子。这在数学上要求CV=CI的限制。在此限制下求自由能的极小值得到： (c)有限大晶体中的本征点缺陷 在有限大的晶体中，它的表面对于空位和自间隙原子的平衡和非平衡浓度往往都起着很关键的作用，它们可以在表面通过Schottky过程独立地产生和湮没。在没有表面和体内的类似的空位、自间隙原子源(例如氧沉淀等)的地方，GV+GI的极小值给出了空位和自间隙原子的平衡浓度。 由于以上各式中的S项与H项相比显得不那么重要，硅单晶中特定种类的点缺陷的浓度主要由H的大小来决定。 在器件工艺的高温工艺过程中，由于硅的高热传导系数，当一片硅片送进炉子以后硅片中的温度瞬态主要由传输到硅片的辐射热所确定，整个硅片厚度上的温度差一般小于l。对于工艺过程中的硅片，体内的点缺陷浓度更接近于由(74)式给出，而在表面区域则由(72)式和(73)式决定，器件的工作区正是在这厚度在微米数量级的表面区域。 如上所述，晶体中的空位和自间隙原子的平衡浓度在部分地由Frenkel机制支配的无限大晶体中和在由Schottky机制支配的有限大晶体中是不同的，然而它们的积在这两种情形都是相同的： (2)硅中的本征点缺陷的特点 (a)本征点缺陷的平衡浓度 关于硅中主要的点缺陷到底是硅自间隙原子还是空位至今并无定论。Rhodes4计算得到在硅单晶从熔体中生长时在接近熔点温度下空位浓度约为1018cm-3，在这样的温度下硅自间隙原子的浓度要低得多，约为107cm-3。Master5、Seeger6、Kendall7、Patel8、Van Ventch9、Tanl0,11、Weda12等人分别提出了关于硅中的空位和硅自间隙原子的平衡浓度与温度之间的关系。Master等提出的硅中平衡空位浓度与温度之间关系的计算公式为由此式可得在熔点温度下硅中的平衡空位浓度为l310-8cm-3。Seeger等提出的硅中的硅自间隙原子的平衡浓度与温度之间关系的公式为其中在熔点温度下f1=1，由此式可得在熔点温度下硅中自间隙原子的平衡浓度为40 10-7cm-3。按照它们的结果，熔点温度下硅中的主要的点缺陷是硅自间隙原子。 图72是关于硅中的本征点缺陷浓度与温度的关系的一些结果。 一般对于金属(多为面心立方或体心立方结构)来说，认为占主要地位的点缺陷往往是空位。硅的晶体结构为金刚石结构，金刚石结构的晶格中有很大的孔隙。其相应于硬球装填模型的装填系数仅为34。硅晶格的金刚石结构的这种几何特点对于形成硅自间隙原子有利。 从硅的金刚石结构的图形中可以看出硅晶格中的间隙位置可能有四面体间隙位置和八面体间隙位置两种，如图73所示。 下面将要叙述的关于微缺陷等方面的实验观察倾向于说明在熔点温度附近硅中的主要的点缺陷是空位，而在较低的温度下硅中的主要的点缺陷是硅自间隙原子。 考虑到点缺陷之间的反应，生长过程中这些本征点缺陷的实际浓度可能主要地取决于生长条件。观察到留在生长出的晶体中的点缺陷的类型和浓度取决于这一比值。从有关的实验结果可以推知较小时硅自间隙原子是主要的点缺陷，而较大时空位是主要的点缺陷，这里V为生长速率，G为固液界面处的温度梯度7。 (b)本征点缺陷的扩散系数 跟本征点缺陷的平衡浓度问题相类似，关于本征点缺陷的扩散系数的数据，不同作者所提出的结果在其大小上要相差几个数量级，这方面有Master5、Kendall7、Van Ventch9、Tan10,1l、Weda12、Fairfield17、Gaworzewski18、Babitskii19等人的工作，如图74所示。 (c)本征点缺陷的带电状态 关于本征点缺陷的带电状态，James20提出自间隙原子应该表现为带正电的施主，Blount21 认为它们在本征硅中应该是中性的，而Van Vechten22的热力学分析指出在本征硅中的空位以四种状态(V+、V0、V-和V-)存在，在高温时这四种组态应该表现出差不多的数量。 (3)硅中的本征点缺陷的性质的实验研究 1)自扩散激活能 硅中的这两种本征点缺陷有着很高的扩散系数。 普遍接受的硅的自扩散激活能的值为45eV，因为这一数值与各种不同的实验结果符合得很好。 2)从热膨胀测量得到的点缺陷浓度 在高温下，晶体中存在较高浓度的点缺陷。取决于主要的点缺陷是硅自间隙原子还是空位，将引起晶体的体积膨胀与通常的晶格膨胀相比有一个增加或减少的量。然而快扩散的金属沾污也会增加晶体的体积。因此在热膨胀实验的结果方面也可能存在不一致的情况。 Okada23从长度测量得到样品的热膨胀数据，这样测量得到的热膨胀数据是较大CV一CI的数值随温度变化的直接结果，并得到了在1300下CV一CI的数值为181016cm-3。 (4)生长过程中的硅单晶中的本征点缺陷 刚从熔硅中生长出来的硅单晶锭上的那一部分硅中含有熔点温度下的平衡浓度的空位和自间隙原子，以及它们的复合体。当这部分晶体随着晶锭被提拉离开熔体并变冷时，大多数这些“生长进晶体”的点缺陷变成超过它们在相对较低温度时的平衡浓度，因此其数量势必要通过某种途径减少。 在通常的存在位错的单晶中，超过平衡浓度的(也常被称为是过剩的)点缺陷会通过位错的攀移运动而被位错吸收，从而使晶体中的点缺陷浓度保持在相应的温度下的平衡浓度。但是在基本上无位错的硅单晶中，由于不存在可以吸收掉过剩点缺陷的位错，其数量减少的仅有途径是通过空位-自间隙原子湮没以及与之同时发生的在同种点缺陷之间的凝聚成扩展缺陷的过程。 最一般地说，晶体中的点缺陷浓度是点缺陷的产生、点缺陷的扩散和点缺陷的复合这三种效应共同作用的结果。而晶体中的温度分布、晶体的冷却速率和晶体的运动速率(提拉速率)决定了晶体中的点缺陷浓度的分布。 在生长过程中的晶体中的高温部分只含有点缺陷，如前面所述，其平衡浓度取决于温度。可以表示为式中E为点缺陷的形成能。 生长过程中的晶体中某位置的温度是该位置离开固液界面的距离2的函数。如果认为晶体中的温度在固液界面附近一小范围内可以认为是线性分布，将lT(z)关于z在z=0附近展开为台劳级数并只取一次项，得到lT关于z的线性近似表达式将上式代人(76)式得到生长过程中的晶体中某位置的点缺陷的平衡浓度为： Voronkov在作出了以下两个假设以后对于生长中的晶体中的本征点缺陷进行了讨论24。这两个假设是： (I)由于在界面附近的点缺陷的极快的产生和复合过程，在z=0处的实际的点缺陷浓度等于平衡浓度CIe、CVe：()当温度下降时，复合速率足够高，使得CI和CV之间的平衡联系得以保持上式中K(T)是平衡常数，l是点缺陷复合的特征距离，为两种点缺陷浓度的乘积下降到固液界面数值为1e处离开固液界面的距离。 可以定义一个特征复合时间r，由空位和自间隙原子所组成的这一系统经过这个特征复合时间r以后达到平衡(对应于点缺陷的产生和复合速率之间的平衡)。所以(710)式只有在r远小于冷却时间lv(约两分钟)的情形时才成立。 如果复合速率受到点缺陷相互扩散的限制，特征复合时间可以表示为：这里a是原子间距，Cm、Dm分别是两个浓度和扩散速率中较大的一个。用硅的自扩散系数来估训DmCm ，得到r310-5s。如果复合势垒Er 大于单次跳跃的势垒，r应该乘以倍数exp(ErkT)。如果Er2eV，复合可能仍足够快，即r仍足够小。 上面所讨论的晶体中的点缺陷的产生和复合并不改变两种点缺陷浓度的差，即相对于理想晶格的过剩点缺陷浓度CI一CV。 z轴方向的过剩点缺陷流等于自间隙原子流与空位流之差严格地说在自间隙原子流项和空位流项中还应该考虑到热扩散修正项DCT。从非平衡态热力学的角度，最小熵增加原理对于热扩散系数D的大小没有限制，但是实际上D的绝对值小于缺陷的迁移能除以kT2。假设缺陷(自间隙原子和空位)的迁移能小于形成能，则D的温度依赖性和上述的热扩散修正项可以忽略。这一假设基于两个理由：(1)在低温下空位的迁移能等于033eV。