防止重摻砷CZ單晶硅組分過冷的探討

韓建超

(上海合晶硅材料有限公司, 上?！?01617)

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防止重摻砷CZ單晶硅組分過冷的探討

韓建超

(上海合晶硅材料有限公司, 上海201617)

摘要：在探討組分過冷數學模型的基礎上,針對重摻砷CZ單晶硅的生長,理論計算了防止組分過冷時固液界面處晶體溫度梯度GS的臨界值為51.32～33.10 K/cm.以此為依據,設計了具有較大溫度梯度的18寸(60 cm)晶體生長熱場,以數值模擬的方法,給出了固液界面處晶體的溫度梯度GS的模擬值為54.68～38.14 K/cm.在晶體等徑生長的各個階段,固液界面處晶體的溫度梯度GS的模擬值均在防止組分過冷的臨界值之上,可以有效避免晶體生長過程中組分過冷的發生,并利用實際晶體生長試驗的結果驗證了以上分析的有效性.

關鍵詞：組分過冷; 重摻砷單晶硅; 溫度梯度; 數值模擬

眾所周知,直拉法(CZ)重摻砷(As)單晶硅是理想的外延襯底材料,廣泛應用于各類功率半導體器件.為了盡可能降低器件的開關損耗,提升器件效率,這就要求單晶硅襯底具有更低的電阻率,尤其新一代的微波功率器件、肖特基器件和場控高頻器件等,要求單晶硅襯底的電阻率達到3 mΩ·cm以下.對于重摻As單晶硅來說,如此低的電阻率對應硅熔體的摻雜濃度接近1.0×1020cm-3.然而,在高濃度的摻雜條件下,晶體生長過程中容易發生所謂的組分過冷現象,即平坦界面的穩定性被破壞,并轉變為胞狀界面[1].在胞狀界面下生長的晶體呈胞狀結構,如圖1[2]所示.同時,胞狀結構邊界處高濃度的雜質,容易導致晶體位錯的發生及雜質的析出;尤其在一個極度過冷的熔體中,極易自發成核,導致多晶生長[1-3].本文將針對電阻率小于3 mΩ·cm的重摻As單晶硅,計算出防止組分過冷的臨界條件,以此為依據設計18寸長晶熱場,并通過計算機數值模擬和實際長晶效果進行確認.

圖1　胞狀結構的顯微照片

1組分過冷

1.1形成機理

參照二元系相圖而言,實際應用的重摻硅熔體和硅單晶仍屬于稀溶液和稀固溶體的范疇,與其相聯系的相平衡屬于稀溶液和稀固溶體的相平衡.因此,相圖中與之對應的部分如圖2所示.其中,CS和CL分別為摻雜劑原子在硅晶體和熔體中的平衡濃度,兩者的比值定義為平衡分凝系數k0.

圖2　硅的二元系相圖

晶體生長過程中,由于分凝現象的存在,摻雜劑原子(k0<1)不斷地從生長界面被排進熔體,從而在固液界面前端累積形成雜質富集區,即所謂的溶質邊界層.隨著溶質邊界層中雜質濃度的增加,熔體的凝固點逐漸降低,如圖3所示.圖3中,CL(x)顯示了熔體中雜質濃度隨著離生長界面距離x的變化規律,Te(x)顯示了與雜質濃度相對應的熔體凝固點隨著離生長界面的距離x的變化規律,δ是溶質邊界層的寬度,T1(x)和T2(x)代表兩種不同的熱場設計或工藝條件所對應的熔體實際溫度曲線.在T1(x)溫度分布情況下,圖中陰影區內熔體的實際溫度低于其凝固點,由此造成生長界面前端x*距離內的熔體處于組分過冷狀態.

圖3　組分過冷的形成

1.2數學模型

(1)

式中:V為晶體生長速率;m為液相線斜率;CL為熔體濃度;D為雜質擴散系數;keff為有效分凝系數,可由BPS關系式給出:

(2)

參考無限大旋轉圓盤下液流模型的結果,溶質邊界層的寬度δ為:

δ=1.6D1/3υ1/6ω-1/2

(3)

式中:υ為硅熔體的運動黏性系數;ω為晶體旋轉速率.晶體生長過程中,熔體對流狀態對組分過冷的影響,通過上式反映出來.從相平衡方程出發,通過定量地討論稀溶液和稀固溶體的相平衡溫度(凝固點)與溶質濃度之間的關系,可得到液相線斜率:

(4)

式中:R為氣體常數;L為結晶潛熱;T為一定壓強下稀溶液和稀固溶體的相平衡溫度(凝固點).

