Технология кремниевой наноэлектроники

ваясь высокой однородности термообработки. В связи с этим в настоящее время установки второго типа нашли более широкое применение, чем установки первого типа.

Рис. 7.2. Система БТО: лампы накаливания с вертикальным расположением нитей

БТО проводится либо в атмосфере сверхчистых инертных газов, либо в вакууме. Поэтому реактор, в котором производится отжиг, выполняется герметично, а установка БТО имеет сложную газовую систему. Держатель пластины в реакторе выполнен таким образом, чтобы минимизировать теплоотвод и обеспечить однородный нагрев пластины. Для роста пропускной способности установка обычно оборудуется автоматом загрузки и выгрузки пластин из кассеты в кассету.

Основными параметрами процесса БТО являются:

время отжига (t, с)

время нагрева до максимальной температуры (t1, с);

скорость нагрева до максимальной температуры (dT/dt, С/с);

время выдержки при максимальной температуре ( , с);

максимальная температура (Tmax, С);

скорость охлаждения (dT/dt, С/с);

однородность распределения температуры по поверхности пластины;

плотность мощности падающего излучения (W, Вт/см–2).

Для быстрого отжига используются два режима нагрева пластины. Первый режим характеризуется постоянной величиной плотности мощности падающего излучения W в течение всего времени отжига и простотой с точки зрения его реализации. Полагая, что вся подводимая к пластине энергия излучения расходуется на нагрев и тепловое излучение пластины, время t1, необходимое для достижения образцом температуры Tmax, определяется из соотношения

ность кремния; и – толщина и излучательная способность нагреваемой пластины; – постоянная Стефана – Больцмана; W – плотность мощности излучения. На рис. 7.3 представлены типичные кривые нагрева полупроводниковой пластины, рассчитанные по формуле (7.1). Видно, что значение Tmax определяется только величиной плотности мощности падающего излучения. В результате величина t1 и скорость нагрева до максимальной температуры изменяются при вариации величины Tmax, что не всегда удобно с технологической точки зрения.

Рис. 7.3. Зависимости температуры пластины от времени нагрева для различных значений мощности падающего излучения

Второй режим нагрева более сложен при его аппаратной реализации, однако даѐт большие технологические возможности, что обусловило его широкое применение. Метод характеризуется тем, что независимо задаѐтся как скорость нагрева до максимальной температуры, так и сама максимальная температура. В этом случае управление величиной W в каждый момент времени осуществляется компьютером по сигналу обратной связи с системы термопар или пирометра.

Охлаждение пластин происходит самопроизвольно при выключении источника нагрева за счѐт излучения и передачи тепла рабочему газу. Последний механизм охлаждения позволяет в некоторых

132

пределах регулировать еѐ скорость за счѐт правильного выбора типа охлаждающего газа (теплопроводности газа), а также изменения скорости продувки газа через реактор.

Типичный процесс отжига протекает полностью в автоматическом режиме и выглядит следующим образом. Пластина из загрузочной кассеты с помощью робота-загрузчика перемещается в шлюзовую камеру, из которой откачивается или вытесняется инертным газом воздух. Затем пластина передаѐтся в реактор, где располагается на специальном держателе. Реактор продувается газом, после чего выставляется рабочий расход процессного газа и производится нагрев пластины по предварительно выбранной программе. После этого пластина в течение некоторого времени охлаждается в реакторе, а затем через шлюзовую камеру передаѐтся в приѐмную кассету, а процесс полностью повторяется со следующей пластиной.

7.3. Быстрый отжиг ионно-легированных слоѐв

Термообработка ионно-легированных слоѐв производится с целью отжига имплантационных дефектов и активации имплантированной примеси.

Полное устранение дефектов структуры в имплантированном слое – это одно из наиболее важных требований к процессу отжига. С другой стороны, необходима реализация такого режима термообработки, который бы обеспечил наибольшую активацию примеси при минимальном ее перераспределении. С помощью БТО можно добиться одновременного выполнения всех этих требований, что выгодно отличает БТО от традиционного печного отжига.

