Добавил:
Upload Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз: Предмет: Файл:
Лекция 1-21 2.11.2010.doc
Скачиваний:
1
Добавлен:
01.07.2025
Размер:
1.43 Mб
Скачать

4

Лекция 1

Введение. Блочный принцип построения технологии СБИС

Сверхбыстродействующие биполярные БИС являются элементной базой высокопроизводительных вычислительных систем. Они характеризуются сложностью технологии производства и высокой стоимостью. Определяющий параметр сверхбыстродействующих БИС - время задержки логического элемента, которое должно быть менее I не как во внутренних цепях, так и в цепях связи между БИС.

Биполярные транзисторы имеют экспоненциальные характеристики, благодаря чему превосходят полевые по крутизне передаточной характеристики на единицу площади, что позволяет им лучше функционировать при больших емкостных нагрузках. Высокое быстродействие при неопределенных и больших емкостных нагрузках обусловливает почти исключительное преобладание биполярных схем в классе сверхбыстродействующих БИС. Проектирование электронных схем БИС этого класса основано на использовании ненасыщенных логических элементов, например, эмиттерно-связанной логики, непороговой логики.

Основными составными частями микросхемы являются полупроводниковый кристалл и герметичный корпус с внешними выводами. Электронная схема, реализованная на полупроводниковом кристалле, выполнена на основе конструктивных элементов: биполярных транзисторов, резисторов и металлизированных межсоединений. Требование достижения субнаносекундного быстродействия логических элементов обусловливает и специфические требования к конструкции элементов БИС, включая и корпуса.

Современный этап развития полупроводниковой микроэлектроники отличается обширной номенклатурой и массовым выпуском микросхем с быстрорастущей степенью интеграции.

Повышение требований к элементной базе вычислительной техники, электронных устройств автоматики и измерительной техники, радиоэлектронного аппаратостроения вызывает необходимость создания БИС и СБИС со степенью интеграции более 50 тыс. вентилей на кристалле, потребляющих мощность менее 100 мВт, с рабочими частотами 100 МГц и выше, с питающими напряжениями, сниженными до 1-3 В. Для таких схем инжекционные структуры являются перспективными базовыми элементами, т.к. позволяют обеспечить требуемые энергетические, конструктивные и технологические характеристики. Стандартная биполярная технология, с помощью которой изготавливались И2Л-схемы первого поколения, не в состоянии обеспечить такие параметры. Эта задача решается созданием нового поколения инжекционных структур, использующих достижения микронной и субмикронной технологии, в частности, рентгеновскую и элект ронно-лучевую литографию, новые технологические процессы легирования и изоляции компонентов, материалы с более высокими характеристиками, новые полупроводниковых приборов (с барьером Шотки, с полевым эффектом и др.).

Благодаря значительному уменьшению площади структур в сочетании с применением тонких (1-2 мкм) эпитаксиальных слоев и переходов с малой (0,1-0,2 мкм) глубиной залегания за последнее время достигнуто существенное улучшение характеристик элементов И2Л. Так, по сравнению с элементами первого поколения плотность упаковки увеличилась в 10 раз (с 200-400 до 3000-500и вентилей/мм), задержка распространения сигнала уменьшилась более чем в 10 раз (с 10-20 до 1 нс) энергия переключения снизалась почти на два порядка (с 1 пДж до нескольких десятков фемтоджоулей) (один фемтоджоуль равен 10-15 Дж).

Значительный прогресс в создании элементной базы И2Л достигнут не только в цифровых и запоминающих БИС. Элементы И2Л завоевали новую область применения, в которой практически не имеют конкурентов. Речь идет об аналого-цифровых и цифро-аналоговых БИС, выделившихся в последние годы в самостоятельное технологическое и схемотехническое направление. Цифровая часть кристалла аналого-цифровых БИС, реализованная в И2Л-базисе, практически полностью изготавливается по стандартной технологии аналоговых ИС и характеризуется чрезвычайно малой энергией потребления. В результате удается создать на одном кристалле высококачественные аналого-цифровые БИС с повышенным быстродействием.

Большие интегральные схемы относятся к новому классу схем, которые отличаются от ИС средней степени интеграции не только высокой плотностью упаковки и более совершенными техническими характеристиками, но и принципиально новыми методами проектирования, изготовления и контроля. Очевидно, что успешная реализация возможностей технологии биполярных БИС и СБИС, в том числе и на основе И2Л-структур, немыслима без широкого применения методов и средств автоматизации проектирования как на элементном, так и на схемо- и системотехническом уровнях.

Важная роль в этом направлении принадлежит математическим моделям И2Л-элементов, т.к. от их точности и степени разработанности в первую очередь зависит достоверность окончательных результатов схемотехнического проектирования БИС. Комплексное решение схемотехнических и топологических вопросов проектирования И2Л БИС различных типов требует создания машинно-ориентированных методов и алгоритмов их анализа и синтеза, позволяющих формализовать процедуру разработки схем, повысить качество, сократить сроки и снизить трудоемкость проектирования. Основной путь повышения электрических и эксплуатационных характеристик электронной аппаратуры - это увеличение интеграции используемых микросхем, увеличение степени интеграции БИС позволяет:

повысить быстродействие аппаратуры за счет уменьшения числа и длины линий связи между микросхемами;

снизить габариты, вес и потребляемую мощность изделий при сокращении числа используемых микросхем;

повысить надежность аппаратуры путем уменьшения числа паяных соединений и связей между микросхемами.

Увеличение степени интеграции БИС достигается уменьшением топологических размеров конструктивных элементов и наращиванием площади кристалла. Рост площади снижает выход годных БИС в производстве и число кристаллов на полупроводниковой пластине, а главное, не улучшает характеристик логических элементов. Поэтому основной способ увеличения степени интеграции БИС - это уменьшение площади элементов за счет снижения топологических размеров и совершенствования технологии. Улучшение электрических характеристик также требует уменьшения размеров.

При разработке конструкций элементов и технологии БИС используется принцип пропорциональной миниатюризации, согласно которому для получения оптимальной структуры приборов необходимо, чтобы уменьшение литографических размеров сопровождалось соответствующим уменьшением толщины металлических, диэлектрических и полупроводниковых легированных слоев. Толщина слоев, формирующих структуру приборов, определяет рельеф поверхности кристалла, разрешающую способность процессов травления, размеры периферийных и разделительных областей, а также паразитные инфекционные эффекты, связанные с периферийными областями. Принцип пропорциональней миниатюризации предполагает сохранение основных физических процессов в активных приборах БИС и соотношений размеров между активными и пассивными приборами.

Эффективным средством уменьшения топологических размеров биполярных транзисторов БИС является использование боковой диэлектрической изоляции, которая позволяет значительно уменьшить площадь прибора за счет формирования «пристеночных» переходов. "Пристеночным" называется р-n-переход, выходящий на границу с боковой диэлектрической изоляцией, которая позволяет осуществить самосовмещение областей базы, эмиттера и контактов с изолированной меза-областью транзистора. Самосовмещение исключает зазоры между областями изоляции, базы и эмиттера. Площади изолирующего и коллекторного переходов сокращаются в несколько раз, соответственно уменьшаются и емкости переходов.

Кроме снижения паразитных емкостей, улучшение динамических характеристик логических элементов за счет параметров транзистора достигается уменьшением сопротивления базы и времени пролета неосновных носителей в базе, увеличением концентрации легирующей примеси в коллекторе при соответствующем повышении плотности эмиттерного тока. Эти эффекты проявляются при повышении концентрации носителей во всех областях структуры и снижении глубины залегания р-n-переходов.

Характеристики БИС в большой мере зависят от конструкции используемых резисторов. Увеличение степени интеграции неизбежно приводит к уменьшению токов логических элементов и возрастанию номиналов нагрузочных резисторов. Слоевое сопротивление легированных областей транзисторной структуры не превышает 0,5-0,7 кОм/кв.

Ионнолегированные высокоомные резисторы с монолитной структурой имеют существенный недостаток - их сопротивление модулируется приложенным напряжением. Паразитная емкость их также значительна. В любом случае для каждого монолитного резистора необходимо формировать изолированную меза-область, при этом площадь изоляции обычно превышает площадь резистивного слоя. Тенденция к использованию монолитных полупроводниковых резисторов приводит к тому, что площадь и динамические характеристики БИС будут определяться параметрами используемых резисторов. Кардинальным решением вопроса является применение пленочных высокоомных резисторов на диэлектрической подложке.

Слоевое сопротивление резистивной пленки не связано с параметрами транзисторной структуры и может быть выбрано оптимально для каждой БИС. Ширина резисторов и зазоры между ними определяются только возможностями литографической техники и травления пленки.

В современной микроэлектронике более распространенным материалом остается по-прежнему кремний, за исключением таких классов полупроводниковых приборов, в которых необходимо использовать арсенид галлия из-за его специфических свойств.

Развитие микротехнологии обеспечил так называемый планарный процесс, или планарная технология. Идея заключается в последовательном изготовлении слоев с заданным рисунком, расположенных друг над другом и состоящих из материалов с различными электрическими свойствами, используя такой сэндвич со слоями заданной структуры, изготавливают различные схемные элементы, такие, как транзисторы, конденсаторы и диоды. Эти элементы затем соединяют друг с другом поверхностным токопроводящим слоем заданного рисунка, создавая интегральную микросхему (ИМС).

Слои с различными электрическими свойствами можно получать, изменяя свойства подложки, например, путем ее легирования или окисления, или же осаждения на ее поверхность слоя с помощью внешнего источника посредством испарения или распыления в вакууме. Заданный рисунок получается в процессе фотолитографии. При этом рисунок с фотографического трафарета проецируется на поверхность подложки, предварительно покрытой слоем фоторезиста. Фоторезистивные материалы обладают двумя свойствами. Одно из них заключается в том, что под действием света способность фоторезиста растворяться в определенном классе растворителей изменяется. После проявления в таком растворителе спроецированный рисунок остается на поверхности подложки. Другое свойство заключается в том, что нерастворенные области фоторезиста совершенно не взаимодействуют (резистивные) с другим классом растворителей, которые способны травить или изменять каким-либо образом нижележащий слой материала.

Если один и тот же материал не обладает одновременно этими двумя свойствами, то для получения заданного рисунка необходимо добавить промежуточный слой, имеющей требуемые резистивные свойства для проведения процесса травления подложки или другого изменения ее свойств. Например, примеси, взаимодействующие с органическим резистом могут диффундировать в кремниевую подложку через окна в предварительно нанесенном слое SiO2, который для примесей является непроницаемым. Такая окисная маска позволяет легировать примесями кремниевую подложку по заданному рисунку. Некоторые основные этапы планарного процесса показаны в таблице 1. Для изготовления микроэлектронных приборов и схем требуется многократное применение этого процесса.

