2. 4. Implantáció félvezetőkbe

2. 4. Implantáció félvezetőkbe

2.4.1 A rétegek minősítése

Az implantáció jelentősen megváltoztatja a felületközeli réteg minden tulajdonságát ha nem a belőtt anyag, de a szerkezeti hibák révén mindenképpen. Így bármely tulajdonság alkalmas lehetne a hibák tanulmányozására. Leggyakrabban 1) a primér, de főleg a szekundér hibák, 2) az adalékanyag (1D-, 2D-, sőt 3D-) eloszlása, valamint 3) annak elektromos aktivációja szempontjából - amely korrelál a rácsbeli elhelyezkedéssel (az "akkomodálás" értelmében is) - szokták az implantokat vizsgálni. Az optikai, tribológiai, korróziós, katalitikus tulajdonságok mérése adott esetekben alapvető fontosságú. Az implantációt a legtöbb esetben követő hőkezelések során bekövetkező diffuziós és aktivációs folyamatokban a defektek fontos szerepet játszanak - mindennek figyelése, befolyásolása adja a "minősítés" célját, értelmét. A jelen rövid összefoglalóban főleg az implantált félvezetők, elsősorban a Si minősítésére összpontosítunk. Itt a rácshibák vizsgálatára klasszikusan alkalmazott módszerek két fő csoportba sorolhatók: integrális módszerek, amelyek valamennyi hiba együttes hozzájárulását adják meg, és "spektroszkópiai" módszerek, amelyek alkalmasak az egyes hibatípusok megkülönbözetetésére. Mint minden osztályozás, ez a különválasztás is csak bizonyos határok között igaz: vannak ugyanis olyan módszerek, amelyek mindkét jegyet magukon hordozzák. Részletes áttekintés található számos, a ponthibák tanulmányozásában alkalmazott módszerről Agullo-Lopez, Catlow és Townsend [1988] könyvében, valamint pl. az "Analysis of Microelectronic Materials and Devices" cimű kötetben (Eds. Grassenbauer és Werner [1991]).

A Backscattering Spectrometry (csatornahatással is kombinált RBS). Ez a módszer

végigkísérte

az

ionimplantáció

kutatását,

mert

érzékenysége,

mélységi

felbontóképessége és az a tulajdonsága, hogy egyetlen mérésből rendkívül sokféle információ nyerhető, kifejezetten illeszkedett az implantált rétegek jellemzőihez - bár a két, talán

369 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

legfontosabb szilícium-adalék, a bór és a foszfor esetében e módszerrel csak a rácshibák tanulmányhozhatók. Az RBS az ionsugaras analízis1 egyik speciális, de talán leguniverzálisabb változata. A módszer egyfajta ionbesugárzás: célszerűen kollimált, E0 (MeV) energiájú He+, ritkábban H, C, N ionok nagy szögben (ϑ≈170°, "vissza-")szóródó - a Φ dózishoz viszonyított hányadát mérik energiafelbontásban. Ebben a geometriában a folyamat teljesen rugalmas (2.2.2-4. fejezetek), így 1) a szóródó ionok energiája direkt kapcsolatban van az atomok tömegével (energia transzfer, 2.2.15), ill. 2) hozama azok felületi sűrűségével (atom/cm2); 3) a behatoló és a mélyből visszaszóródó ionok energiavesztesége mélységskálává transzformálható (2.2.34 alapján); mindezzel mélységfüggő kémiai analízis végezhető (Gyulai et al. [1970]); 4) csatorna irányban az adott mélységben mért hozam lecsökken, de a rácshibákkal, rácsközi adalékatomokkal az ionok ütköznek, tehát a visszaszóródó ionok jelzik ezek jelenlétét; 5) a rácspontokban helyet foglaló adalékok is behatárolhatók "háromszögeléssel".