Наиболее важными параметрами ИЛС, характеризующими каче-

подвижность носителей заряда ( , см2 В–1 с–1); толщина легированного слоя (x, нм);

глубина диффузионного перераспределения примеси ( x, нм); концентрация и местоположение точечных и структурных де-

фектов.

Рассмотрим подробнее явления, происходящие при отжиге ИЛС кремния.

133

Отжиг имплантационных дефектов. Главной движущей силой перестройки структуры в имплантированных слоях при термообработке является стремление системы к термодинамическому равновесию путем последовательного перехода в состояния с более низкой свободной энергией.

С точки зрения имплантации и последующего отжига различают ИЛС, которые после имплантации имеют разупорядоченный приповерхностный слой (слой с высокой концентрацией точечных дефектов) и ИЛС с аморфным приповерхностным слоем. Разупорядоченный слой характерен для случая имплантации лѐгких ионов или малых доз легирования. Аморфный слой возникает в случае имплантации тяжѐлых ионов (As+, Sb+) в больших дозах. Отжиг этих двух типов ИЛС протекает по различным механизмам и характеризуется различными типами дефектов, остающимися в слое после отжига. В случае разупорядоченных слоев устранение дефектов структуры в процессе отжига представляет большие трудности, чем устранение сплошных аморфных слоев.

Существуют два типичных спектра дефектов, остающихся в ИЛС после отжига. Первый соответствует дефектам только дислокационной природы. Второй включает в себя более сильные неоднородности (микродвойники, преципитаты, включения), так называемые «большие нерегулярности структуры». Зарождение дислокаций происходит в кристаллическом материале, а образование больших нерегулярностей структуры происходит при кристаллизации аморфизованных слоев на границе раздела кристалл – аморфный слой или в аморфной фазе.

Аннигиляция первичных дефектов при отжиге разупорядоченных слоев кремния протекает посредством объѐмной рекомбинации радиационных дефектов и их аннигиляции на поверхности. В результате отжига формируется широкий спектр вторичных структурноморфологических дефектов. При этом состав дислокационного ансамбля зависит от многих факторов, включающих энергию, дозу имплантации и условия отжига. Обычно выделяют три различающихся своей морфологией типа дефектов. Это дислокационные петли, стержнеобразные дефекты, упорядоченные и неупорядоченные дислокационные сетки. Схема развития дислокационной структуры в разупорядоченных кристаллических слоях Si представлена на рис. 7.4. Образования сеток не происходит в ситуации, когда концентрация дислокационных петель и стержнеобразных дефектов является низкой или процессы сокращения дефектов при высокотемпературном отжиге доминируют над процессами их роста. Пик концентрации зародившихся вторичных дефектов наблюдается в области максимума рас-

134

пределения радиационных повреждений или на глубинах, соответствующих среднему проецированному пробегу внедряемой примеси. Качественно оба эффекта объясняются просто. В области пика повреждений генерируется максимальное количество точечных дефектов и их комплексов, что означает наличие наиболее благоприятных условий для образования стабильных зародышей дислокаций и их последующего роста. Если на процессы зарождения и развития скоплений активно влияет внедренная примесь, то локализация вторичных дефектов отражает ее распределение.

Рис. 7.4. Общая схема развития дислокационной структуры в имплантированном Si;

I – точечные дефекты,

II – скопления точечных

дефектов, III – дислокационные

петли, IV – стержнеобразные

дефекты, V – дислокационные сетки

Аморфизованные ионной имплантацией слои кремния претерпевают заметную кристаллизацию в твердой фазе при температуре более 450 ºС. Наличие монокристаллической подложки означает возможность реализации двух механизмов кристаллизации: 1) эпитаксиального роста на границе раздела слоя с подложкой; 2) зарождения и развития беспорядочно ориентированных кристаллов внутри аморфного слоя. Реализация того или иного механизма определяется в конечном итоге режимом отжига, типом и концентрацией внедренной примеси и др. Практическое значение имеет отжиг в режиме эпитаксиального роста.

