[7] Диэлектрические Материалы (987507), страница 9

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 9)

Заряд, обусловленный захватом носителей окислом Q_f мо­жет быть отрицательным или положительным в зависимости от того, какого типа носители — электроны или дырки — по­падают на ловушки в объеме окисла. Этот заряд вызван на­личием дефектов в SiO₂ и может появиться в результате воз­действия ионизирующего излучения, лавинной инжекцией но­сителей заряда или больших токов в окисле. Заряд может быть обожжен в ходе низкотемпературной термообработки, хотя нейтральные ловушки могут при этом и сохраниться. Плотность заряда находится в диапазоне 10⁹—10¹³ см^-2. Как и в предыдущем случае, для измерения величины заряда мо­л-сет быть использован C-V-метод.

Помимо проблем существовавших ранее (например, воз­действия на приборы ионизирующего излучения в условиях космоса), при использования новейших технологических ме­тодов формирования приборов таких, как ионная импланта­ция, электронно-лучевая металлизация, методы плазменного или реактивного ионного травления и электронно-лучевая или рентгеновская литография, возникают дополнительные труд­ности.

7.5.3. Напряжения в окисле

Правильное понимание механизма упругих напряжений, возникающих в системе пленка—подложка, имеет очень важное значение, поскольку высокие упругие напряжения могут привести к короблению подложки, образованию трещин в пленке и возникновению дефектов в расположенных под плен­кой слоях кремния. Измерения, проводимые при комнатной температуре после термического окисления кремния, показы­вают, что SiO₂ находится в состоянии сжатия на поверхности. Величины упругих напряжений при этих измерениях соста­вили 3*10⁹ дин/см². Основной причиной возникновения упру­гих напряжений является разница коэффициентов термичес­кого расширения между Si и SiO₂. Вязкое течение термически выращенных пленок SiO₂ наблюдается до таких низких тем­ператур, как 960°С, что свидетельствует о неспособности структуры окисел-кремний (с пленкой окисла только на одной стороне) оставаться выше указанной температуры под воз­действием других напряжений без релаксации. В одном из экспериментов упругие напряжения в пленках термически выращенной SiO₂ (во влажном кислороде) в ходе роста изме­рялись в зависимости от температуры роста в интервале тем­ператур от 850 до 1030° С. Рост при температуре 950°С и ниже приводил к возникновению в пленке сжимающих напряжений величиной 7*10⁹ дин/см². Такая величина упругих напряже­ний при температуре роста несколько выше, чем величина этих напряжений при комнатной температуре, приведенная выше (3*10⁹ дин/см²), что указывает на возможность неко­торой релаксации упругих напряжений в ходе охлаждения, При температуре 975 и 1000°С происходит рост окисных пле­нок без упругих напряжений.

В ходе технологического процесса формирования полупро­водниковых приборов в окисной пленке вытравливаются окна, что приводит к сложному распределению упругих напряже­ний на краях окисной пленки. Здесь, на границе разрыва, может возникать чрезвычайно высокий уровень упругих на­пряжений. Обычно эти напряжения должны релаксировать за счет пластической деформации или других механизмов. Уменьшение упругих напряжений в дальнейшем сопровож­дается возникновением сдвиговых компонентов поля упругих напряжений, которые приводят к усреднению нагрузки, при­кладываемой к соседним участкам.

Возможность введения структурных дефектов в кремний весьма реальна. Величина сдвиговых напряжений на границе раздела фаз сравнима с величиной сжимающих напряжении приведенной выше. Эти сдвиговые напряжения существенно выше величин 3,2*10⁷-4,3*10⁷ дин/см², приводимых в качестве критических сдвиговых напряжений пластического течения в кремнии при температуре 800° С. Все это делает возможным протекание пластической деформации в кремнии. Отрицательное влияние структурных дефектов в кремнии (в частности, когда происходит их декорирование примесями) па токи утеч­ки р—n-переходов и другие свойства полупроводниковых при­боров хорошо известно. Кроме того, вязкое течение окисла сопровождается возникновением дырочных ловушек на гра­нице раздела фаз.