實際應用的重摻單晶硅仍屬于稀溶液和稀固溶體的范疇,因此,相平衡溫度T近似等于(實際略低于)純溶劑(純硅)的相平衡溫度,即純硅的凝固點(熔點)Tm.根據生長界面處熱流密度守恒定律,固液界面前端熔體的溫度梯度GL和固液界面處晶體的溫度梯度GS存在如下關系:

λSGS=λLGL+VLρ

(5)

式中:λS和λL分別為硅晶體和熔體的熱傳導系數;L為結晶潛熱;ρ為硅熔體密度.

結合式(1)和式(5),防止組分過冷的條件變為:

(6)

可以看出,對于給定的溶液系統和確定的對流狀態,式右邊近似為一常數,左邊是可以調節的工藝參量,即固液界面處晶體的溫度梯度GS和晶體生長速率V,當兩者之比小于此常數時將出現組分過冷.或者說,GS越大,V越小,越不容易發生組分過冷.實際晶體生長出于對效率和成本的考慮,需要保持適當的V,這就要求優化長晶熱場設計,盡量提高GS.對于特定的情況,當δ→∞,keff→1,式(6)還原為:

(7)

這相應于僅存在擴散傳輸的情形,作為分析的模型已被廣泛討論[2-3].而對于同時存在擴散傳輸和對流傳輸的實際CZ晶體生長,顯然是式(6)給出了防止組分過冷的確切描述.將式(6)進一步處理可得:

(8)

由式(8)可以看出,對于給定的溶液系統和確定的對流狀態,防止組分過冷的GS臨界值不是一個常數,而是受V和keff的影響而變化的,且和V基本成正比.

2實際運用

2.1理論計算

根據實際晶體生長條件,采用TDR80型單晶爐,18寸長晶熱場,60 kg投料,生長6寸<100>重摻As單晶硅,晶體轉速15 r/min.按照經驗數據,晶體等徑生長時,頭尾生長速率約1.35～0.85 mm/min,頭部目標電阻率為3 mΩ·cm,對應晶體中As濃度為2.47×1019cm-3[4],相應熔體初始摻雜濃度約7.20×1019cm-3(按V=1 mm/min,keff=0.343計算).采用式(8),結合晶體生長速率、熔體濃度和材料性質(見表1),計算可得晶體頭部溫度梯度GS的臨界值為51.32 K/cm.對于實際的晶體生長,雜質分凝和蒸發效應同時存在,熔體濃度的變化由下式給出[5]:

(9)

式中:CL0為熔體初始雜質濃度;g為凝固體積分數;A為熔體蒸發表面積;A0為晶體橫截面積;V為晶體生長速率;E為As在硅熔體中的蒸發速率常數.

表1　材料性質

備注:CZ條件下熔硅中As的擴散系數D為1.9×10-8～3.3×10-8m2·s-1[6-7],此處計算取平均值.

E為參考CZ條件下線性回歸法測得[8],實際的E值會根據CZ條件的不同而略有差異.

對應晶體尾部(g=80%),熔體雜質濃度約8.77×1019cm-3,同樣計算可得GS的臨界值為33.10 K/cm.按上述方法,整理得到晶體等徑生長各階段防止組分過冷GS所需達到的臨界值,由此繪成曲線,如圖4所示.其中,因材料性質的不確定性(如D和E值),導致理論計算的GS值存在約±10%的誤差.

2.2熱場設計

通過以上探討,在TDR80型單晶爐的基礎上,設計開發了18寸長晶熱場,如圖5所示.導流筒內采用較厚的低熱傳導系數保溫材料,隔離熔體和高溫區對晶體的熱輻射,提高晶體散熱速率;同時,加厚熱遮板保溫層,并增強爐底總體保溫,以進一步提高縱向溫度梯度.