Кристаллизация на (100) ориентированных Si подложках осуществляется путем движения межфазной границы аморфный слой – кристалл к поверхности с постоянной скоростью Vкр. На межфазной границе происходит аннигиляция большинства имплантационных дефектов, а зависимость Vкр от температуры подчиняется простому

где V0 – предэкспоненциальный множитель; Eкр – энергия активации кристаллизации; k – постоянная Больцмана; Ts – температура кристаллизации. Аналогичная зависимость наблюдается и для ориентации (011) и в начальный период кристаллизации на (111) подложках. Величина энергии активации процесса не зависит от ориентации и составляет величину Eкр 2,7 эВ. В то же время скорость эпитаксиальной кристаллизации демонстрирует сильную зависимость от ори-

135

ентации подложки. В частности, Vкр для (100) приблизительно в 25 раз превышает Vкр для (111) ориентированных слоев. Скорость твердофазной кристаллизации сильно зависит от концентрации и типа имплантированной примеси. Общим свойством элементов III и V групп является способность увеличивать Vкр, если их концентрация не превышает 1 ат. %. Малорастворимые элементы других групп обладают свойством значительно замедлять эпитаксиальную кристаллизацию. Фронт кристаллизации обычно является планарным и имеет небольшие выпуклости высотой примерно 0,5–1 нм. Эти осцилляции отражают геометрическую форму поверхности раздела кристалл – аморфный слой после имплантации.

Интересным представляется вопрос локализации дислокаций после отжига аморфных ИЛС. В этом случае зарождение вторичных дефектов происходит в узких по сравнению с размером поврежденной области зонах: на границе раздела кристалл – аморфный слой, а также в слоях, где концентрация атомов легирующей примеси превышает предел ее равновесной растворимости в кремнии. При значительных примесных пересыщениях наряду с дислокационными петлями в этих слоях наблюдаются примесные преципитаты.

Активация и деактивация имплантированной примеси. Во время БТО аморфных слоев кремния твердофазная кристаллизация происходит очень быстро и заканчивается еще на стадии нагрева до максимальной температуры. При этом считается, что после прохождения фронта кристаллизации вся примесь электрически активна и находится в замещающем положении (т.е. в узлах кристаллической решѐтки кремния). При достаточно больших дозах имплантации концентрация электрически активных атомов примеси может значительно превысить равновесный предел еѐ электрической активации для данной температуры. Однако при продолжающемся нагреве или увеличении времени отжига происходит деактивация примеси. Снижение концентрации электрически активных атомов происходит вплоть до достижения ею значения, соответствующего равновесному пределу электрической активации. При этом конечное значение концентрации электрически активных атомов определяется только температурой отжига. В связи с этим правильный выбор температуры и длительности отжига во многом определяет конечные электрические параметры ИЛС.

При отжиге разупорядоченных слоѐв активация примеси происходит посредством еѐ диффузионных скачков по кристаллу до момента попадания в свободный узел решѐтки. Активация примеси тесно связана с кинетикой отжига точеных дефектов, которые во многом контролируют скорость диффузионного перемещения примеси. Реализация активации примеси по данному механизму приводит к тому,

136

что процесс отжига разупорядоченных ИЛС обычно требует большего времени, чем отжиг аморфных ИЛС.

Деактивация примеси происходит при повышенной температуре посредством образования электрически неактивных комплексов при- месь–дефект, преципитацией примеси или смещением еѐ из точного замещающего положения в узле кристаллической решѐтки кремния.