1

Az ionsugaras analízis (Ion Beam Analysis, IBA) gyűjtőneve mindazon módszereknek, amelyek mononergikus részecskenyaláb szóródásából vagy a kiváltott magreakció termékeiből következtetnek a vizsgált anyag anyagi minőségére, szerkezetére. Az alkalmazott ionok általában "könnyű" ionok, a detektált "reakciótermék" lehet maga a (szóródott) ionok árama, energiaeloszlása, az általuk kiváltott reakciótermékek (ionok, karakterisztikus röntgensugárzás vagy gamma-foton) bármely mérhető paramétere.


HOZAM

V él e

t l en

Si irán

yú

0

MÉLYSÉGSKÁLÁK ELEMENKÉNT As 0

Csator n

áz o t t -

E0

0.56E0 VISSZASZÓRT IONENERGIA

2.44. ábra. Arzénnal implantált szilícium véletlen, ill. csatornázott irányú RBS spektruma, sematikusan. A "Hozam" az (E,E+dE) energiasávban detektált részecskék relatív száma. Egy sematikus RBS-spektrumot mutat a 2.44. ábra. A lépcső-jellegű görbe a szilíciumatomokról visszaszórt He-ionok hozama. A felületi Si-atomokról ≈ 0,56E0 energiával szóródnak vissza, majd a fékeződés miatt a detektorba érkező ionok energiája a mélységgel csökken - innen a balra mutató mélységskála. A nehezebb, eltemetettként képzelt arzén-eloszlás nagyobb ionenergiánál található (felületi As atomról EHe ≈ 0,80E0). A csatorna irányban felvett spektrum közel átlátszónak mutatja a kristályt, de a kiszóródás a mélységgel erőteljesen nő. A felszínnél látható csúcs az ún. felületi csúcs, amely az ionok által mindig "látott" felszíni atomokról (Si-nál 5x1015 atom/cm2) visszaszóródó ionoktól származik (részletesebben: Gyulai és Mezey [1985], Chu et al. [1978]). A módszer fő korlátjaként megemlítendő, hogy az egymáshoz közeli tömegű és egyúttal mélységben is közeli atomokról visszaszóródó ionok energiája közel azonos, tehát ilyenkor az analízis lehetetlenné válik. Fő előnye viszont, hogy - a detektortól eltekintve bármelyik IBA eljárás azonos berendezésre épül, tehát gondok fellépte esetén is szinte biztosan van mód az analízis elvégzésére, legalábbis részleges megoldás. További előny pl., hogy mivel a csatornahatással kombinált RBS-nek a rácshibákra vonatkozó érzékenysége hasonló

a

transzmissziós

eletronmikroszkópéhoz,

de

nem

igényel

hosszadalmas

mintaelőkészítést, az RBS alkalmas annak eldöntésére, hogy érdemes-e az egyébként képszerű és direktebb információt szolgáltató TEM-módszerrel próbálkozni.


Transzmissziós és nagyfelbontású transzmissziós elektronmikroszkópia (TEM, ill. HRTEM). A TEM alapvetően egy elektronforrásból, a gyorsítófeszültséget (≈ 100 - 300 kV) biztosító elektronágyúból, valamint a nyalábformáló (kondenzor) és objektív szerepet betöltő elektromágneses lencsékből áll. A gyorsított elektronok áthaladnak a mintán, a kilépő elektronokat az objektív lencsék a mikroszkóposzlop alsó részében található fluoreszcens ernyőre vetítik. A kívánt képminőség elérése után, a képet

fényképészeti úton vagy

digitálisan rögzítik. Két képalkotási módszert alkalmazhatunk a transzmissziós elektronmikroszkópban: az ún. diffrakciós kontraszt módszer ("szokványos" TEM) a helyi diffrakciós és szórási körülmények változásából származó "átlátszóság" változások kimutatására alapul (pl. így különböztetjük meg az amorfizált réteget a kristályos szerkezetűtől); a második az ún. nagyfelbontású (szokták rácsfelbontásúnak is nevezni) leképezés, ilyenkor a kép két vagy több diffraktált elektronnyalábnak a mintán eltérülés nélkül áthaladt nyalábbal történő interferenciája

nyomán

keletkezik.

