Вплив легування цинком на властивості МОН структур (стр. 7 из 12)
Розглянемо можливі причини неоднорідного розподілу дефектів. Розрахунок характеру нагріву однієї пластини [19] і партії пластин [20] показав, що як при прогріві, так і при охолодженні росте нерівномірність розподілу температур вздовж радіуса пластини. В результаті розв’язання крайової задачі теплопровідності і аналізу кінетики нагріву та теплообміну в партії пластин в [20] показано, що максимальний перепад температури складає 46К при швидкості завантаження 0,002 м/c і 340К при 0,01 м/c. При цьому радіальні і тангенціальні термічні напруження пластини ростуть пропорційно різниці температур:
(19) 
(20)де: a - коефіцієнт термічного розширення; E - модуль Юнга; DT - різниця температур; r - координата; R - радіус пластини.
Під їх дією утворюються дислокації і проходить знімання термічного напруження в межах даної ділянки. При повторній циклічній обробці знов виникають термічні напруження, причому умови утворення дислокацій значно полегшуються (проходить розмноження дислокацій і починає діяти механізм їх передачі). Оскільки градієнт температури максимальний на краю пластини, дислокації виникають практично завжди на периферії в вигляді ліній зсувів і, в подальшому, переміщаються до центру вздовж площин ковзання [21]. Внаслідок того, що плівка SiO2 жорстко зв’язана з підкладкою, в місцях переміщення сусідніх атомних площин в напрямку ковзання дислокацій виникатимуть максимальні напруження плівки, релаксація яких буде проходити шляхом локального руйнування плівки і утворення пор. Таким чином, на нашу думку, пори повинні наслідувати не дислокації як такі, а утворюватися при їх русі вздовж площин ковзання [21].
Вказане припущення підтверджене експериментально при металографічному дослідженні протравленої в дислокаційному травнику підкладки після візуалізації пор методом [19]. На рис. 3.1.1. ділянки темного фону відповідають розтравленій поверхні кремнієвої пластини під порою. Ямки травлення виходів дислокацій на цих ділянках проявляються вздовж ліній їх утворення. Наслідування порами плівки смуги ковзання дислокацій підтверджує також рис. 2.3.2. Як видно з рисунків, в кількісному відношенні густина розтравлених ямок травлення значно менша їх сумарної густини.
Використовуючи в якості відліку орієнтацію пластин кремнію і базового зрізу встановлено напрями ліній пороутворення в плівках диоксиду кремнію. Вони відповідають кристалографічним напрямам <110> в підкладці, які, згідно [22], є найвірогіднішими напрямками ковзання в гратці типу алмаз.
Рис. 3.1.1. Закристалізована ділянка протравленої плівки SiO2
Як винятки, при металографічному дослідженні поверхні частково протравлених плівок SiO2 спостерігали також закристалізовані ділянки (Рис.3.1.1).
Пори на цих ділянках проявлялися між границями кристалітів і аморфної матриці. Їх утворення зв’язують з механічними напруженнями, що перевищують критичні, обумовленими різними значеннями к.т.р. кремнієвої підкладки, кристалічного і аморфного диоксиду кремнію. Ініціатором локальної кристалізації плівок через рідку фазу диоксид кремнію - домішка можуть служити навіть незначні кількості домішок лужних металів, найімовірнішим джерелом яких може бути поверхня кварцового реактора та неконтрольовані забруднення використовуваних реагентів.
Виходячи з викладеного можна виділити такі механізми пороутворення в плівках термічного диоксиду кремнію:
· руйнування плівки внаслідок випаровування або згорання матеріалу локальних забруднень поверхні кремнієвих пластин в процесі росту плівки;
· утворення пор при русі дислокацій підкладки під дією термомеханічних напружень;
· утворення пор при локальній кристалізації плівок, стимульованій домішками.
Характерно, що переважаюча кількість пор утворюється внаслідок дії механізму пороутворення, пов’язаного з рухом дислокацій кремнієвої підкладки в процесі росту плівки.
3.3. Гетеруюча дія цинку. Оптимізація технологічного процесу за концентрацією домішки.
Для зменшення густини дефектів можна використовувати методи гетерування (див. §1.3). Переважна більшість з них передбачає спеціальну обробку поверхні пластин перед першою термічною операцією. До них відносяться гетерування з допомогою порушеного шару, який створюється різними методами, гетерування з допомогою нанесених шарів, термічна обробка в спеціальному хімічному середовищі.
Але, на нашу думку оптимальними були б такі методи, які можна сумістити з першою термічною операцією – термічним окисленням пластин. Зокрема, знизити активність процесу утворення пор, пов’язаного з рухом дислокацій підкладки вздовж ліній ковзання можна шляхом впровадження в їх ядра домішкових атомів з газової фази в процесі росту плівки. Згідно літературних даних [25] в якості гетеруючої домішки ми вибрали цинк, який буде декорувати дислокації, заповнювати і зв’язувати їх незавершені зв’язки.
Дослідження гетеруючого впливу цинку, який вводили в реактор з розчину хлориду цинку, проводили при таких концентраціях у вихідному розчині, що заливався у барботер: 0; 0.1; 0.5; 1; 2; 3; 5% для визначення оптимального вмісту.