圖4　溫度梯度GS

圖5　熱場圖示

2.3數值模擬

采用德國STR公司的CGSim軟件,模擬晶體等徑生長,得到各階段GS模擬值,如圖4所示.從圖4可看出,該18寸長晶熱場,在等徑生長的不同階段,固液界面處晶體的溫度梯度GS模擬值均在臨界值之上.可以預測,通過合理地設定晶體生長速率,可有效避免組分過冷的發生.需要指出,由于晶體邊緣比中心散熱快,晶體中心的溫度梯度比邊緣低(以g=40%為例,GS徑向分布模擬值如圖6所示),相應的固液界面前端熔體的溫度梯度GL也是中心比邊緣低,加上熔體對流特點的影響,晶體中心下方熔體具有更高的雜質濃度,而中心和邊緣具有相同的生長速率,因此,生長界面前端熔體中心區域是首先可能發生組分過冷的地方.圖4中的GS模擬值,選取的是固液界面處晶體中心的溫度梯度,由此可以確保固液界面處的整體GS大于臨界值.

2.4試驗結果

采用新設計的18寸長晶熱場及上述長晶工藝,生長6寸<100>重摻As單晶硅,晶體正常生長且完整收尾,平均生長速率0.98 mm/min.采用4PP測試儀,測得晶體頭尾電阻率范圍為2.47～2.95 mΩ·cm,均在目標規格之內.將晶體尾部樣片腐蝕后,在光學顯微鏡下未發現位錯及類似圖1的胞狀組織.

圖6　GS的徑向分布

3分析討論

(1) 晶體等徑生長前的引晶、收肩過程,雖然直徑小、散熱快、溫度梯度大,但拉速通常是等徑時的兩倍以上;等徑結束后,通常也需要提升拉速來實現“倒錐形”的收尾,而此時的熔體濃度則是最高.因此,在重摻雜條件下,晶體生長各個工藝環節,均有發生組分過冷的可能,這就需要合理地管控長晶工藝,如適當降低生長速率,這又需要對品質和效益進行綜合考慮.

(2) 為了避免發生組分過冷,在熱場設計時,需要考慮盡量提高縱向溫度梯度,而溫度梯度的提高又會使晶體熱應力增大,將導致位錯形成的概率增加.這就要求結合實際,對熱場設計和長晶工藝進行反復試驗和論證.

(3) 文獻[9]采用熱電偶法測量了靜態熱場在固液界面處的徑向和縱向溫度分布.一方面,由于其為接觸式測量,無法測得長晶時旋轉晶體或熔體的實際溫度;另一方面,組分過冷所對應的熔體區域(近似等于δ)通常不足0.5 mm,組分過冷探討的是固液界面處熔體的溫度梯度GL和晶體的溫度梯度GS.因此,熱電偶法無法達到這樣的測量精度.而CGSim模擬軟件則沒有以上限制,可作為有效的替代分析手段.

4結論

本文通過對組分過冷數學模型的分析,理論計算了重摻砷CZ單晶硅生長過程中,防止組分過冷固液界面處晶體的溫度梯度GS所需達到的臨界值.以此為依據,設計了18寸長晶熱場,并得到了計算機數值模擬和試驗效果的確認.

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Discussionon Preventing Heavily Arsenic-doped Czochralski Silicon Crystal from Constitutional Supercooling

HAN Jianchao

(Shanghai Hejing Silicon Material Co., Ltd., Shanghai 201617, China)

Abstract：After the mathematical model of constitutional supercooling was discussed,the critical value of crystals’ temperature gradient GS on the solid-liquid interface that could avoid constitutional supercooling phenomenon was theoretically calculated to be 51.32-33.10 K/cm as heavily Arsenic-doped CZ silicon crystal grew.Based on the results above,a thermal field of 60 cm with relatively greater temperature gradient was designed.The simulation value of temperature gradient GS was calculated to be 54.68-38.14 K/cm through computer numerical simulation.The simulation value of temperature gradient GS is always greater than the corresponding critical value at each stage of crystals’ constant diameter growth,which ensured that constitutional super cooling could be effectively prevented during crystal growth.The actual crystals’ growth experiments demonstrated the effectiveness of the above analysis.

Keywords：constitutional super cooling; heavily arsenic-doped silicon crystal; temperature gradient; numerical simulation

中圖分類號：TN 305.3

文獻標志碼：A

作者簡介：韓建超(1980—),男,工程師,主要從事半導體單晶硅生長技術的研究. E-mail: hjc_info@163.com

收稿日期：2012-07-13