Таблица 1

"Д IKC"

ЭР 4-551

Формирование КДБ-0,3

Внедрение В Д=6,5, Е=100

х/о

ПХУФ

Окисление 1000С h=0,29 мкм

Доснятие ф/р

ф/л «СС» (сл.1/3)

х/о

л/о

Отжиг 900С, 30

Окисление 900С, 20, О2+HCl

ВАХ-1

Внедрение Sb D=250, Е=60

х/о+ГМДС

х/о

ф/л «эмиттер» (сл.7/3)

Разгонка 1220С, 40, О2

Внедрение Р Д=500, Е=30

Снятие О2

ПХУФ

Контроль

Доснятие ф/р

х/о

х/о

Окисление 1000С h=0,29±0,02

Отжиг 1000С, 10

ф/л подлегирования (сл.2-3)

ВАХ-2

Внедрение В Д=40, Е=100

х/о

ПХУФ

ф/л «инжектор» (сл.35, рз 5-290)

Доснятие ф/р

Внедрение В Д=300, Е=20

х/о

ПХУФ

Отжиг 1150С, 60, N2

Доснятие ф/р

Контроль

х/о

Снятие О2

Отжиг 900С, 20

х/о

ВАХ-3

Эпитаксия 1,5 кэф 0,5

х/о (полная)

Контроль эпитаксии

Напыление 1 Ме=0,55

х/о

ф/л «1 Ме» (сл. 8/3)

Окисление 1000С h=0,05

Вжигание 510С, 10, N2

Нанесение Si3N4=0,22

ВАХ-4

Контроль

х/о

х/о+ГМДС

ПХО h=0,65

ф/л «разделение» (сл.3/3)

Напыление V=0,1 мкм

ПХТ

ф/л «диэлектрик» (сл. 9/3) тр

ПХТ Si=0,8 мкм

ПХТ ПХО

ПХУФ

ПХУФ

Доснятие ф/р

Доснятие ф/р

х/о

Травление V

ДТО h=1,6 мкм

х/о

Снятие Si3N4 (химическое)

Напыление 2 Ме (сл. 10/3)

х/о

ф/л «2 Ме» (сл. 10/3)

Окисление 1000С h=0,29 мкм

ПХТ

ф/л «контакты» (сл.4/3)

Контроль ф/р

х/о ГМДС

ПХУФ

ф/л гл.кол. n+ (сл. 6/3)

Доснятие ф/р

Внедрение Р=300, Е=30

х/о

ПХУФ

Вжигание 510С, 15, N2

Доснятие ф/р

ВАХ-5

х/о

х/о

Отжиг 1150С, 15

Пассивация

ГМДС ф/л «база» (сл.5/3)

Лекция 2

Блок эпитаксии (подготовка исход)

1. Влияние структурного несовершенства исходного полупроводникового материала на параметры полупроводниковых структур.

Значительную роль при создании интегральных микросхем играет подготовка поверхности исходной подложки, на которой происходит наращивание, эпитаксиального слоя, поскольку именно она определяет совершенство кристаллообразования во время роста. В результате механической шлифовки и полировки на поверхности пластины образуется нарушенный слой (d=1-2 мкм), состоящий из сколов, трещин, абразивных частиц, дислокации, царапин, примеси адсорбированные поверхностью, Перечисленные дефекты носят локальный характер, причем, вокруг них существует поле деформаций, изменяющее как равновесную плотность точечных дефектов, так и высоту активационного барьера для их миграции.

При высокотемпературной обработке пластин, имеющей место при термическом окислении, отжиге ионнолегированных слоев, эпитаксии, может происходить образование дислокаций и повышение роста других дефектов за счет локализованной повышенной диффузионной способности атомов в области дефектов.

Образование структурных дефектов приводит к релаксации напряжений, вызванных локальными дефектами. В общем случае, процессы релаксации напряжений протекают по трем механизмам:

  1. начальная релаксация напряжений за счет малых смещений атомов из-за ослабления химических связей при повышении температуры;

  2. упрочнение структуры без пластического течения в результате диффузии точечных дефектов;

  3. интенсивная релаксация из-за пластических деформаций.

Для Si:

  1. стадия релаксации начинается при температуре 250-300°С;

  2. при 700-800°С;

  3. при 900-950°С.

Степень активации периферийной поверхности и гетерогенных внутренних источников дислокаций в пластине определяется температурой процесса термообработки, так как пластическая деформация проявляется лишь в том случае, когда локализованное напряжение превышает напряжение пластического течения при температуре термообработки.

При использовании пластин кремния диаметром 100 мм и выше в ней при термообработке возникает большой градиент температуры по поверхности за счет изгиба, а, следовательно, и неплотного прилегания пластины к нагревателю; наличие таких градиентов в свою очередь вызывает температурное напряжение, величина которого может быть достаточной для протекания процессов деформации пластины. Таким образом, напряжения, возникающие за счет температурных градиентов, столь велики, что даже минимальная концентрация напряжений является источником дислокаций, а активация поверхностных периферийных источников дислокаций вызывает появление линий скольжения.

Распределение дефектов в эпитаксиальном слое возможно следующим путем:

  1. образование дислокаций и линий скольжения за счет возникновения градиента температур по поверхности пластины;

  2. распределение дислокаций, имеющийся в подложке, в эпитаксиальный слой, в том числе и линии скольжения;

  3. зарождение дислокаций в приповерхностном слое за счет локальных деформаций от механических повреждений и загрязнений;

  4. образование дислокаций несоответствия из-за различия кристаллической подложки решетки и растущего эпитаксиального слоя.

При этом было установлено, что дислокационные сетки несоответствия, возникающие в пределах областей с высокий легированием, не распространяются в эпитаксиальный слой, в то же время внеконтурные дислокации, генерируемые у границ окон, скользят но наклонным плоскостям <111> и под действием скачка упругих напряжений выходят на поверхность эпитаксиального слоя.

Исследование влияния механических повреждений на дефектность эпитаксиальных слоев, проведенное методом микротвердости, показало, что чем выше температура предварительной термообработки перед эпитаксией, то есть, чем больше степень предварительной релаксации упругих напряжений, тем слабее развитие дислокаций после эпитаксии.

Процесс возникновения дислокаций несоответствия во многом определяется толщиной эпитаксиальной пленки. В начальный момент роста, когда толщина пленки меньше некоторого критического значения, то есть пленка когерентна с подложкой и находится в состоянии однородной деформации, дислокации несоответствия не образуются. Так, для эпитаксиального слоя, сильно легированного бором, эта критическая толщина составляет 2,4-2,9 мкм. При этом, чем сильнее различаются модули сдвига и параметры решетки, пленки и подложки, тем меньше критическая толщина эпитаксиального слоя.

Возникновение дефектов упаковки в эпитаксиальных слоях вызывается главным образом структурными дефектами или механическими повреждениями поверхности подложки, наличием на ней посторонних примесей или локальными напряжениями, возникающими в процессе роста. Так, в случае, когда подложка перед эпитаксией проходила лишь механическую обработку, концентрация дефектов упаковки достигает 107, в то же время проведение предварительного отжига в водороде (травления поверхности подложки в HCl) позволяет понизить их плотность до 102.

В настоящее время существует несколько предположений о причинах возникновения дефектов упаковок. Так, в некоторых исследованиях высказывается предположение, что основной причиной возникновения дефектов упаковок является расщепление дислокаций и наличие примесей (кислорода) на поверхности раздела. Однако, по-видимому, образованию дефектов упаковки в значительной степени способствует наличие на подложках локальных областей сегрегации примесей, линий скольжений и микроцарапин. На необходимость учета данных факторов указывают также исследования структурных дефектов в эпитаксиальных слоях германия и арсенида галлия.

Таким образом, одной из главных причин образования структурных дефектов в эпитаксиальных слоях является наличие на поверхности исходных подложек локальных механических повреждений, возникающих в процессе подготовки планарной поверхности полупроводниковых пластин.

Наличие структурных дефектов в эпитаксиальных слоях оказывает существенное влияние на электрические и физические параметры ИМС. Так, при сравнении расположения на пластике бракованных приборов или приборов с ухудшенными характеристиками, с рентгеновскими голограммами таких пластин было установлено, что такие приборы находятся, в основном, в области с линией скольжения. При этом приборы с наиболее высокими уровнями обратных токов и низкими значениями пробивных напряжений располагаются, как правило, в области с большим числом пересечений линий скольжения. Сравнение обратных токов для приборов, находящихся в деформированной области, с приборами, расположенными в области свободной от линий скольжения, показывает, что деформированной области приборы имеют токи утечки на 2-3 порядка выше. Было также установлено, что в таких приборах имеет место аномальная связь между эмиттером и коллектором (ток коллектор-эмиттер больше, чем коллектор-база). Причиной данных явлений является ускоренная диффузия легирующей или посторонней, примесей при проведении «эпитаксиальной» диффузии в условиях наличия и распространения линий скольжения. Подтверждением наличия ускоренной диффузии по дефектам является исследование коэффициента диффузии сурьмы и фосфора при 1000С, которое показало, что в эпитаксиальных слоях он в 10-15 раз больше, чем в объемных образцах кремния.

Исследование диффузии сурьмы по дефектам упаковки эпитаксиального кремния в интервале температур 950-1200С показало наличие ускоренной диффузии по дефектам упаковки, что обусловлено тем, что диффузия осуществляется по границе «дефект – объем эпитаксиального слоя».

Другой причиной ускоренной диффузии является генерация точечных дефектов за счет движения порогов, образующихся при пересечении дислокации. Хотя существует вывод о том, что число дислокаций, пересекающих активную область ИМС, определяет величины обратных токов, однако годные приборы и в области сильно развитого скольжения.

Это означает, что не все дефекты, а только их часть проявляют электрическую активность и влияют на электрические параметры приборов, Наличие аномально высокой диффузии в области со структурными дефектами нередко приводит к пониженной толщине базы из-за неравномерности фронта диффузии эмиттерной примеси, что приводит к увеличению выделяемой мощности в этих областях. Это, в свою очередь, вызывает появление «горячих точек» в области эмиттера, температура которых на 100-200С выше температуры на остальной части эмиттера. Следовательно, появление вторичного пробоя, заключающегося в резком уменьшении напряжения между эмиттером и коллектором с одновременным ростом коллекторного тока.

Если транзистор находится достаточно долго (порядка 1 мс) в состоянии вторичного пробоя, то происходит расплавление эмиттерной и базовой металлизации, проплавление сквозь базу, что вызывает короткое замыкание в цепях эмиттер-база.