(2)在T=T0时自间隙原子的迁移率可以与具有低迁移能的快扩散间隙杂质相比。 对于稳定的晶体生长，沿着z轴方向的q的数值为常数。q的符号确定了保留在生长中的晶体中的zl区域中的点缺陷的种类(在zl的区域，点缺陷的复合过程可以被认为实际上已经结束)。 例如在q0的情形，在z=0附近处的初始自间隙原子流超过空位流。这样，对于zl的区域空位浓度趋于零。而另一方面自间隙原子浓度最终趋于一个一定的数值CIf。 严格地说，由于自间隙原子向其陷阱的扩散(主要是横向的向着晶体表面的扩散和纵向的向着已经形成微缺陷的区域的扩散)，CI将继续下降。 在zl的区域，陷阱所引起的CI的下降相对于复合所引起的CI的下降是较慢的，因此在计算zl的复合区域的CI时可以忽略陷阱所引起的下降而认为CI趋于一个稳定的值CIf。于是有类似地对于ql区域的过剩载流子的类型是在T=T0温度下DC较大的一种载流子， 由以上两种极端情形的讨论结果可以推断出，如果CI0DVCV0，过剩载流子的类型将随着生长速率v而改变。对于低生长速率留下的将是自间隙原子，而对于高生长速率留下的将是空位。最终的载流子浓度CIf(Cvf)和浓度与z的关系(CI(z)(CV(z)由(710)和(713)式确定。 引入无量纲距离zl，将(713)式除以v，这样做以后两式中只剩下惟一的变量vG0 ，用表示。因此严格地说过剩载流子的类型和浓度不是取决于v而是取决于比值 过剩载流子的类型(与之相联系的是微缺陷的类型)的转变发生在一定的临界值，=1时总的载流子流密度q=0。从(713)式中也可以看到CI和CV应该以同样的方式随z而变化，即由(710)式CI和CV与exp(一zl)成正比。 将这一函数代入(713)式，并考虑到(711)式，可以得到 Voronkov的工作的意义在于提出了高温下两种点缺陷之间的局部动力学平衡的概念。并通过对于平行于生长方向的本征点缺陷流密度的定量分析定性地解释了实验观察到的微缺陷的产生与生长条件vG之间的联系。 但是，Voronkov的理论处理中用的正、负号来确定哪一种本征点缺陷凝聚成微缺陷，这一基本假设是有问题的。例如这一理论不能解释在以很低的提拉速率生长时不会形成微缺陷这一实验现象。另外用斐克定律来描述生长中的晶体中的本征点缺陷的扩散也是不正确的。从斐克定律得到的直接推论将是在生长速率v=0的情形在晶体中的所有位置都有：而和随着与固液界面距离的增加而降低的温度无关，这显然是与实际情况不相符合的。Tan11指出应该用来确定哪种本征点缺陷凝聚成微缺陷，C0相应于凝聚的是自间隙原子，CrCO(Si)的杂质原子会引起周围的晶格的膨胀，导致晶格中的压应力，从而会降低空位的形成能，增加空位的平衡浓度；同时增加自间隙原子的形成能，减少自间隙原子的平衡浓度。相反地加入rCO110111的顺序随硅片表面的晶向而变。所观察到的实际上是氧化增强扩散的现象，是一个随表面晶向而变化的效应。扩散增强在湿氧中比在干氧中明显。 现象二： 硅片的氧化工艺、氧化堆垛层错与自间隙原子之间的关系 热氧化是集成电路等硅器件制造过程中的基本工艺之一，硅片的热氧化经常在硅片表面区域引起堆垛层错的形成(OSF，氧化堆垛层错)。OSF的生长速率以l00110111的顺序取决于被氧化表面的晶向。生长速率在湿氧中比在干氧中高。 OSF在本质上是间隙型的。堆垛层错的本质可以从透射电子显微镜(TEM)的fringe图象衬度确定，见752节。通过这一手段，硅中的OSF已被确定为是非本征型。并且这一点已通过它们在惰性气体中的氧沉淀过程中的生长被确认。 存在另一个现象说明OSF只可能是间隙型的堆垛层错，这一现象与硅中的氧沉淀相联系。当间隙状态的溶解氧原子凝聚成SiO2沉淀时，一个单位体积的氧转变为大约225个单位体积的沉淀，产生了极大的应变能。一种减少由于这样的局部体积膨胀而产生的应变能的途径是通过发射自间隙原子或吸收空位来提供所需要的空间。这意味着硅中自间隙原子的过饱和或空位的欠饱和。