Существует достаточно много моделей неактивного комплекса примесь–дефект. Трехатомный комплекс As, превращающийся в нейтральный дефект при комнатной температуре, может образовываться

Аналогичные процессы кластерообразования существуют и для других легирующих примесей: P, Sb и B.

Процесс деактивации легирующей примеси обратим. Так если вслед за низкотемпературной обработкой, приводящей к деактивации примеси, провести отжиг с более высокой температурой, то наблюдается реактивация примеси.

Диффузия имплантированной примеси. Традиционно диффу-

зия примеси в полупроводниках описывается посредством взаимодействия еѐ с точечными дефектами (вакансиями V и собственными междоузельными атомами I, находящимися в различных зарядовых состояниях) в виде пар дефект–примесь. Рассматривая диффузию атомов примеси в ИЛС, необходимо учитывать влияние на нее большого количества факторов. Остановимся на некоторых из них.

Известно, что примеси III и V групп образуют в кремнии растворы замещения и диффундируют быстрее атомов кремния. Так как все эти примеси обладают высокой электрической активностью, то при достаточно высоких концентрациях они сдвигают положение уровня Ферми в кремнии и, следовательно, изменяют равновесную концентрацию точечных дефектов каждого из заряженных состояний. Поэтому наличие примесных атомов в кремнии при концентрациях, превышающих собственную концентрацию носителей, ni, при температуре диффузии, приводит к увеличению коэффициента диффузии. Кроме того, если концентрация примеси превышает несколько единиц на 1020 см–3, то модель пар дефект–примесь становится несправедливой, поскольку в этом случае, например Е-центр в процессе его диффузии, уже нельзя рассматривать как изолированный объект. При таких концентрациях образуется «бесконечный» перколяционный кластер примесных атомов, находящихся в положении пятого ближайшего соседа по всей решетке кремния, поэтому в процессе диф-

137

фузии Е-центра вакансия может взаимодействовать с чужой примесью. Вследствие этого возрастает эффективная концентрация вакансий и их подвижность, вызывая, в свою очередь, увеличение коэффициента диффузии. Данное явление принято называть концентрацион- но-ускоренной диффузией.

Как уже отмечалось выше, при высоких концентрациях примеси возможны ее преципитация и кластерообразование. Существование в ИЛС электрически неактивных и неподвижных кластеров оказывает сильное влияние на диффузию примеси. Так, замедление диффузии в области больших концентраций приводит к образованию характерных перегибов на профилях распределения концентрации примеси по глубине. Поэтому в моделях диффузии учитывается кинетика образования и распада примесных кластеров.

Кроме того, при рассмотрении диффузии приходится учитывать и некоторые другие факторы, как-то: наличие или отсутствие аморфизации, температуру имплантации, условия отжига и др. Многие из этих факторов действуют одновременно, и выделить долю воздействия каждого из них бывает достаточно трудно.

Известно, что сурьма диффундирует в кремнии преимущественно по вакансиям. В диффузии фосфора и бора, наоборот, преобладает влияние междоузлий. Мышьяк занимает промежуточное положение. Корректный подход требует включения в рассмотрение диффузию примеси посредством ее взаимодействия со всеми типами точечных дефектов. Тогда в общем виде коэффициент диффузии DS(n) будет зависеть от членов, учитывающих наличие в кремнии нейтральных, одно- и двухзаряженных собственных междоузлий и

где DSI0, DSV0, DSI+, DSV+, DSI–, DSV–, DSI=, DSV= – коэффициенты диффузии примеси, соответствующие определенным типам дефектов; eqCI+,

eqCV+, eqCI–, eqCV–, eqCI=, eqCV= – термически равновесные концентра-

ции точечных дефектов в различных зарядовых состояниях r в усло-

При этом включение в систему диффузионных уравнений членов, описывающих кинетику поведения точечных дефектов (их гене-

138

рацию и аннигиляцию), кинетику формирования и распада кластеров атомов примеси, позволяет описывать диффузию примеси в различных условиях: при наличии неравновесной концентрации точечных дефектов, ответственных за «аномальную» диффузию примеси в случае аморфного приповерхностного слоя; в случае разупорядоченного приповерхностного слоя, а также при отсутствии неравновесной концентрации дефектов в слое.