A

kép

fekete/fehér

pontok

(diffrakciós

maximumok/minimumok) rendezett elhelyezkedéséből áll, azaz a minta atomjainak szabályos elrendezését használjuk diffrakciós rácsként. Fel kell hívni a figyelmet arra, hogy: a) ugyan ebből a képből visszaszámolható az atomok tényleges elredeződése, de a nyers képen látható pontok nem azonosak az atomi pozíciókkal b) a számolt atomi pozíciók tulajdonképpen nem egy atom, hanem egy "atom-oszlop"-ra vonatkoznak, azaz az elektronsugárral párhuzamos állású oszlopban található ponthiba nem mutatható ki. A TEM rutinszerűen alkalmazott a szekundér hibák, leggyakrabban diszlokációk kimutatásában és újabban mennyiségi vizsgálatában is. A módszer alkalmazhatóságának alapfeltétele a megfelelően kis vastagságú, ≈ 10 nm (az elektronok számára "átlátszó") minta kialakítása. Ezt több lépcsőben végzett mintavékonyítással, előbb csiszolással, majd ionporlasztással vagy kémiai mintavékonyítással érik el. Rendszerint két nézetet alkalmaznak, az ún. felülnézeti és a keresztmetszeti mintát. A felülnézeti minta síkja párhuzamos az implantált réteg síkjával, míg a keresztmetszeti minta síkja, mint megnevezése is mutatja merőleges az implantált réteg síkjára. A 2.4.2 fejezetben számos példát fogunk adni a TEM alkalmazására implantált rétegek minősítésében.


Röntgensugár diffrakció (X-ray Diffraction, XRD). A szilárdtestek néhánytized nm nagyságredű rácsállandója ideális diffrakciós rácsokká teszi azokat a röntgensugarak számára. Az állítást megfordítva, a röntgendiffrakció kiválóan alkalmas a kristályos szerkezet meglétének, vagy hiányának kimutatására. Ezen túlmenően, bonyolultabb eljárásokkal, amilyen például a kétkristályos röntgendiffrakció, kimutathatók az implantálás és hőkezelés után jelentkező rácsfeszültségek. A kétkristályos röntgendiffrakció képes ezeknek a néhány százalékos rácsállandó változásoknak a kimutatására, így a módszer lehetőséget ad az implantált rétegben visszamaradó feszültségek tanulmányozására (pl. Servidori [1987]).

A SIMS módszer (szekundér ion tömegspektrometria, Secondary Ion Mass Spectrometry) alapgondolata, hogy mélységfüggő kémiai összetételt lehet meghatározni, ha a mintát kontrolláltan porlasztjuk és a távozó atomi fluxus ionos részét egy tömegspektrométerbe vezetjük és folyamatosan regisztráljuk annak atomi összetételét. A SIMS módszer - néhány bonyolult izotópos eljárástól eltekintve, ill. egy-két elemnél az ionizáció gondjaiból eredő esetet kivéve - a legérzékenyebb és a legnagyobb dinamikus átfogást biztosító mikroanalitikai eljárás. Különösképpen alkalmas - az egyéb módszerekkel nem, vagy alig vizsgálható bórprofilok hat nagyságrendnél többet átfogó mérésére. Sajnos, a szintén gyakran igényelt foszforprofilok érzékeny mérése a SIMS-nek is nehézséget okoz. A mintegy 1-5 keV energiájú porlasztó ion fajtájának megválasztásával (Ar+, Cs+, O- stb.) akár az érzékenység, akár a dinamikus átfogás optimumát meg lehet találni. Szemben az RBS-szel, a SIMS-nek a legnagyobb nehézséget az abszolut mérés jelenti. Relatív mérésekre kiváló, de a standardok alkalmazása nehézkes. A gondokat főleg a porlasztás okozza. Egyfelől az elkerülhetelen ionos keverés ront a határfelületek élességén, másfelől a helyi összetételtől függ a leporlódott anyag molekuláris és ionizációs állapota. Egyetlen mintán belül is problémát jelenthet az ún. kedvezményzett (preferált) porlasztás, amikor a vizsgált anyag egyes összetevői eltérő porlódási együtthatóval rendelkeznek. Mindez tovább bonyolódik, ha a minta mélységi összetétele jelentősen változik, és így a porlasztási sebesség is változik a mérés folyamán. Ha a porlasztás egyensúlyba jutott, a gond enyhül és noha a felszín összetétele már nem feltétlenül felel meg a minta sztöchiometriájának - abból az első elvből következően, hogy a minta teljesen elporlasztható -, a nehezebben porlódó komponens éppen annyira dúsul fel a felületen, hogy belőle is a nominális összetételnek megfelelő fluxus jelentkezik. 373 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