7.5.4 Перераспределение легирующих примесей на границе раздела фаз

При термическом окислении кремния между Si и SiО₂ формируется граница раздела. В ходе окисления эта граница продвигается в глубь кремния. Легирующая примесь, перво­начально располагавшаяся в кремнии, будет перераспреде­ляться на границе раздела фаз до тех пор, пока ее химичес­кий потенциал не станет одинаковым по обеим сторонам границы раздела. Такое перераспределение может привести к резкому изменению концентрации примеси при переходе через границу раздела. Отношение равновесной концентрации легирующей примеси в кремнии к ее равновесной концентра­ции в SiО₂ на границе раздела фаз называется равновесным коэффициентом сегрегации. (Следует заметить, что в неко­торых литературных источниках приводится определение ко­эффициента сегрегации, обратное данному, поэтому необхо­димо быть внимательным при пользовании опубликованными данными). Коэффициенты сегрегации, устанавливаемые экспе­риментальным путем, могут отличаться от равновесного коэф­фициента сегрегации. Это различие связано прежде всего с разницей химических потенциалов и кинетикой перераспре­деления примеси на границе раздела фаз.

К двум дополнительным факторам, которые оказывают влияние на процесс перераспределения примеси, относятся коэффициент диффузии примеси в окисле (если этот коэффи­циент большой, то легирующая примесь может очень быстро диффундировать через окисел, влияя этим на профиль рас­пределения примеси вблизи границы раздела фаз Si—SiO₂) и скорость, с которой граница раздела перемещается в глубь кремния по отношению к скорости перемещения диффузного фронта. На рис. 7.5.2 приведены четыре различных варианта сегрегации примеси.

О
пределяемый экспериментально коэффициент сегрегации называют эффективным и граничным коэффициентом сегре­гации. Очень важно знать этот коэффициент для понимания повеления профиля концентрации примеси на границе раздела фаз, так как коэффициент определяет электрические харак­теристики. В экстремальных случаях может наблюдаться ин­версия поверхностных слоев кремния.

Рис. 7.5.2

Чаще всего для экспериментального определения коэффи­циента сегрегации с помощью уравнений моделировали про­цесс диффузии, где коэффициент сегрегации вводился в ка­честве одного из параметров. В дальнейшем, путем изменения коэффициента сегрегации добивались совпадения теоретичес­ких и экспериментальных результатов. Непосредственное оп­ределение коэффициента сегрегации возможно при использо­вании метода массоспектроскопии вторичных ионов (МСВИ), с помощью которого можно выявить значения концентрации примеси в окисле и кремнии.

7.5.5. Дефекты, возникающие при окислении

Термическое окисление кремния может приводить к воз­никновению дефектов упаковки, располагающихся в плоскос­тях (111). Эти плоские дефекты представляют собой структурные несовершенства решетки кремния, которые по своей природе являются дефектами типа внедрения и ограничены частичными дислокациями. Общепринятый механизм роста этил дефектов заключается в коалесценции избыточных ато­мов кремния в кремниевой решетке на зародышевых местах, в роли которых выступают дефекты, образовавшиеся в ходе выращивания кристалла, механические повреждения поверх­ности пластин, введенные перед окислением, химические за­грязнения или дефекты, обычно называемые плоскодонными ямками или бугорками. В результате процесса окисления на границе раздела фаз Si- SiO₂ присутствуют избыточные межузельные атомы кремния. Малая часть этих атомов диффун­дирует вглубь кремния. Пересыщение объема кремния соб­ственными межузельными атомами определяет скорость роста дефектов упаковки. Альтернативный механизм возникновения дефектов упаковки предполагает уменьшение концентрации вакансий вблизи границы раздела фаз Si—SiO₂.

Отрицательное влияние дефектов упаковки, возникающих при окислении, общеизвестно. Так, они являются причиной ухудшения характеристик р—n-переходов (это проявляется в увеличении обратных токов утечки) и уменьшения времени хранения заряда в МОП-структурах. Такие явления возни­кают тогда, когда дефекты упаковки становятся электрически активными в результате их декорирования примесями (обыч­но примесями тяжелых металлов). Декорирование происхо­дит как на самом дефекте упаковки, так и на ограничиваю­щей его дислокации. Дислокации, в частности, представляют собой предпочтительное место для кластерообразования, по­скольку являются областью разрыва решетки, обладающей высокой энергией. Диффундирующие атомы примеси стремят­ся расположиться именно в такой области, где они гораздо меньше искажают решетку, чем в случае их расположения в совершенной решетке. Иными словами, область, обладаю­щая высокой энергией, термодинамически более выгодна для размещения атомов примеси.