Известно также нежелательное влияние дислокаций на пробой p-n перехода, заключающееся в образовании неравномерностей поля и снижении пробивных напряжений вследствие аномальных выбросов напряженностей поля в районе скопления дислокационных дефектов. Это приводит к тому, что пробивное напряжение p-n перехода на практике, как правило, ниже теоретического, но наиболее сложные по своей структуре дефекты образуются при взаимодействии их друг с другом и примесями. Так дислокации могут действовать как центры осаждения инородных атомов и примесей, которые присутствуют в решетке кремния. Это связано с тем, что движение примеси в дислокациях происходит за счет действия поля напряжения, имеющегося вокруг дислокации. В результате чего наблюдается уменьшение деформации решетки вокруг дислокации.

С помощью методов сканирующей электронной микроскопии и электронного зондового микроанализа было показано, что электрически активные дислокации связаны с наличием на них примесей в форме сульфидов меди и железа, так и самих ионов меди и железа.

Количество примеси на дислокациях зависит от поля деформации дислокаций, а также от типов дислокаций, размерного и модульного эффектов взаимодействия атомов примеси и дислокаций. В любом случае, концентрация точечных дефектов, в частности примесей, в области дислокаций будет выше, чем вдали от нее.

Если концентрация примесей на дислокациях при термообработке превышает равновесную, то происходит образование преципитатов (выделение из твердого тела примесей превышающих предел растворимости для заданной температуры). Так исследование обратного напряжения между коллектором и базой при токе через p-n переход 1 мкм показало, что если до отжига напряжение коллектор-база больше 45 В, то после отжига напряжение коллектор-база составляет 5-20 В. И установлено, что уменьшение напряжения после отжига вызвано образованием проводящих шунтов за счет осаждения ионов железа и меди на дефектах кристаллической решетки, замыкающих базовый слой p-типа с коллекторным слоем n-типа. В некоторых случаях такие шунты могут соединять даже эмиттер с коллектором и переходить в проводящее состояние при напряжениях коллектор-база и коллектор-эмиттер не более 3-5 В.

Количество же выделенных примесей растет с температурой термообработки, что приводит к увеличению размеров шунта и уменьшению напряжения коллектор-база.

Электрическая же активность дефектов упаковки обусловлена в основном наличием вершинных дислокаций, связанных с присутствием дефектов упаковки. Причем их активность зависит от количества преципитатов, образующихся па этих дислокациях.

Электрическая активность того или иного дефекта зависит от его расположения по отношению к активный областям ИМС или от того, пересекает или нет этот дефект область обеднения (область, обедненная основными электрическими носителями). В закрытом состоянии область обеднения широкая, а в открытом - узкая (в транзисторе).

При этом различие в технологических особенностях изготовления ИМС и их функционального назначения будет приводить к тому, что наличие однотипных дефектов в разных приборах будет неодинаковым. Таким образом, электрическая активность дефектов определяется:

  1. типом дефекта

  2. размером поля деформации

  3. взаимодействием дефектов друг с другом и примесью

  4. расположение дефекта по отношению к активной области ИМС

  5. типом ИМС и технологическими особенностями их изготовления.

Следует отметить, что одним из основных путей улучшения параметров ИМС является уменьшение плотности дефектов в исходной подложке и подавление их генерации в процессе изготовления ИМ. Возможности этого не исчерпаны. В настоящее время он представляется достаточно перспективным, особенно в связи с использованием для этих целей лазерного излучения. Так, исследование возможности использования для очистки поверхности кремниевых пластин излучения рубинового лазера показало их высокую эффективность. Такая обработка позволяет сильно снизить концентрацию О2 и С на поверхности пластины. Так, после лазерной обработки пятью лазерными импульсами интенсивность сигналов О2 и С в спектре также оже-электронов оказывается на уровне фона. При этом происходит также совершенствование структуры поверхностного слоя.

Таким образом, необходимы дальнейшие исследования для изучения возможности использования лазерной обработки поверхности исходных кремниевых пластин с целью уменьшения структурных дефектов, образование которых связано с совершенством структуры поверхностного слоя. Решение данной проблемы позволит значительно улучшить параметры создаваемых ИМС, а также даст возможность создавать тонкие эпитаксиальные слои с низкой плотностью структурных дефектов, что весьма важно для создания сверхбольших и сверхскоростных ИМС.

Лекция 3

Эпитаксиальное наращивание пленок кремния

В качестве исходного материала для производства ИМС удобно использовать тонкие пленки полупроводниковых материалов, к которым предъявляются жесткие требования в отношении толщины, удельного сопротивления и кристаллического совершенства, поскольку именно здесь формируются элементы ИМС.

Получение таких пленок основывается на методе эпитаксиального наращивания, под которым подразумевается ориентированный рост кристаллического слоя вещества на поверхности другого кристалла с воспроизведением кристаллической ориентации подложки. При этом характер распределения легирующих примесей и дефектов в эпитаксиальном слое играет решающую роль в определении свойств получаемых на их основе ИМС.

Для получения таких пленок используются различные методы эпитаксиального наращивания:

  1. вакуумная

  2. газотранспортная

  3. жидкофазная

  4. молекулярная (молекулярно-лучевая – МЛЭ) эпитаксия

и некоторые их вариации.

Идеальным является такой процесс, который обеспечивает однородные, воспроизводимые результаты при сравнительно низких температурах и позволяет изготавливать пленки с совершенной структурой, производителен, экономичен и безопасен.

При этом требования, которые предъявляются микроэлектроникой к эпитаксиальным структурам, касаются основных параметров пленок:

  1. минимальные концентрации остаточных неконтролируемых примесей, присутствующих во время роста пленки в газовой фазе;

  2. воспроизводимость концентрации легирующей примеси, вводимой в газовую фазу, а также равномерности распределения примеси в пленке;

  3. строго совершенства выращиваемых пленок, т.е. отсутствия в их объеме точечных, линейных, поверхностных дефектов и нарушений периодичности их кристаллической структуры;

  4. строгого совершенства и минимизации переходной области «подложка-пленка»

  5. обеспечение равномерности толщины пленки по всей поверхности пластины.

Колебания не должны превышать 10%.

Наиболее полно всем перечисленным выше требованиям отвечает метод газотранспортной эпитаксии, который нашел наиболее широкое применение в современной технологии создания ИМС.

В настоящее время для эпитаксиального наращивания кремния используются в основном два процесса:

  1. восстановление тетрахлорида кремния водородом при температуре 1150-1200С

S iCl4+2H2 Si+4HCl (3.1)

  1. термическое разложение силана при температуре 1050С

S iH4 t Si+2H2 (3.2)

Использование реакции (3.1) имеет существенный недостаток по сравнению с реакцией (3.2),так как осажденный кремний вступает в обратимую реакцию с тетрахлоридом кремния с образованием субхлорида.

Si+ SiCl4 2SiCl2 (3.3)

Это ведет к подтравливанию поверхности при больших концентрациях SiCl4. Реакция (3.З) в некотором смысле противоположна реакции осаждения, а следовательно, скорость роста эпитаксиальной пленки есть сумма скоростей этих двух процессов. Безусловно, что протекание процессов травления поверхности при осаждении кремния крайне нежелательно и при эпитаксиальном наращивании его исключают путем выбора температуры наращивания, исходной молярной концентрации SiCl4 в Н2 и скоростью потока водорода.

Другим наиболее существенным недостатком эпитаксиального наращивания, присущим как методу восстановления тетрахлорида кремния, так и методу разложения силана, является взаимное проникновение в пленку и подложку примесей, содержащихся в подложке и растущей пленке. Перераспределение примесей при эпитаксиальном выращивании различных структур, а также при последующих операциях тёрмообработки является одной из принципиальных проблем при получении однородных эпитаксиальных пленок с толщинами 1-1,5 мкм, что необходимо при создании сверхбольших и сверхскоростных ИМС с большой плотностью элементов.

Основными механизмами перераспределения концентраций примесей при эпитаксии и операциях термообработки являются:

  1. взаимная диффузия в твердой фазе материалов слоя и подложки друг в друга, а также примесей, содержащихся в них;

  2. перенос примеси от задней стороны подложки в газовую фазу и последующее встраивание в растущий слой;

  3. перенос с верхней стороны подложки или эпитаксиального слоя после начала выращивания в газовую фазу с последующим обратный включением примесей в растущий слой;

  4. перенос примеси с верхней стороны подложки в газовую фазу за счет травления поверхности в начале процесса и последующее ее включение в растущую пленку (2-4-автолегирование).

В результате такого диффузного перераспределения первоначальное концентрационное распределение примесей претерпевает значительное изменение.

Следует отметить, что характер изменения распределения примеси во многом зависит от концентрации примеси в подложке. Так, в случае сильно легированной подложки распределение концентрации экспоненциально убывает от границы подложка-слой в объем слоя. Учитывая, что в настоящее время используются эпитаксиальные пленки, выраженные на подложках, имеющих как высоколегированные, так и низколегированные области, то перераспределение концентрации в эпитаксиальной пленке над каждой из областей носит свой характер.

Одним из важных моментов, влияющих на перераспределение примеси в эпитаксиальном слое, является совершенство поверхности исходной подложки, поскольку любые неоднородности подложки воспроизводятся в пленке, что, в конечном счете, приводит к изменению коэффициентов диффузии примесей в пограничном слое эпитаксиальная пленка-подложка. Так, исследования перераспределений примесного профиля в результате термообработки (Т=1200С, t=45 мин) в слоях кремния, выращенных на сильнолегированных мышьяком подложках кремния показали, что измеренные значения коэффициента диффузии легирующей примеси в области границы в 3-8 раз превышают значения в глубине слоя. При этом было установлено, что аномально высокие значения коэффициента диффузии вызваны высокой плотностью макродефектов, возникающих в слое при эпитаксии на сильно легированной подложке. Для устранения данного явления обычно перед эпитаксией проводят термообработку пластин при Т= 1200С и травление ее поверхности в НС1,что в свою очередь повышает роль автолегирования (перенос примеси с поверхности подложки в газовую смесь и последующее включение примеси в растущий слой) в процессе перераспределения принеси в растущей эпитаксиальной пленке. Так, при выращивании слоев восстановлением SiСl4, даже если принять меры, ограничивающие диффузию из высоколегированной подложки, граничный слой толщиной 2-3 мкм почти всегда оказывается сильно легированным примесью подложки. Таким образом, процесс автолегирования является проблемой, специфической для процесса эпитаксии как с использованием метода восстановления тетрахлорида кремния, так и при использовании метода разложения силана, хотя в последнем случае можно получать и резкие р+-р и n+-n переходы, ширина которых определяется в основном процессами диффузии в твердой фазе.