A módszer minden gondja ellenére a legelterjedtebb analitikai eljárás a félvezetőipar területén. Új fejlesztésként, a tömegspektrométer-funkciónak repülési idő ("Time-of-Flight", TOF) detektálásra való átalakításával napjaink legérzékenyebb analitikai berendezése állt elő. Kiváló példaként visszautalunk a 2.16. ábrára, ahol bórprofilok láthatók. A módszer egy kvantitatív változata az ún. szekundér neutrális tömegspektroszkópia, az SNMS. Ennél a leporlódott atomok túlnyomó többségét kitevő neutrális hányadot előbb egy ionforrásba vezetjük, majd a kapott ionokat analizáljuk a tömegspektrométerrel. A várakozások ellenére annyi a különféle veszteség, hogy az SNMS általában nem éri el a SIMS érzékenységét, de mint mondottuk, kvantitatív, ami sok esetben nagyon hasznos.

Terjedési ellenállás módszer. A terjedési ellenállás módszer (Spreading Resistance, SR) gyors és igen elterjedt módszer az implantált réteg hőkezelése alatt kialakuló átmenet mélységének, és bizonyos hibahatáron belül az elektromos aktiváció mértékének megállapitására. A módszer az eredeti felülettel kis szöget bezáró csiszolat (≈ 0.2°) kialakításán és ezen a csiszolt felületen végzett, kétpontos ellenállásmérésen alapul, ahol az egymástól 50 mm nagyságrendű távolságra található hegyes fémszonda "lépeget". Kiindulópontként az eredeti felület és a csiszolással kialakított felület alkotta "gerincet" szokták alkalmazni. A lépegetés során alkalmazható legkisebb lépéstávolság rendszerint tizedmikronos nagyságrendű. Egy félvégtelen kiterjedésű homogén felületen D átmérőjű kontaktuson mért ellenállás értékét az alábbi elméleti összefüggés adja: Rs =

ρ , 2D

2.4.1

ahol Rs a két pont közötti ellenállás érték, ρ pedig az anyag fajlagos ellenállása. A gyakorlatban egy korrekciós tényező alkalmazása is szükséges: Rs = k (ρ)

ρ , 2D

2.4.2

ahol a k(ρ) értékét kísérletileg kell meghatározni hitelesítő minták segítségével. A pn- (np-) átmenetnek ellenállás maximum felel meg. Az adott mélységnek megfelelő fajlagos ellenállás értékből számolható az elektromosan aktív adalék koncentrációja. Ezt összevetve a SIMS 374 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