Отримані плівки диоксиду кремнію товщиною 120¸140 нм досліджували мідножелатиновим методом і селективним травленням для визначення густини пор (див. § 2.3).
Встановлено, що густина пор в плівках SiO2 при окисленні за стандартною технологією складає від 6.5 до 15 см-2. Отримані дані узгоджуються з результатами роботи [23].
При введенні хлориду цинку в процесі окислення густина пор складала від 0.3 до 1.5 см-2, що на порядок нижче, ніж при окисленні за стандартною технологією. Дослідження показали, що навіть при незначних концентраціях (менше 1%) пористість плівок різко понижується. Зниження пористості йде до певного рівня, який близький до 1 см-2. Мінімальне значення пористості спостерігали на зразках, які окислювали при концентрації хлориду цинку в діапазоні 1…3%. Суттєво, що в цьому діапазоні концентрації пористість плівок диоксиду кремнію слабо залежить від концентрації розчину хлористого цинку. При подальшому збільшенні концентрації пористість отриманих плівок збільшується. Отже, збільшення концентрації водного розчину хлористого цинку вище 3% недоцільно.
Отримані результати ілюструє рис. 3.3.1. .
Таким чином, експериментально підтверджена можливість пониження дефектності плівок диоксиду кремнію гетеруванням домішкового цинку дислокацій підкладки. Ефективність запропонованого методу, як показали експериментальні дослідження, у два-три рази вища, ніж при гетеруванні дефектів порушеним шаром неробочої сторони пластини Si. Це пов’язане з тим, що в нашому випадку знижується рухливість існуючих дислокацій, а не тільки їх густина на робочій стороні пластини.
Недоліком методу барботування для створення парогазового окислювального середовища у реакторі є зміна концентрації розчину, пов’язана з різною швидкістю випаровування компонентів.
Для усунення цього недоліку ми відпрацювали процес монокристалічного кремнію з домішкою хлориду цинку в газовый фазі при миттєвому випаровуванні компонентів розчину. (див.2.1)
Результати досліджень пористості вирощених плівок приведені на рис 3.3.2.
Рис. 3.3.2. залежність густини пор у плівок SiO2 від концентрації водного розчину хлориду цинку при миттєвому випаровуванні для різної товщини вирощеної плівки: трикутник - товщина плівки 1200А; кружок - товщина плівки 5000А.
Як видно з рис. На кривій концентраційної залежності густини дефектів у плівках також чітко проявляється область мінімальної концентрації пор. Процес вирощування плівок найкраще проводити у цій області, яка лежить біля 0.001%
Для подальшого використання необхідні дослідження електрофізичних параметрів структур, результати яких приведені у наступному параграфі.
3.4. Електрофізичні характеристики структур.
Як видно з результатів, описаних вище, у легованих цинком структурах Si-SiO2 спостерігається покращення суцільності плівок SiO2. Це пов’язане з заповненням легуючою домішкою незавершених зв’язків дислокацій приповерхневої області кремнієвої пластини і зниження, за рахунок цього, рухливості дислокацій. Оскільки одним з механізмів утворення пор є деформаційне локальне руйнування плівки, щільно з’єднаної з підкладкою, за рахунок напружень, які перевищують критичні, під час зміщення сусідніх атомних площин при русі дислокацій. Вказане легування при оптимальних концентраціях повинне приводити до покращення структурної досконалості межі розділу, зменшення рухливості дислокацій і, відповідно, пористості плівок SiO2 [19].
Можна сподіватися, що легування приповерхневої області кремнію приводитиме і до покращення електрофізичних характеристик межі розділу, що буде проявитися перш за все на таких параметрах, як густина поверхневих станів та генераційно-рекомбінаційний час життя.
Розрахунок приводили за результатами вимірювання вольт-фарадних характеристик за методикою, описаною в § 2.4
Результати дослідження параметрів ОПЗ легованих цинком структур приведені в таблиці.
Таблиця. 3
| Концентрація домішки, % | 0 | 0.0005 | 0.001 | 0.0025 |
| Густина поверхневих станів, Dit, еB/кв.см. | 5.7´1011 | 5.7´1011 | 5.0´1011 | 5.2´1011 |
| Час життя, tg, 10-6 c | 45 | 40 | 86 | 55 |
Як видно з таблиці, введення домішки цинку приводить до підвищення структурної досконалості приповерхневої області кремнію, що виявляється в зменшенні з ростом рівня легування густини поверхневих станів та підвищенні часу життя нерівноважних носіїв заряду, причому вказане покращення спостерігається лише при повному рівні легування, який має свій оптимальний діапазон. Високолеговані структури порівняно з контрольними характеризувалися гіршими показниками якості. Це пояснюється тим, що при концентрації домішки 3´10-3% і вище, атоми цинку будуть входити не лише в ядро дислокацій, а й легувати поверхню кремнію і цілому, тобто створювати точкові дефекти в кристалічній гратці, а при високому рівні – і дислокації невідповідності [10]. Наявність дефектів структури приводить до появи додаткових рекомбінаційних центрів і енергетичних станів, пов’язаних з ними, що знижує рухливість носіїв заряду, їх час життя і підвищує концентрацію енергетичних поверхневих станів, тобто в цілому призводить до погіршення параметрів структур.