Для уменьшения влияния диффузии из подложки в растущий слой могут быть использованы два пути. Во-первых, выбор материала для легирования подложки, имеющего минимальный коэффициент диффузии, например, подложки n-типа следует легировать мышьяком или сурьмой. Другой путь уменьшение температуры процесса эпитаксиального выращивания и в связи с этим выбор такого метода выращивания слоев, который позволил бы работать при минимальной температуре подложки. Такие процессы позволили бы также предотвратить и механизм автолегирования, что, в конечном счете, позволило бы решить проблему получения тонких эпитаксиальных слоев с толщиной 1 мкм и обладающих равномерным распределением примеси по всей толщине. Примером такого процесса является использование двухступенчатого процесса (с затравкой), когда зарождение слоя ведется при высокой температуре, а основной процесс ведется при температуре 850С. Такой процесс позволяет избавится от диффузии из подложки в растущий слой, а при покрытии обратной стороны подложки SiО2 и графитового подложкодержателя SiC и от автолегирования, использование такого метода позволило получить не сильно легированные эпитаксиальные слои с шириной переходной области эпитаксиальная пленка-подложка 0,1-0,2 мкм.

Однако использование двухступенчатого процесса требует очень длительного времени для выращивания эпитаксиального слоя (несколько часов) из-за использования низкой температуры, что является большим ограничением для использования его в серийном производстве ИМС.

Таким образом, необходим дальнейший поиск путей получения тонких (1 мкм) эпитаксиальных слоев кремния, обладающих равномерным распределением примеси по всей толщине и имеющий минимальную ширину переходного слоя эпитаксиальная пленка-подложка.

Лекции 4-6

Межкомпонентная изоляция.

В настоящее время известны несколько методов изоляции элементов ИИС:

  1. обратно смещенным р-n переходом;

  2. изолирующей (сапфировой) подложкой;

  3. тонким диэлектрическим слоем (например, из двуокиси Si);

  4. комбинацией обратно смещенного р-n перехода и диэлектрического слоя.

Наиболее распространенным методом является изоляция обратно смещенным р-n переходом. Он относительно прост и дешев. Но он имеет ряд недостатков:

а) барьерная емкость. Наличие паразитной емкости между элементами ИМС и подложкой уменьшает быстродействие логических элементов;

б) значительные обратные токи. Чем выше температура, тем больше величина обратного тока через р-n переход. Это снижает верхний предел температурной эксплуатации ИМС.

Пример: для кремниевых ИМС предел +125С.

К онцентрация ( ) неосновных носителей тока может сильно измениться при воздействии -квантов,-излучения на полупроводник из-за смещения уровня Ферми, что снижает устойчивость изоляции обратно смещенным р-n переходом к , -излучению.

Вывод: для повышения быстродействия и устойчивости к воздействию температуры и -облучению применение метода обратно смещенного р-n перехода ограничено.

Использование при изоляции ИМС изолирующей сапфировой подложки позволяет отказаться от изолирующих р-n переходов. В данном случае роль изоляции между отдельными элементами ИМС будет выполнять подложка.

Сапфир - нелегированный Al2О3 является идеальным для подложки, так как:

  1. позволяет наносить на свою поверхность эпитаксиальную пленку кремния

  2. химически инертен при всех технологических процессах при изготовлении ИМС

  3. и меет высокое удельное сопротивлением ( =1011 Ом/см) и хорошую теплопроводность.

При изготовлении ИМС слой эпитаксиального кремния на сапфире (d=1-2 мкм) подвергается селективному травлению и на изолирующей подложке образуется ряд изолированных друг от друга островков кремния. На полученных островках кремния обычными методами планарной технологии формируются элементы ИМС. Можно при этом формировать как транзисторы р-n-p типа, так и n-p-n типа.

Недостатками метола изоляции сапфировой подложкой являются:

а) большие трудности при создании обычных транзисторных структур (получение малодефектного эпитаксиального кремния на сапфире)

б) процент выхода малодефектного кремния на сапфире более низок.

Широкое развитие в последнее время получил метод диэлектрической изоляции, свободный от недостатков, присущих как методу изоляции с обратно смещенным р-n переходом, так и методу использующему изолирующую подложку из сапфира (рис. 4.1).

Сапфир имеет такую же структуру кристаллической решетки, как и кремний. Поэтому на сапфировой пластине (подложке) можно нарастить эпитаксиальный слой кремния (рис. 4.1 а), а затем протравить этот слой насквозь до сапфира, так чтобы образовались кремниевые «островки карманы» для будущих элементов ИС (рис. 4.1 б). Эти карманы с нижней стороны изолированы друг от друга сапфиром - диэлектриком, а (с боковых сторон – воздухом). Поэтому технологию КНС часто относят к классу воздушной изоляции. Недостатком этого метода является рельефность поверхности, которая затрудняет осуществление металлической разводки.

Рисунок 4.1 Технология «кремний на сапфире» (КНС, англ. SOS - Silicon On Sapphire):

а – исходная структура; б – рельефные карманы.

Одним из прогрессивных направлений в методе диэлектрической изоляции является использование в качестве диэлектрика двуокиси кремния, обладающей следующими физико-химическими свойствами:

=4, эл.прочность=107В/см

=2,2 г/см3, ток утечки через окисел=10-9 Ом/см2

Паразитная емкость=10-5 пкФ/мкм2

Все это позволяет создать ИМС с малыми токами утечки и паразитными емкостями.

Процесс создания изоляции диэлектрическим (эпик-процесс) слоем осуществляется следующим образом (см. рис. 4.2):

Если на 2-ом этапе (рис. 4.2 б) напылять не полупроводниковый слой (поликристаллический кремний), а диэлектрический - керамику, получается вариант керамической изоляции. Этот вариант обеспечивает лучшую гальваническую и емкостную «развязку» элементов, но он сложнее и дороже.

Рисунок 4.2 Метод диэлектрической изоляции (эпик-процесс):

а - исходная структура; б - травление канавок и окисление; в - напыление поликристаллического кремния; г - конечная структура (карманы со скрытым n+ -слоем)

  1. В качестве исходной подложки используется пластина кремния диаметром d=76-100 мм, вырезанная из монокристаллического слитка заданного типа проводимости и удельного сопротивления перпендикулярно направлению [111], подвергшаяся шлифовке по стандартному методу. Основным требованием к пластинам является их высокая плоскопараллельность (±1,25 мкм) при толщине 480-560 мкм. В противном случае, на готовой матрице из-за разной толщины монокристалла пригодным к использованию окажется небольшое число участков монокристаллического кремния.

  2. Для создания разделительных каналов на кремниевых пластинах выращивают пленку термического окисла толщиной d=0,5-0,6 мкм, которую методом обычной фотолитографии удаляют с нужных участков. Затем пластину подвергают травлению, обычно в жидком химическом травителе на основе азотной, плавиковой и уксусной кислот.

Основным требованием к созданию разделительных каналов (1б) является воспроизводимость их по глубине не хуже 10% как по площади пластины, так и между пластинами. Однако применение изотропного травления для изготовления разделительных каналов на кремнии в плоскости [111] приводит к увеличению площади ИМС по сравнению с ИМС, в которой для изоляции используется обратно смещенный р-n переход, что является основным недостатком метода изоляции диэлектриком.

Решение этой проблемы осуществляется использованием анизотропного травления кремния в плоскости [100], Так, при анизотропном травлении, кремния в плоскости [100] ширина изолирующей канавки составляет 10 мкм, в то время как при изотропном травлении кремния в плоскости [111] ширина изолирующей канавки составляет 50 мкм.

Благодаря этому площадь ИМС уменьшается в 1,5-3 раза.

  1. Изолирующую пленку окисла на пластинах с вытравленными разделительными каналами получают либо термическим окислением, либо химическим осаждением из газовой фазы. Как выращиваемые термически, так и полученные осаждением окислы являются хорошим диэлектриком и выдерживают напряжения пробоя больше 200 В/мкм. Толщина окисной пленки обычно составляет 1,5-2 мкм.

  2. Локальные участки монокристалла в зависимости от назначения могут быть как с низкоомным скрытым слоем, так и без него. Причем скрытый слой может выполняться как путем эпитаксии, так и диффузии на исходной пластине. Толщина слоя составляет 1,5-3 мкм для БИС.

  3. Ответственной операцией является осаждение толстого слоя поликремния толщиной 200-250 мкм на слой двуокиси кремния. Для полного заполнения разделительных канавок поликристаллическим кремнием соотношение между шириной и глубиной канавки должно быть не меньше 2-2,5 (аспектное отношение).

Последней операцией является планаризация: подшлифовка опорного слоя (поликристаллический кремний) для обеспечения параллельности противолежащих сторон пластины и сошлифовка исходного монокристаллического кремния до дна, вытравленных канавок.

Далее методами обычной планарной технологии на данных структурах изготовляют ИМС,

Преимущества метода диэлектрической изоляции:

  1. возможность работы при повышенных температурах. При комнатной температуре токи утечки в изоляции из SiO2 на 8 порядков ниже, чем токи утечки в изоляции с обратно смещенным р-n переходом, а при температуре равной 125С - на 7 порядков ниже. Это позволяет испытывать схемы с диэлектрической изоляцией в условиях с повышенной температурой;

  2. резкое снижение паразитной емкости (примерно на порядок);

  3. независимость паразитных емкостей от приложенных напряжений; в приборах с обратно смещенным р-n переходом емкость является функцией напряжения. Это приводит к тому, что быстродействие логических элементов зависит от приложенного напряжения;

  4. в случае воздействия , -излучения на ИМС с изоляцией SiO2 (двуокись) утечки обратного тока не возрастают;

  5. данный метод позволяет проводить селективную диффузию золота, что дает возможность создать элементы ИМС с различным временем жизни не основных носителей заряда;

  6. данный метод позволяет создать элементы со скрытым n+ слоем в области коллектора, что уменьшает толщину коллекторного слоя, а следовательно, снижает паразитные емкости. Полезным является и то, что из-за соединения коллекторного контакта с скрытым n+ слоем, уменьшается активная площадь элемента, что повышает процент выхода годных элементов в связи с уменьшением вероятности попадания р-n перехода на дислокацию;

  7. данный метод изоляции позволяет получать в одном кристалле области с различными типами проводимости и различными удельными сопротивлениями;

  8. применение диэлектрической изоляции приводит к значительному улучшению. Это объясняется тем, что между областью и подложкой отсутствует р-n переход, имеющий определенную паразитную емкость.

На рис. 4.3 представлено сечение простейшей изопланарной транзисторной структуры. В структуре имеются скрытые n+ и р+ слои; р+ скрытый слой предотвращает образование инверсного проводящего канала на границе окисла с р-подложкой. Перед селективным окислением производится травление эпитаксиальной пленки в области изоляции на половину ее толщины. Выращенный изолирующий окисел поглощает 44% слоя кремния от толщины слоя изоляции. Маской при селективном окислении служит пленка нитрида кремния на участках поверхности, предназначенных для формирования активных и пассивных элементов ИМС.

В результате локального прокисления эпитаксиальный n-слой оказывается разделенным на отдельные карманы n-типа – так же, как при методе разделительной диффузии. Однако в данном случае боковые изолирующие слои не полупроводниковые, а диэлектрические (окисные). Что касается донных частей карманов, то они по-прежнему разделены встречно-включеннымй p–n-переходами. Именно поэтому изопланар относится к комбинированным методам.