Рост окислительных дефектов упаковки существенным об­разом зависит от ориентации подложки, типа проводимости и наличия зародышей дефектов, Экспериментальные наблю­дения показывают, что скорость роста для подложек с ориен­тацией поверхности (100) выше, чем для подложек с ориен­тацией поверхности (111). Помимо этого, плотность дефектов упаковки выше в подложках с проводимостью n-типа по сравнению с тем же параметром для подложек с проводимостью р-типа. На рис. 7.5.3 показана сильная зависимость длины дефекта упаковки от температуры процесса окисле­ния. Энергия активации в области роста составляет 2,3 эВ и не зависит от ориентации поверхности и окисляющей среды (сухой влажный кислород). В диапазоне температур, где наблюдается ретроградный характер роста, дефекты упаков­ки сначала растут, а затем, по мере увеличения времени окисления, начинают сокращаться. Обычно дефекты упаковки распределяются по длине довольно компактно, за исключе­нием нескольких процентов аномальных дефектов упаковки с существенно большими размерами. Более короткие дефекты упаковки обычно являются дефектами, зародившимися в объеме и выходящими на поверхность. Отношение длины к глубине для поверхностных окислительных дефектов упа­ковки составляет приблизительно 3—10.

Кривые на рис. 7.5.3 ясно демонстрируют наличие двух об­ластей: области роста дефектов и области уменьшения их размеров. В последней области образование дефектов упа­ковки подавляется, а ранее существовавшие дефекты упа­ковки сокращаются. Добавление НСl в окислительную атмо­сферу может также способствовать подавлению образования дефектов упаковки. Дополнительные наблюдения показали, что для сравнимых толщин окисной пленки рост более корот­ких дефектов упаковки (в области роста) происходит при более низких температурах. Действительно, даже если тол­щина окисла достигает 1 мкм, образование дефектов упаков­ки полностью подавляется в тех случаях, когда температура окисления снижается ниже 950⁰С. Устранение уже образо­ванных дефектов упаковки может быть также осуществлено высокотемпературной термообработкой в инертной среде, на­пример в N₂, с энергией активации порядка 5 эВ, которая почти равняется энергии активации самодиффузии атомов кремния. Это указывает на то, что уменьшение и исчезнове­ние дефектов упаковки, по всей вероятности, связано с диф­фузией атомов кремния.

Экспериментальные данные показывают, что при сравни­мых температурах и времени окисления длина окислительных дефектов упаковки больше для окисления во влажном кис­лороде, чем для окисления в сухом кислороде. Это дает воз­можность предположить, что скорость окисления сильно влияет на механизм, ответственный за рост дефектов упаков­ки и связанный с точечными дефектами. Уравнение (7.5.1) является отражением модели, в которой скорость окисления представляет собой контролирующий параметр, определяю­щий длину окислительного дефекта упаковки:

dl/dt=K₁(dT_ок/dt)ⁿ-K₂ (7.5.1)

_Г
Де l— длина дефекта упаковки; T_ок— толщина окисла; t — время; n— параметр, характеризующий степенную зависимость; K₁—коэффициент, связанный с механизмом роста и образованием дефектов па границе раздела фаз Si—SiO²; K₂— коэффициент, связанный с механизмом уменьшения раз­меров и сокращением дефектов упаковки. Сопоставление этого уравнения с экспериментальными данными дает воз­можность определить значения п, K₁ и К₂.

Рис. 7.5.3 Рис. 7.5.4

Установлено, что показатель степенной зависимости равен 0,4. Эта более сла­бая по сравнению с линейной зависимость скорости роста окислительных дефектов упаковки от скорости окисления означает, что меньшие по размерам дефекты упаковки будут возникать при более высоких скоростях окисления за то же самое время при той же толщине окисной пленки. Это, безус­ловно, относится к случаю окисления при повышенном дав­лении, когда возрастает скорость окисления. На рис. 7.5.4 приведены экспериментальные данные для диапазона темпера­тур 950—1100°С для окисления при атмосферном давлении и давлении 64*10⁴Па. Приведенные здесь результаты под­тверждают справедливость предложенной модели. Дополни­тельные данные для процесса окисления при температуре 700° С и давлении 2мПа показывают полное подавление про­цессов образования дефектов упаковки дли всех исследован­ных толщин окисла (вплоть до 5мкм). Существовавшие ранее дефекты упаковки демонстрируют тенденцию к росту в ходе окисления при повышенном давлении и низкой температуре. Однако результирующая длина дефекта упаковки снимается за счет расходования кремния.

Характеристики

Список файлов учебной работы