Hu和Roger110说明了由于氧沉淀产生的硅自间隙原子的过饱和提供了OSF的生长所必需的条件。 在这两个现象之间的类似性导致Hu提出它们具有共同的起源，他将氧化增强扩散与OSF的形成和生长联系起来，指出这个共同的起源是硅的热氧化产生的自间隙原子的注入和过饱和，使我们硅中扩散的认识达到了关键的一步。 由Hu提出的关于硅中的点缺陷和杂质扩散之间关系的模型包含以下这些重要方面： (I)空位和自间隙原子作为硅中的两种主要点缺陷共同存在。硅中、v族原子的扩散通过以空位和自间隙原子两者为媒介的双重机制而发生，两种机制作用的相对大小随原子的种类而异。 ()硅的热氧化向衬底注入过剩的硅自间隙原子，注入速率正比于热氧化的速率。认为过剩的硅自间隙原子消失的途径之一是通过取决于表面取向特别是扭折密度的再生长过程湮没在表面。 ()某些超过热平衡数值的自间隙原子会在有成核中心处凝聚而形成OSF。 (IV)同时，自间隙原子的过饱和会增强那些表现出与自间隙原子亲和的替位掺杂剂的扩散。各种掺杂剂之间在氧化增强扩散方面的差异反映了杂质与自间隙原子的亲和性的差异。在当时，只有硼、磷和砷的氧化增强扩散实验结果，但是这些掺杂剂在氧化增强扩散方面的差异已经足以建立双重机制以作为惟一可能的逻辑解释。 在随后的年代里发现了一些有联系的现象，所有这些现象都进一步巩固了空位和自间隙原子作为两种主要的本征点缺陷共同存在的概念。这些现象中包括锑的氧化减弱扩散，对此有一个自然的解释：自间隙原子的过饱和导致空位的欠饱和。如果硅中的锑的扩散主要是通过以空位作为介质进行，那么在氧化时会被减弱。 对于锑在硅中的扩散趋向于空位机制也有一个物理上直观的解释：在点缺陷和替位原子之间的弹性相互作用主要由晶格与替位原子之间在大小上的不一致来决定。较大的替位原子被吸引向空位，而较小的替位原子被吸引向自间隙原子。 接着又发现了一个补充现象：硅的热氮化注入过剩的空位。这一结论来自热氮化时各种掺杂剂的增强-减弱的实验观察。磷的扩散被减弱，而锑的扩散被增强。这一倾向正好和热氧化时的情况相反。 有了氮化效应的补充观察以后。两种点缺陷共存的观点就更有说服力了。OSF在本质上是间隙型的。因此，OSF的形成表明在热氧化过程中存在自间隙原子的过饱和和空位的欠饱和。从硼和磷(在较小的程度上也有砷)的氧化增强扩散我们推断这些元素可以通过间隙机制扩散。而热氮化增强锑的扩散表明了氮化过程产生过量的空位。由于在存在这些空位时磷扩散被延缓，人们只能推断出在通常的条件下硅中磷的扩散主要通过自间隙原子载体而发生，因为自间隙原子的浓度是在热氮化时随着与过量的空位的湮没而减少的。 从上述硅中的杂质的扩散现象的研究可以帮助得出关于硅中空位和自间隙原子的共存的认识。这些关于硅中空位和自间隙原子的共存问题的认识为722节中关于漩涡缺陷形成模型的讨论奠定了基础。 712 硅中的位错 一般大学固体物理或金属物理课程教材中为了便于说明起见，所描述的刃位错和螺位错模型都是相应于最简单而实际上并不存在的简立方晶体结构。硅的晶体结构属于金刚石结构，其相应的实际的位错模型当然也就与这样的模型不同。金刚石结构远比简立方结构复杂，从晶体结构的特点分析可以有多种位错。 1位错的滑移矢量(柏格斯矢量)和滑移面 由热力学的原理我们知道，晶体中的位错的稳定的原子组态应该是能量最低的组态。一般来说，由于单位长度位错线的能量正比于柏格斯矢量长度的平方，位错的柏格斯矢量的最优先的方向应该是原子线密度最大的方向，并且其长度等于最近邻原子的间距，而最优先的滑移面应该是原子的密排面(一般来说密排面之间的键合最弱)。在金刚石结构的晶体中，晶向上的原子线密度最大，因此金刚石晶体中的位错的柏格斯矢量为(1/2)a(其长度为沿晶胞的面对角线方向上的原子间距)。在金刚石结构的晶体中，原子面密度最大、面间键密度最小的面为111双层密排面。因此111面是金刚石结构的晶体中位