Каждый карман в свою очередь разделен окислом на две части (1 и 2 на рис. 4.3 a). В главной части (1) осуществляются база и эмиттер транзистора, а во второй (2) – омический контакт коллектора (рис. 4.3 б). Обе части связаны через скрытый n+-слой. Таким образом, устраняются все четыре боковые (вертикальные) стенки коллекторного перехода, что способствует уменьшению коллекторной емкости.

Рисунок 4.3 Изопланарная технология: а - структура до базовой диффузии; б - конечная структура транзистора

Локальное прокисление эпитаксиального слоя нельзя проводить через окисную маску, так как при высокой температуре и при наличии кислорода ее толщина будет расти за счет толщины n-слоя. Поэтому в изопланаре для локального прокисления используют маски из нитрида кремния.

В результате селективного окисления (СО) образуется изолирующая мезообласть, в которой и формируются необходимые элементы.

Окисленная структура имеет ряд недостатков:

  1. изолирующий окисел на границе с мезообластью образует рельеф типа «птичий клюв»;

  2. шаг размещения транзисторов значительно больше размеров мезообласти, так как он определяется величиной боковой диффузии скрытых слоев, причем емкость изолирующего перехода сильно зависит от расстояния между скрытыми n+ и р+ слоями. Рельеф изолирующего окисла типа «птичий клюв» заметно осложняет самосовмещение окон в окисле кремния над активной областью транзистора с боковой изоляцией, так как «птичий клюв» травится одновременно с легирующим окислом.

Причиной образования рельефа служит тонкий слой окисла, расположенный под маской из нитрида кремния (рис. 4.4).

Рисунок 4.4 Этапы создания LOCOS-изоляции при использовании прослойки из поликристаллического кремния на боковых стенках нитридной маски: а - выращивание буферного слоя SiO2, формирование нитридной маски, анизотропное травление, кремниевой подложки (операция ионного легирования не показана); б - выращивание второго буферного слоя SiO2, осаждение пленки полукристаллического кремния; в - сквозное анизотропное травление поликристаллического кремния; г – выращивание локальных изолирующих областей SiO2; д - осаждение и оплавление слоя стекла; е - сквозное травление слоя стекла

Промежуточный слой служит для снижения термомеханических напряжений между нитридной пленкой и кремниевой пластиной. В процессе селективного окисления, поэтому промежуточному слою идет диффузия кислорода, приводящая к окислению кремния под нитридной маской. Уменьшения рельефа структуры достигается специальными методами планаризации.

При нанесении на поверхность пластины жидкого органического полимера силы поверхностного натяжения выравнивают поверхность пленки, уменьшая ее площадь. После затвердевания поверхность травят в ионноплазменной установке, причем скорость травления полимерной пленки выбирается равной скорости травления окисла. В процессе травления удаляется вся органическая пленка и выступающие части окисла.

Планаризация поверхности не устраняет полностью «птичий клюв», поэтому разработаны методы позволяющие предотвратить его образование.

На рисунке 4.5 показаны основные этапы формирования изоляции с использованием двойного слоя нитрида кремния и окисления только на изолирующей канавке.

Один из недостатков рассмотренного метода состоит в появлении дефектов типа «птичья голова», что требует для их устранения проведения ряда дополнительных операций.

Рисунок 4.5 Этапы создания LOCOS-изоляции при использовании прослойки из нитрида кремнии на боковых стенках нитридной маски [196]: а - выращивание буферного слоя SiO2, осаждение из газовой фазы слоя Si3N4, осаждение из газовой фазы (Т=653 К) слоя SiO2, формирование многослойной маски (ее стенки служат вертикальными опорами дли нитридной прослойки), осаждение из газовой фазы второго слоя Si3N4; б - анизотропное травление второго слоя Si3N4 и слоя SiO2 (создание боковых прослоек из Si3N4, операция ионного легирования не показана); в - выращивание локальных изолирующих областей SiO2; г - удаление нитридной маски и буферного слоя SiO2.

После вскрытия области изоляции в первом слое нитрида и плазмохимического травления эпитаксиальной пленки на поверхность накосят второй слой нитрида кремния, плазмохимическое травление которого приводит к его удалению со всей поверхности, кроме вертикальный стенок изолирующих канавок, причем кремний вскрывается только на дне канавки.

Последующее селективное окисление позволяет получить практически планарную структуру. Этот метод дает возможность значительно уменьшить ширину области изоляции и шаг размещения транзисторных структур, так как мезообласти сужаются к низу.

Уменьшение площади транзистора связано с ослаблением боковой диффузии скрытых слоев. Предложена структура, в которой селективное окисление кремния использовано и для ограничения диффузии скрытого n+ слоя, и для изоляции транзисторной области. Дополнительные трудности в такой технологии возникают при выращивании качественного эпитаксиального слоя над областью монокристалла и поликремния.

Уменьшение площади скрытых слоев возможно при использовании внедрения ионов фосфора с большой энергией (больше 1 МэВ). В этом случае происходит самосовмещение скрытого слоя и области изоляции. Практически отсутствует боковая диффузия.

Маской при ионном внедрении служит либо сам изолирующий окисный слой либо фоторезист.

Наряду с вариациями селективного окисления кремния развиваются способы боковой диэлектрической изоляции элементов с заполнением вытравленных канавок различными материалами. Метод заполнения канавок имеет то преимущество, что канавки могут вытравливаться на значительную глубину, прорезая материал. При этом сокращается общее время термических операций, уменьшается площадь транзистора и емкость скрытого слоя на подложку.

Основные недостатки метода:

  1. трудности по обеспечению планарности структуры,

  2. термическая стойкость изолирующего диэлектрика

Варианты заполнения канавок отличаются материалами изоляции и способом планаризации поверхности. На рисунке 4.6 представлены этапы формирования диэлектрической изоляции с использованием окисла или ПК для заполнения канавок (осаждения SiО2).

Метод изоляции V-канавками показан на рис. 4.6 а. В данном случае вместо сквозного прокисления эпитаксиального слоя используется его сквозное протравливание методом анизотропного травления. При этом поверхность кристалла должна иметь ориентацию (100), а травление идет по плоскостям (111), см. рис. 4.6 б. Размеры окна в маске делают такими, что грани (111) «сходятся» чуть ниже границы эпитаксиального слоя и образуют, канавки V-образной формы, откуда и название метода. Зависимость между шириной и глубиной канавки строго определенная: . При глубине 4-5 мкм ширина канавки составит всего 6-7 мкм, т.е. потери площади под изоляцию получаются весьма незначительными. Недостатком метода является необходимость использования плоскости (100), которой свойственна повышенная плотность поверхностных дефектов.

Рисунок 4.6 Метод изоляций V-канавками (а) и U-канавками (б)

Рельеф, полученный в результате травления, окисляется, как и при эпик-процессе. Однако, в отличие от эпик-процесса, последующее напыление поликристаллического кремния имеет целью лишь выровнять рельеф поверхности для облегчения металлической разводки: Для этого достаточно заполнить поликремнием только канавки.

При использовании метода реактивного ионного травления можно дополнительно уменьшить ширину канавки. Такой метод изоляции получил название изоляции U-образными канавками (рис. 4.6 б).

Планарность структуры достигается нанесением слоя легкоплавкого стекла (например, фосфоросиликатного), оплавлением его и плазмохимическим стравливанием стекла и окисла до нитридной маски.

Известен способ заполнения изолирующих канавок поликристаллическим кремнием с последующим его окислением. С транзисторных областей поликремний удаляется обычными методами планаризации с ионным травлением.

Лекция 7

Быстродействующие биполярные структуры, выполненные с применением ионного легирования

Существенного улучшения параметров интегральных структур и их воспроизводимости удается достичь применением ионного легирования. Ионное легирование позволяет формировать как базовые, так и эмиттерные слои (для быстродействующих транзисторов целесообразно использование эмиттера из мышьяка). Ионное легирование эмиттера мышьяком обеспечивает приемлемую воспроизводимость концентрации примеси и профиля легирования. Ионное легирование бора в область базы позволяет получить необходимый профиль легирования базы, при котором предотвращается инверсия на поверхности, снижается боковая инжекция из эмиттера и уменьшается сопротивление базы.

Применение ионного легирования для формирования базовых и эмиттерных областей дает возможность повысить быстродействие основного ЭСЛ-элемента более чем на 25%.

Применение ионно-легированных сверхбыстродействующих транзисторов с комбинированной изоляцией обеспечивает возможность создания ИС с временем выборки менее 15 не при рассеиваемой мощности около 400 мВт (рис. 7.1).

Рисунок 7.1 Структура транзистора с ионно-легированными базой и эмиттером и комбинированной изоляцией

Ионная имплантация

Использование лонных пучков в микроэлектронике стремительно возросло за последние 15 лет. До этого в течение многих лет пучки ионов использовались во многих научных экспериментах. Позднее они начали применяться для практических целей и даже в производственных процессах, таких как ионное осаждение и травление при изготовлении полупроводниковых приборов, высококачественная полировка поверхности и ионное легирование полупроводниковых материалов.

Масса иона в 103-105 раз больше массы электрона, поэтому при данной энергии ион имеет импульс, в 102-104 раз превышающий импульс электрона. В результате этого при взаимодействии ионов с кристаллической решеткой получаются количественно иные результаты.

Ион сохраняет большинство химических свойств исходного атома. После внедрения в решетку он мотет нейтрализоваться или сохранить заряд, но его химические свойства останутся такими же, как и у атома, введенного в решетку диффузией, вплавлением или эпитаксиальным наращиванием. Таким образом, ионная имплантация может использоваться для легирования полупроводников. Кроме того, т.к. ион имеет электрический заряд, то пучок ионов может быть ускорен до любой требуемой скорости, сфокусирован и отклонен приложенным напряжением, что позволяет легировать чрезвычайно малые объемы материала в строго определенном месте.

Ионная имплантация имеет ряд преимуществ по сравнению с диффузией, наиболее важными из которых являются следующие:

  1. Уровень легирования может контролироваться с большой точностью, т.к. измерение падающего потока ионов выполняется с такой же погрешностью, как и измерение тока.

  2. Равномерность легирования по поверхности может контролироваться очень тщательно.

  3. Профиль распределения примесей по глубине может регулироваться выбором энергии падающих ионов.

  4. Имплантация - низкотемпературный процесс. Эта характеристика не является принципиально важной для кремния, но некоторые сложные полупроводниковые соединения нестабильны при высокой температуре.

  5. Экстремальная чистота легирующей примеси может быть гарантирована путем анализа по массам частиц в ионном пучке.