Явление кратковременно ускоренной диффузии примеси.

Явление кратковременно ускоренной диффузии было обнаружено в начале 80-х годов. Оно заключается в том, что в первые моменты БТО ИЛС скорость диффузии легирующей примеси намного больше, чем это должно быть при данной температуре и концентрации примеси. С течением времени коэффициент диффузии уменьшается вплоть до стандартных значений. Понимание механизма этого явления, а также поиск путей минимизации его влияния очень важны с точки зрения формирования сверхмелких ИЛС.

Протекание явления кратковременно ускоренной диффузии зависит от многих факторов, определяющих параметры процесса имплантации (температура имплантации, наличие или отсутствие аморфизации приповерхностного слоя, локализация аморфного слоя, сорт, доза, энергия внедряемых ионов), а также температуры и времени отжига, скорости нагрева до максимальной температуры и многого другого.

В общем случае описание явления кратковременно ускоренной диффузии примеси выглядит следующим образом. В результате процесса имплантации в приповерхностном слое образуется большое количество точечных дефектов (разупорядоченный слой). Наличие неравновесной концентрации точечных дефектов, в частности собственных междоузельных атомов и их кластеров, является ответственным за реализацию механизма кратковременно ускоренной диффузии примеси в ИЛС. Кратковременное увеличение коэффициента диффузии атомов P, As, Sb и B связано с высвобождением собственных междоузельных атомов при нагреве, образованием пар дефект– примесь и ускоренной их диффузией. Ускоренная диффузия продолжается до тех пор, пока концентрация собственных междоузельных атомов не достигнет равновесного значения за счет аннигиляции дефектов на стоках. Такими стоками служат поверхность кристалла, дислокации и объемная рекомбинация. После окончания ускоренного этапа диффузия продолжается с коэффициентом, определяемым только температурой отжига и концентрацией примеси.

Для аморфных слоѐв кремния, имплантированных ионами P+, As+, Sb+, также наблюдается явление ускоренной диффузии. В этом случае при прохождении фронта твердофазной кристаллизации про-

139

исходит захват собственных междоузельных атомов, которые остаются в кристаллизованном слое и при дальнейшем нагреве высвобождаются, что и приводит к ускорению диффузии. Конечный эффект кратковременно ускоренной диффузии заключается либо в ускоренной преципитации примеси, либо быстром перераспределении примеси в ИЛС. Это перераспределение примеси может происходить как по направлению к поверхности кремния, так и вглубь него.

а б

Рис. 7.5. Зависимость длительности (а) и коэффициента (б) кратковременно ускоренной диффузии от температуры отжига и концентрации легирующей примеси

На рис. 7.5 представлены зависимости коэффициента диффузии и времени существования ускоренной диффузии от температуры отжига. Видно, что с ростом температуры увеличивается коэффициент диффузии и уменьшается ее длительность.

7.4. Быстрые термические обработки при формировании плѐнок силицидов металлов, а также плѐнок термического оксида кремния или оксинитрида кремния

БТО активно используются не только для отжига ИЛС, но и для выполнения ряда других операций. Хорошая воспроизводимость результата термообработки, высокая управляемость процесса, а также возможность его выполнения в активной газовой среде (кислород, азот, аммиак) послужили дополнительными аргументами «за» БТО. Рассмотрим два характерных современных применений быстрого отжига.

Задача по формированию сверхтонких (1,2–5 нм) плѐнок подзатворного диэлектрика (SO2 или SiON) возникла в связи с быстрым масштабированием размеров транзистора. Получение таких тонких плѐнок при термическом окислении кремния в печи практически не-

140