mérésről nyert kémiai koncentráció értékkel, információt kapunk az adott mélységre jellemző aktivációról. Töltéshordozó élettartam mérések. A töltéshordozók élettartama rendkívül érzékenyen reagál a rácshibákra, amelyek szórócentrumokként és csapdákként viselkednek a mozgó töltéshordozókkal szemben. A kisebbségi töltéshordozók élettartamát leggyakrabban a fotogenerált töltések relaxációját mérve határozzák meg. Az élettartam reciprokálisan adódik össze a tömbi és a felületi élettartamból. Ez utóbbit szokták felületi rekombinációnak nevezni. A tömbi élettartam akkor határozható meg egyértelműen, ha a felületi rekombináció, pl. a felület jódos kezelésével, elektrolitbe merítéssel, közelítőleg elhanyagolhatóvá válik. A vevetőképesség lecsengésének detektálására több lehetőség is van. Elterjedt és nagyon jó, érintés- és kontaktusmentes módszer a µ-PCD (Microwave Photoconductive Decay), amely egy lézerimpulzus által keltett többlet-töltéshordozók okozta mikrohullámú vezetőképesség lecsengését követve méri az élettartamot2. A félvezető-elektrolit kontaktus tulajdonságait, pontosabban a HF-be merített Si felületének az ideálist megközelítő állapotát használja ki az ún. Elymat módszer (Electrolytical Metal Tracer, Föll et al. [1989]), ahol a gerjesztést szintén lézerimpulzus hozza létre és a vezetőképesség lecsengését mérik. Mindkét professzionális készülék alkalmas a teljes szeletfelület 1 mm2-nél jobb felbontású élettartam térképének elkészítésére.

Tranziens mélynívó spektroszkópia (Deep Level Transient Spectroscopy, DLTS). A DLTS módszer egy Schottky dióda kiüritett rétegébe injektált töltéshordozók által előidézett kapacitásváltozás időfüggésének mérésén alapul. A rövid töltéshordozó impulzus megbontja az egyensúlyi állapotot, a csapdák feltöltődését eredményezi. Ezután a szabadon hagyott rendszer az egyensúlyi állapot felé tart, azaz töltéshordozók szabadulnak ki a csapdákból, a folyamat τ időállandóját mérik egy ún. tranziens kapacitásmérés során. Az emissziós folyamat hőmérsékletfüggését felhasználva, úgy, hogy a mérést pl. a hőmérséklet változtatásával végezzük, szétválasztható a különböző csapdák hozzájárulása a kapacitás tranzienshez.

Az egyik legkorszerűbb µ-PCD-t, valamint az alább ismertetendő DLTS készüléket a magyar Semilab Rt. fejlesztette ki és viszi piacra.

2


Amikor valamelyik csapda szerepe a kapacitás-tranziens alakításában dominánssá válik, a Shockley-Read-Hall modell (Shockley és Read [1952]) alapján a következő összefüggés írható fel a τ értékére

1 = σ ⋅ N t v t exp −( E t − E F ) / kT τ

[

]

,

2.4.3

ahol σ a csapda befogási hatáskeresztmetszete, Nt a csapda sűrűsége, vt a termikus sebesség, Et a csapda energiája és EF a Fermi energia. Látható, hogy valamely csapda emissziója akkor válik dominánsá, ha Et - EF > kT. Feltételezve, hogy σ nem függ a hőmérséklettől, és figyelembe véve, hogy Nt ~ T3/2, valamint hogy vt ~ T1/2, azt kapjuk, hogy

1 ~T 2 exp −( E t − E F ) / kT τ

[

]

.

2.4.4.

Tehát a hőmérséklet, és a kapacitás-tranziens időállandója azonosítja az Et energiájú állapotot. A DLTS módszert egyaránt alkalmazták a szennyeződések és a hibák vizsgálatára. Különösen eredményes volt a módszer alkalmazása az implantálás után fellépő vezetőképesség és élettartam csökkenést előidéző centrumok azonosításában (Keskitalo és Hallén [1994], Hallén et al. [1996])

In-situ elektromos mérések. Az eddigiekben tárgyalt módszerek közös vonása, hogy

ex-situ módszerek, tehát a mérés az implantálás befejezése után, úgymond a végállapotban történik. A hibaszerkezet implantálás közbeni alakulása is nyomon követhető in-situ vezetőképesség méréssel. Battaglia et al. [1995] a dózis függvényében négy nagyságrendnek megfelelő vezetőképesség csökkenést figyelt meg, amelyet két nagyságrendnyi növekedés követett. A 400 keV energiájú Si és 2.7 MeV energiájú Pt implantálás során alkalmazott dózisok a 109 cm-2 dózistól a 1019 cm-2 dózisig terjedtek. A kisebb dózisok esetében megfigyelt vezetőképesség csökkenés a töltéshordozók számát csökkentő hibák számlájára írható. A vezetőképesség bizonyos mértékű javulását a dózis növekedésével az magyarázza, hogy a kiterjedt hibák és amorf tartományok képződése során a ponthibák koncentrációja lecsökken.