  6. Частицы влетают в твердое тело по направлению движения пучка, и вследствие его малого бокового расширения возможно изготовление быстродействующих приборов с очень малыми размерами.

7. Возможно, внедрение легирующей примеси, которая не растворяется и не может диффундировать в данном материале.

Все эти преимущества позволяют изготавливать схемы с идентичными характеристиками на пластинах больших размеров. Кроме того, точный контроль уровня легирования делает возможным создание приборов, изготовление которых другими способами затруднено или вообще невозможно. Наиболее широкое применение имплантации началось с изготовления МОП-приборов с пороговым напряжением менее 1,5 В. Использование для этих целей традиционного процесса диффузии затруднено, т.к. допустимый уровень легирования в приборах с пороговым напряжением 1,5 В настолько мал, что выходит за рамки возможностей диффузионной технологии. Ионная имплантация существенно упросила технологический процесс и позволила начать широкое производство настольных калькуляторов и ручных часов, работающих от стандартных батареек с напряжением 1,5 В. Недостатки ионной имплантации по сравнению с диффузией заключаются в необходимости использования более дорогого и сложного оборудования, появлении структурных нарушений кристалла.

Качественные характеристики ионной имплантации

Процесс ионной имплантации заключается в ионизации и ускорении до больших скоростей атомов элемента, используемого в качестве имплантируемой примеси. Ускоренные атомы внедряются в решетку подложки под действием своей кинетической энергии. После торможения и установления равновесного состояния атом может занять такое положение в решетке, при котором он изменяет электронные свойства кристалла, т.е. выполняет роль легирующей примеси. На свойства кристалла влияют также дефекты решетки, возникающие при торможении ионов.

Некоторые ионы хорошо коллимированного пучка, попадая на кристалл вдоль каналов (определенных кристаллографических направлений, в которых имеются открытые междоузельные пространства между регулярными атомами решетки), могут до остановки глубоко внедряться (каналировать) в кристалл, где они занимают места в междоузлиях или становятся атомами замещения. Число направлений, в которых возможно каналирование ионов, ограничено. При ориентации кристалла в направлении, не совпадающем с осью канала, атомы решетки в первом приближении ориентированы беспорядочно, как в плотном атомном газе. Однако даже при внедрении ионов в деканалирующем направлении полностью предотвратить эффект каналирования нельзя.

Глубина проникновения и распределения ионов после имплантации зависят от энергии ионов, типа кристалла и примеси, а также от угла влета ионного пучка относительно кристаллографической оси. Все эти параметры слабо зависят от температуры кристалла. Различают два основных механизма взаимодействия ионов с решеткой, в результате которых получаются различные глубины проникновения и распределения плотности ионов по глубине. Мишень, в которую внедряются иона, можно рассматривать как аморфную или кристаллическую. Отклонение траектории иона от любой кристаллографической оси влечет за собой увеличение числа столкновений, что препятствует продвижению иона в глубь кристалла и приводит к тому, что результирующий профиль распределения примеси по глубине описывается функцией Гаусса. Этот случай иллюстрируется на рис. 7.2, где показано «аморфное» распределение вблизи поверхности.

Рисунок 7.2 Эффект каналирования ионов в кремниевом кристалле вдоль главной кристаллографической оси или плоскости

Если при малых дозах траектория ионов точно соответствует направлению каналирования, то ионы могут проникать глубоко в кристалл, останавливаясь на конце длины пробега. Результирующий профиль также показан на рис. 2 кривой «пик каналирования» (часть ионов покидает канал по пути каналирования). Профиль, соответствующий каналированию, не может быть получен при больших уровнях доз, т.к. ускоренные ионы, ударяясь о поверхность, замешают атомы кристалла и тем самым создают почти аморфную структуру в приповерхностной области. Хотя доза ионов, требуемая для образования аморфного слоя, зависит от типа ионов и кристалла, обычно эта величина составляет 1014 ион/см2 или более. Естественно, что при больших уровнях доз распределения имплантированной примеси всегда близко к распределению Гаусса. Типовые характеристики установок для ионной имплантации: легирующая примесь P, As, Sb, B; доза 1011-1016 см-2; энергия 10-400 кэВ; глубина проникновения примеси 0,1-0,5 мкм; воспроизводимость и однородность 3%; температура комнатная; ток ионов 50 мкА.

Вычисление пробега. Теория Линхарда, Шарфа и Шиотта (ЛШШ)

Обычно рассматриваются два механизма потери энергии при прохождении ионом кристалла: взаимодействие иона с электронами и столкновение иона с ядрами решетки твердого тела. Поэтому полная потеря энергии записывается в виде суммы

-(dE/dz)=N[Sn(E)+Se(E)] (7.15)

где dE/dz - средняя скорость потери энергии на единицу расстояния вдоль траектории (эВ/см), Е - энергия иона в точке z(эВ), Sn(E) -тормозная способность ядер (эВ.см2), Se(Е) - тормозная способность электронов (эВ.см2), N - плотность атомов мишени, равная 5х1022см-3 для Si. Полное расстояние, на которое ион проникает в кристалл, называется пробегом (R); проекция этого расстояния на направление первоначальной траектории носит название проекции пробега (Rp). Пространственное распределение ионов в кристалле соответствует распределению пробегов.

Если функции Sn(E) и Se(Е) известны, то полный пробег вычисляется по формуле

(7.16)

где R - средняя величина полного пробега. Очевидно, что полный пробег характеризуется продольным распределением в направлении первоначальной траектории (Rp) относительно проекции пробега Rp и поперечным распределением (Rт) относительно поперечного пробега Rт. Вид распределения зависит от соотношения масс иона М1 и атома мишени М2.Относительный разброс Rp/Rp зависит от отношения М1 и М2. Для легких ионов, таких как бор, отношение Rp/Rp, велико, а для тяжелых ионов (As и Sb) мало.

Приближенные вычисления

Выражение для тормозной способности ядер имеет вид

(7.17)

где z1 - атомный номер иона, М1 - масса иона, z2 - атомный номер подложки (14 для Si), М2 - масса атома подложки (28 для Si)

и

Величина Sn не зависит от энергии иона Е.

Тормозная способность электронов аппроксимируется выражением

Se(E)=kE1/2 (7.18)

Коэффициент k зависит от свойств иона и подложки

(7.19)

где

- диэлектрическая проницаемость вакуума, 8,85х10-14Ф/см;

а - боровский радиус Si, 0,529х10-8 см, q=1,602х10-19Кл. Для аморфного кремния коэффициент k не зависит от типа ионов, и соотношение (7.19) упрощается:

k=0,2х10-15, эВ1/2см2.

Заметим, что Sn в (7.17) не зависит от энергии E, а Se увеличивается с ростом Е. При некоторой энергии Еc, называемой критической, тормозные способности электронов и ядер совпадают:

Так как, то

(7.20)

Для аморфного кремния критическая энергия равна

Ес10 кэВ для В (z=5, M=10),

Ес200 кэВ для P (z=15, M=30),

Ес>500 кэВ дляAs и Sb.

Ионы бора тормозятся в основном за счет взаимодействия с электронами, а ионы Р, As и Sb - за счет столкновения с ядрами, Если Е<ЕС, то dE/dz=NSn из выражения (7.16) следует

(7.2I)

Выражение (7.21) справедливо для ионов As и Sb, а иногда и для ионов Р. Если ЕЕС, то dE/dz=NkЕ1/2

, нм (7.22)

При отсутствии каналирования соотношение (7.22) применимо к бору. В общем случае, когда используемые выше предельные приближения неприменимы.

Проекция пробега

С точки зрения практического использования наиболее важное значение имеет не полный пробег R, а проекция пробега Rр. Можно показать, что

R/Rp=1+b(M2/M1) (7.24)

где b1/3 для торможения на ядрах, т.е. для As и Sb , когда М12.

В случае торможения на электронах (В, иногда Р) коэффициент b меньше, однако множитель 1/3 в первом приближении остается в силе. Рассмотрим, например, As:М=75, поэтому R/Rp=1,12. Для других комбинаций масс и энергий проекцию пробега можно вычислить, используя значения Rp/R приведенные в таблице 7.1.

Таблица 7.1 Отношение проекции пробега к полной величине пробега

Rp/R

Результат приблизительного расчета по формуле (1+М2/3М1)-1

Ион

20 кэВ

40 кэВ

100 кэВ

500 кэВ

Li

0,54

0,62

0,72

0,66

0,4

B

0,57

0,64

0,73

0,86

0,54

P

0,72

0,73

0,79

0,86

0,77

As

0,83

0,84

0,86

0,89

0,89

Sb

0,88

0,88

0,89

0,91

0,93

Изменение концентрации легирующей примеси в пластине в зависимости от глубины показано на рис. 7.3, где

Rp=R/(1+bM2/M1)

Среднеквадратичное отклонение равно

где NmaxNd/2,5Rp, Nd - число имплантированных атомов на квадратный сантиметр.

Концентрация ионов N(z) имеет нормальное распределение относительно Rp, поэтому

уменьшаясь на порядок при

z=Rp2Rp [N(z)=10-1Nmax]

на два порядка при

z=Rp3Rp [N(z)=10-2Nmax]

Рисунок 7.3 Определение основных величин распределения Гаусса для имплантированных ионов.

Таблица 7.2 Проекция пробега и среднее квадратичное отклонение проекции пробега для различных ионов кремния (значения величин в нанометрах)

Ион

кэВ)

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

В

Rp

71,4

141,3

207,4

269,5

327,5

380,2

428,9

474,5

517,7

558,8

(Rp)

27,6

44,3

56,2

65,3

72,6

79,3

85,5

91,0

95,9

100,4

N

Rp

49,1

96,1

141,4

184,7

226,0

265,5

303,4

339,1

372,8

404,6

(Rp)

19,1

31,2

40,6

47,9

54,0

59,0

63,3

67,2

71,0

74,5

Al

Rp

28,9

56,4

84,9

114,1

143,8

173,7

203,6

233,5

263,3

292,9

(Rp)

10,7

19,2

27,1

34,4

41,2

47,6

53,5

59,1

64,4

69,3

Р

Rp

25,5

48,8

72,9

97,6

122,8

148,3

174,0

199,8

225,6

251,4

(Rp)

9,0

16,1

22,8

29,1

35,0

40,5

49,5

50,9

55,7

60,3

Ga

Rp

15,5

27,2

38,3

49,2

60,2

71,2

82,3

93,6

104,9

110,3

(Rp)

3,7

6,4

8,8

11,1

13,3

I5,5

17,6

19,7

41,8

23,8

As

Rp

15,1

26,3

36,8

47,1

57,4

67,7

78,1

88,5

99,1

109,7

(Rp)

3,4

5,8

8,1

10,1

12,2

14,1

16,1

18,0

19,8

21,7

In

Rp

13,3

22,3

30,4

38,1

45,6

52,9

60,1

67,3

74,4

8l,5

(Rp)

2,3

3,8

5,1

6,3

7,0

8,6

9,7

10,8

11,9

Sb

Rp

13,2

22,1

30,0

37,6

44,8

51,9

59,0

65,9

72,8

79,7

(Rp)

2,2

3,6

4,9

6,0

7,1

8,2

9,2

10,2

11,2

12,2

Лекции 8-9

Маскирование

Пространственное селективное легирование выполняется маскированием. Т.к. имплантация - процесс механический, маскирование достигается использованием экрана соответствующей толщины. Для выбора материала маски при ионной имплантации имеются более широкие возможности, чем в случае диффузии.

Окисел SiО2 обладает хорошими маскирующими свойствами, у Si3N4 эти характеристики даже несколько лучше (отметим, что Al имеет параметры, такие же как у Si3N4). Действие фоторезиста (KTER) при обычно используемых толщинах аналогично действию приведенных выше материалов, за исключением способности поглощения высокоэнергетических ионов бора.

Каналирование

Распределения пробегов в монокристаллических мишенях имеют совершенно другой характер, если пучок ориентирован вдоль кристаллографической оси. В этом случае глубина проникновения может возрастать вследствие каналирования ионов по междоузельным пространствам кристаллической решетки. Угол каналирования  определяется соотношением (см. рис.8.1)

где =[(a/d)1]1/2, где =[(2z1z2q2)Ed]1/2

a=0,05 нм; d - постоянная решетки (0,35 нм для Si).

Значения критических углов влета при разных энергиях и типах ионов для трех основных ориентации кристалла приведены на рис. 8.1 б. В результате каналирования может быть получено несколько типов профилей распределения (рис. 8.1 в). Аморфные пики А и А образуются внедрением в кристалл ионов А, падающих на кристалл под произвольным углом, и хорошо сфокусированных ионов А, но претерпевших соударения с атомами рядов решетки на поверхности кристалла. Эти аморфные распределения описываются функцией Гаусса и характеризуются средней проекцией пробега Rp и средним квадратичным отклонением этой величины Rр. Пик каналирования С формируется ионами, траектории которых расположены внутри критического угла влета. Эти ионы теряют энергию за счет столкновений с электронами, каналируются в кристалл и имеют максимальный пробег. Если тормозная способность электронов для данного типа ионов достаточно велика, то пик каналирования выражен более ясно, не все ионы при комнатной температуре имеют пик каналирования. При изготовлении большинства приборов стараются избегать эффекта каналирования из-за того, что его трудно контролировать. Обычно имплантация проводится на пластине, разориентированной относительно направления пучка, для получения аморфного профиля распределения ионов. Например, если угол падения пучка относительно оси 100 равен 7 - то более 99% ионов тормозятся так, как если бы кремний был аморфным.

Рисунок 8.1 Эффект каналирования:

а - траектория движения частиц по каналу; б - критические углы каналирования различных ионов (в градусах); в - разновидности профилей распределения примесей. А - аморфный материал, несориентированный кристалл, пучок, входящий в кристалл под произвольными углами; В - деканалированный пучок, слабо сориентированный кристалл; С - каналированный пучок, хорошо сориентированный кристалл; Д - профиль, соответствующий стимулированию или ускорению диффузий; С - каналированный пучок при относительно слабой ориентации кристалла или плохом каналировании в подложке.

Имплантация

Подытожим результаты предыдущего анализа.

  1. для легких ионов (в) и при высоких энергиях основным меха­низмом потерь энергии является взаимодействие с электронами, для тяжелых ионов (As, Sb) и при низких энергиях основной вклад в потерю энергии вносят столкновения с ядрами.

  2. Распределение ионов в мишени описывается функцией Гаусса как в z, так и x направлениях (см. рис.8.2)

(8.26)

Теория ЛШШ позволяет рассчитывать величины Rp и Rp для любых ионов и произвольной подложки. Отклонения от распределения Гаусса обычно связаны с остаточным эффектом каналирования, стимулированием диффузии во время отжига и возникновением повреждений (рис. 8.2).

Рисунок 8.2 Распределение имплантированных ионов в продольном (z) и поперечном (x) направлениях.

Повреждения

Пробег ионов определяется взаимодействием ионов, как с электронами, так и ядрами. Однако, рассматривая радиационные повреждения, следует учитывать только столкновения с атомами или ядрами мишени, т.к. лишь в этом случае атомам мишени передается достаточное количество энергии.

В кристаллической решетке энергия связи атомов равна Еd. для образования дефекта необходимо, чтобы передаваемая энергия Еперед была больше или равна Еd. Тяжелые ионы (Sb, As) тормозятся в основном за счет столкновений с ядрами, поэтому они вызывают появление большего числа дефектов, чем В или Р, торможение которых происходит главным образом из-за взаимодействия с электронами. Вклад ядерного торможения особенно значителен при малых энергиях, поэтому можно ожидать, что большинство повреждений, вносимых бором, будет локализовано в конце длины пробега ионов.

Тяжелые ионы (Sb, As). Тяжелые ионы тормозятся в основном за счет ядерных столкновений (Ес>500 кэВ для Sb, As и Ес200 кэВ для Р), поэтому можно ожидать значительных повреждений при их имплантации.

Возникающую типичную ситуацию легко понять, рассматривая образование дефектов ионами Sb с энергией 100 кэВ, потеря энергии которых за счет столкновений с ядрами и составляет 2 кэВ/нм по всему пути внутри кристалла. Т.к. расстояние между атомными плоскостями в решетке кремния составляет около 0,25 нм, то ион Sb в среднем теряет примерно 500 эВ на каждую плоскость решетки. Основная часть этой энергии передается атомам отдачи кремния, причем средняя энергия атомов отдачи приближается к 500 эВ. такие атомы имеют пробег около 2,5 нм. Для сравнения отметим, что пробег ионов Sb с энергий 100 кэВ составляет 50 нм, т.е. всего в 20 раз превышает пробег атомов отдачи кремния.

Каскад последующих столкновений первоначально выбитого атома вызывает дополнительное смещение около 15 атомов мишени, т.к. общее число атомов отдачи для тяжелых ионов примерно равно E/2Ed, где х Ed - энергия связи атомов решетки (около 15 эВ для Si). Общий объем области повреждения VD=(2,5 нм)2 . 50 нм (рис. 8.3). Внутри этого объема в каждой плоскости решетки кремния находится около 15 смещенных атомов, т.е. всего имеет место около 3000 смещений. Средняя плотность вакансий 3000/VD3х1021 см-3, что составляет примерно 10% общего числа атомов в объеме VD. Вследствие этого поверхность материала после ионной имплантации становится аморфной.

Легкие ионы (В). В этом случае большая часть энергии теряется при взаимодействиях с электронами, которые не приводят к возникновению повреждений. Поэтому в основном дефекты возникают в конце пробега, где начинают преобладать столкновения с ядрами. Для бора Ec10 кэВ, поэтому большинство повреждений образуется в массе остановки иона. Например, ион бора с энергией 100 кэВ имеет проекцию пробега Rp340 нм, что соответствует появлению 500 смещений или вакансий на последние 170 нм пробега и около 200 смещений на первые 170 нм пробега. Средняя плотность дефектов в объеме (VD1,6х10-18см3), где сосредоточено 500 смещенных атомов, составляет 500/VD3х1020 см-3, т.е. меньше 1% общего количества атомов, поэтому для перевода материала в аморфное состояние в этом случае требуются большие дозы.

Рисунок 8.3 Структура дефектных областей

Формирование аморфного слоя. Для образования аморфного материала требуются затраты энергии около 1021 кэВ/см3, т.е. столько же, сколько и при плавлении. Для вычисления полной дозы, превращающей кристалл в аморфный материал, рассмотрим результаты торможения тяжелого иона Sb с энергией 100 кэВ и проекцией пробега 50 нм. Для этого случая кремний перейдет в аморфное состояние при

Для ионов бора с энергией 100 кэВ, имеющих Rр330 нм,

D1021(3,3х10-5)=3,3х1014 см-2.

На практике при имплантации легких ионов требуются еще большие суммарные потоки, т.к. дефекты в этом случае распределены вдоль траектории иона неравномерно.

Профили распределения дефектов. В первом приближении профиль распределения дефектов можно считать близким к распределению Гаусса. Обычно центр распределения дефектов находится на глубине, меньшей, чем центр распределения пробегов ионов. Основные характеристики профиля распределения дефектов могут быть получены, исходя из теории ЛШШ. Например, для бора

МSiв=12/5=2,4. Используя таблицы Зигмунда-Сандерса, можно получить распределение дефектов с учетом того, что zD=RD, zD=RD

Средняя глубина возникновения дефектов определяется как отношение величин, находящихся во вторых столбцах этих таблиц, таким образом

zD=(0,22/0,26)Rр0,8RD (8.27)

Среднее квадратичное отклонение в распределении дефектов равно отношению величин третьих столбцов этих таблиц:

zD=0,75(Rр) (8.28)

Соотношения (8.27) и (8.28) позволяют полностью описать распределение дефектов по глубине.

Расположение имплантированных ионов. При небольших дозах ионы занимают места в решетке кристалла, т.е. становятся примесями замещения, обладающими электрической активностью. При больших дозах большинство ионов останавливаются в междоузлиях и электрически нейтральны, в частности, при имплантации бора имеется большой процент междоузельных ионов, не обладающих электрической активностью.

Радиационно-стимулированная диффузия

Диффузия всех примесей, используемых при изготовлении кремниевых приборов, осуществляется вакансионным или междоузельным механизмов. Вследствие этого процесс диффузии является чувствительным к концентрации вакансий может существенно изменяться при появлении дополнительных вакансий. Одним из возможных путей создания вакансий является смещение атомов при ядерных столкновениях во время ионной имплантации. Этот механизм известен как радиационно-стимулированная диффузия. Из теории следует, что коэффициент стимулирования самодиффузии при низких температурах и больших дозах зависит от потока как корень квадратный из потока

Dsk(поток)1/2.

При малых потоках эта зависимость имеет линейный характер:

Dsk(поток).

Эффект атомов отдачи

Столкновения с ядрами приводят не только к образованию радиационных дефектов в материале мишени, в результате чего возникает радиационно-стимулированная диффузия, но и у изменению распределения примесей за счет введения дополнительных атомов, выбиваемых из поверхностных слоев (рис. 8.4).

Рисунок 8.4 Возникновение ядер отдачи

Этот эффект имеет место, когда поверхность кремниевой пластины покрыта диэлектрическое пленкой, используемой для селективного легирования. Общее число атомов отдачи, выбиваемых из поверхностной пленки и достигающих кремниевой подложки, зависит от типа бомбардирующих ионов, их энергии (Е0), состава атомов пленки и толщины пленки (W).

Распределение атомов отдачи по глубине кремния в структуре окисел-кремний (рис. 8.4) описывается соотношением

где В - коэффициент, зависящий от свойств атомов пленки и бомбардирующих ионов, W0- эмпирический коэффициент, характеризующий образование каскадов столкновений.

Распределения атомов отдачи, пробега ионов и дефектов является важнейшими параметрами, которые необходимо учитывать при проектировании приборов с использованием ионной имплантации. Вычисления, выполненные на основе теории ЛШШ, позволяют с удовлетворительной точностью описать распределения имплантированных ионов и дефектов в полубесконечной полупроводниковой подложке. Однако на практике имплантация проводится в подложку, покрытую одной или несколькими тонкими пленками. В этих случаях необходимо учитывать пространственное распределение не только имплантируемых ионов, но и атомов отдачи, выбиваемых из каждого слоя.

Более точные оценки распределения исходных ионов и пробега атомов отдачи, изменений потерь энергии, а также углового распределения атомов по энергиям могут быть выполнены численным интегрированием обобщенного уравнения Больцмана.

Максимальная концентрация имплантированных ионов

Одно из основных преимуществ ионной имплантации состоит в точном контроле числа имплантированных ионов, выполняемом на внешнем пучке. Однако при больших дозах это преимущество теряется вследствие распыления мишени. Максимально достижимая концентрация вводимых примесей определяется в пределе распылением или эрозией имплантируемой поверхности, т.к. во время имплантации энергия падающих ионов передается материалу мишени, в результате чего атомы могут покидать поверхность.

При дозе 1017 ион/см2 (около 100 монослоев) возможно удаление 100-1000 атомных слоев материала мишени, что соответствует изменению ее толщины на 50-500 нм. Таким образом, во время имплантации результирующий профиль определяется распылением или эрозией как материала мишени, так и имплантированных ионов, простейшая оценка дает, что концентрация имплантированных примесей пропорциональна 1/S, где S - скорость распыления подложки.

Эксперименты по распылению сложных соединений показали, что максимальная концентрация имплантированных ионов определяется главным образом эффект «приоритетного» распыления. Этот эффект, характеризующийся параметром , приводит к уменьшению концентрации легких атомов на поверхности мишени, В соответствии с этой моделью максимальная концентрация ионов пропорциональна /S, где S - полная скорость распыления мишени,  - фактор «приоритета» распыления 1/2<<2). Т.к. легкие элементы распыляются в первую очередь, то концентрация тяжелых элементов в подложке оказывается большей по сравнению с концентрацией легких элементов.

Примеры практического использования

Техника загонки и разгонки, используемая при обычном диффузионном легировании, приводит к «автоматической» пассивации перехода слоем SiO2 (рис. 8.5), однако за ионной имплантацией должен следовать процесс окисления.

Биполярные приборы. При изготовлении биполярных приборов большие дозы имплантируемых ионов используются для формирования скрытых слоев, эмиттера и приконтактных областей баз, тогда как малые и средние дозы применяются для легирования активных базовых областей и изготовления резисторов.

Рисунок 8.5 Пассивация перехода:

а - выращивание окисла; б - диффузия; в - вторичное окисление; г - металлизация

Рисунок 8.6 Формирование скрытого слоя:

а - имплантация Аs (1015-1016 см-3); б - отжиг и окисление; в - удаление окисла и выращивание эпитаксиального слоя

На рис. 8.6 в качестве примера показано формирование из мышьяка скрытого слоя с низким сопротивлением под высококачественной эпитаксиальной пленкой. В этом случае имплантирование большой дозы мышьяка может осуществляться через окно в окисле. Во время высокотемпературной разгонки и операции окисления происходит отжиг. Наиболее интенсивно окисляются предварительно облученные области кремния, что способствует удалению дефектов, свойственных имплантации с большими дозами, и позволяет выращивать высококачественную эпитаксиальную пленку на скрытом слое. Описанная методика дает возможность получать поверхностное сопротивление менее 10 Ом/.

МОП-приборы. Впервые ионная имплантация в широких масштабах была использована при изготовлении МОП-приборов, причем эта область применения непрерывно расширяется, возможность введения небольшого, строго контролируемого количества примесей в приповерхностные области имеет очень широкую сферу применения, в МОП-приборах ионная имплантация чаще всего используется для управления пороговым напряжением. Корректировка порогового напряжения путем внедрения небольшой дозы в подзатворную область границы раздела окисел - подложка была первым таким применением и широко используется до сих пор. На рис. 8.7 приведены некоторые данные для МОП-транзистора с р-каналом, в котором имплантация бора осуществляется через затворный окисел, с тем чтобы максимум распределения приходился на границу раздела и примерно 50% примесных атомов внедрялись в кремний. В идеальном случае поверхностный заряд, расположенный правее границы раздела, и пороговое напряжение изменяются линейно с дозой.

Рисунок 8.7 Изменение порогового напряжения в МОП-транзисторе с р-каналом при имплантации бора с энергией 30 кэВ и полным отжигом

Резисторы. Резисторы, созданные с использованием имплантации ионов, могут применяться как при изготовлении интегральных микросхем, так и для создания монолитных прецизионных резистивных цепей. Как и в предыдущих случаях, это связано с возможностью точного контроля количества атомов примеси (получение высоких удельных поверхностных сопротивлений с хорошей воспроизводимостью диффузионным способом крайне затруднено). Как показано в таблице 8.1, где приведены данные для резисторов, легированных бором, возможно изменение проводимости в очень широких пределах.

Таблица 8.1 Свойства резисторов, легированных бором

Доза ионов, см-2

Диапазон изменения параметров при отжиге в интервале температур 400-950С

Температура отжига (С), когда TKС=0

ТКС (%/С) для отжига при 950С

R (Ом/)

ТКС, %/С

1012

100 000-25 000

+0,7

Нет

+0,7

1013

13 000-2 500

-0,1 - +0,45

475

+0,45

1014

3 000-400

-0,15 - +0,3

475

+0,15

1015

2 000-50

-0,2 - +0,2

540

+0,10

Удельное поверхностное сопротивление может изменяться от значения, меньшего, чем 100 Ом/, до нескольких килоом на квадрат, хотя для очень больших удельных поверхностных сопротивлений затруднен контроль их величины вследствие влияния поверхности. Очень важной характеристикой является температурный коэффициент сопротивления (ТКС). При полном отжиге после имплантации ТКС положителен и имеет большую величину при малых дозах (последний столбец в таблице). Низкая температура отжига вследствие структурных нарушений и эффектов легирования может привести к отрицательным значениям ТКС, за исключением случая очень малых доз. При некоторых условиях отжига ТКС становится равным нулю вследствие неполного отжига дефектов (см. четвертый столбец в табл.). Этот неполный отжиг используется при изготовлении прецизионных резистивных цепей, имеющих высокую стабильность в заданном температурном диапазоне. В третьем столбце табл. представлен диапазон изменения ТКС для отжига при температурах 400-950°С. Для всех доз, за исключением очень малых, значение ТКС сначала отрицательно, затем проходит через нуль, достигает максимума при 600-700°С, после чего уменьшается, стремясь к предельной величине, соответствующей 950°С. Эта предельная величина характерна для глубокого отжига, когда влияние дефектов полностью устраняется.

Лекции 10-11

Характеристика отжига

1.Общие данные

Электрические характеристики внедренных атомов III и V групп обнаруживают много общих особенностей при отжиге. Ионное внедрение при комнатной температуре и дозах, при которых образуется аморфный слой, характеризуется большим ростом величины Ns (в некоторых случаях на один-два порядка) в той области температур, где рекристаллизуется аморфный слой. Часто одновременно в 3-4 раза уменьшается подвижность (рис.1), что характеризует переход от ситуации, когда электрические характеристики определяются слабо легированной областью с высокой подвижностью, к ситуации, когда доминирующим становится влияние сильно легированного слоя с малой подвижностью. Если ионное внедрение проводится при повышенных температурах (350-500°С), то при отжиге наблюдается медленный рост Ns и для достижения максимальной электрической активности примеси при дозах 1014-1015 см-2 требуется отжиг при температуре 750-900°С.

Однако имеются и заметные различия в поведении при отжиге n- и р-слоев. Например, коэффициент использования NS/ND (ND - доза внедренных ионов) меняется в зависимости от вида легирующей примеси, величины ND и температуры отжига. При внедрении бора максимальная электрическая активность достигается после отжига при температуре 900-1000°С. Внедрение галлия при определенных условиях ионной бомбардировки и отжига приводит к возникновению n-слоя.

При интерпретации характеристик отжига ионно-легированных слоев следует различать изохронный и изотермический отжиг. При изохронном отжиге выбирают определенную длительность отжига (обычно исходя из оценки скорости нагрева и охлаждения образца), а затем измеряют характеристики слоя после отжига, постепенно повышая температуру отжига. Форма кривых такого изохронного отжига зависит от длительности отжига. В ходе изотермического отжига при 450°С наблюдается плавный рост концентрации носителей. При более высокотемпературном отжиге (550°С) концентрация десятикратно увеличивается в первые 30 мин, а затем плавно спадает.

Форма изохронной кривой в какой-то мере зависит от длительности отжига. До настоящего времени наибольшее внимание уделялось изохронному отжигу; исключение составляют лишь легированные бором и фосфором слои, для которых изучался не только изохронный, но и изотермический отжиг. Если не считать высокотемпературной стадии отжига сдоев, легированных бором (эту стадию мы рассмотрим ниже), то характеристики отжига таковы, что их нельзя описать процессами первого порядка. Характеристики изотермического отжига зависят также от дозы. Несмотря на все эти трудности, по-видимому, удастся добиться большего понимания характеристик отжига ионно-легированных слоев путем подбора соответствующей комбинации изохронного и изотермического отжигов.

Недостаточно исследован такой вопрос, как возможная зависимость электрических характеристик от среды, в которой производится отжиг. Каждая группа исследователей выбирает какую-либо среду (вакуум, аргон, азот) и считает ее стандартным условием отжига. В настоящее время мало данных для того, чтобы однозначно сказать, влияет ли среда на характеристики отжига. Еще один недостаточно изученный эффект - возможное растворение части легированного слоя при обычных химических операциях, используемых для уменьшения токов утечки. Например, плавиковая кислота растворяет поверхностный слой образца, облученного ионами при комнатной температуре. Такой возможный эффект влияние имеющихся в исходном материале кислорода, углерода, дислокаций и других включений на поведение слоев при отжиге. Обычно полагают, что концентрация внедренных атомов и дефектов достаточно велика и их влияние подавляет вклад этих центров. Однако это условие может не выполняться на хвостовом участке распределения, где концентрация внедренных атомов мала. В последующем мы будем считать, что ни один из перечисленных эффектов не играет заметной роли. Согласие результатов, полученных в различных лабораториях, дает основание считать, что это действительно так.

Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]