Pásztázószondás módszerek. Akkor lenne ideális egy módszer, ha egyszerre

"láthatná" a hibát (adalék atomot) atomi felbontásban, és ugyanakkor a hiba (adalék atom) környezetében jelentkező tulajdonságbeli módosulásokról is információt nyerhetnénk. A nemrégiben kifejlesztett pásztázószondás módszerek (Scanning Probe Methods, SPM), mint a pásztázó alagútmikroszkóp (Scanning Tunneling Microscope, STM, Binning et al. [1982] és az atomerő mikroszkóp (Atomic Force Microscope, AFM) [Binning 1986] bizonyos mértékig eleget tesznek ennek a kívánalomnak. Ezek a módszerek egy nagyon hegyes tű (a "szonda") és a vizsgált minta felületi atomjai között fellépő kölcsönhatáson alapulnak. Újdonságuk

miatt kissé részletezzük ezeket. Az STM működési elve a fizikából ismert alagútjelenség. Ha 0,1 nm nagyságrendű távolság választ el egymástól két vezetőt, akkor a közéjük kapcsolt egyenfeszültség hatására a legmagasabb energiával rendelkező elektronok "átugorhatnak" a negatív elektródról a pozitívra. Az így folyó alagútáram erőssége exponenciálisan függ az elektródák távolságától, ebből ered az STM kiváló felbontása. Az AFM egy nagyon finom, mintegy 5 mm vastagságú, egykristályos Si laprugón mikrolitográfiás eljárással kialakított szilíciumnitrid tüske és a vizsgált felület között fellépő taszító jellegű erők okozta rugó-deformáció mérésen alapul. A minta és a tű csúcsa között ható erők jellemző értéke a nanonewton tartományban van. A pásztázószondás módszerek alkalmazása az ionbesugárzással keltett hibák vizsgálatára viszonylag újkeletű. STM segítségével atomi felbontásban legtöbbet vizsgált anyagok egyike, a pirolitikus úton előállított közel egykristályos grafit ("Highly Oriented Pyrolythic Graphite", HOPG). A szilíciumban jelentkező hibák alagútmikroszkópos vizsgálata elé a natívoxid gördít súlyos akadályokat. Egyrészt a Si atomi felbontású leképezéséhez ultranagy vákuum (Ultra High Vacuum, UHV), azaz 10-7- 10-8 Pa-nál kisebb nyomás szükséges (a natív oxid kialakulásának késleltetésére), másrészt a már kialakult natív oxid eltávolítását célzó eljárások (folysavas maratás, 1000°C kifűtés vákuumban, vagy a felületi réteg eltávolítása ionporlasztás útján) által a minta szerkezetében előidézett változások gyakorlatilag értelmetlenné teszik az implantálással keltett ponthibák keresését. A fent említett okok miatt sok, az implantálással keltett primér hiba atomi léptékű vizsgálatát célzó kísérletben HOPG céltárgyat alkalmaztak. A 2.45. ábrán a HOPG második


a b c

b

a

c

2.45. ábra. Atomhiányt mutató torzulás implantált grafitban (HOPG), AFM mérés, Bíró [1996a] nyomán. A b metszet középső tartományában megfigyelhető a felület alatti, második rétegben található atomhiány jellegű hibának tulajdonítható bemélyedés atomi rétegében elhelyezkedő atomhiányra utaló torzulást mutatunk be (Biró et al. [1996a]),

míg a 2.46. ábrán a HOPG két legfelső atomi rétege között elhelyezkedő rácsközi atom környezetében megfigyelhető szerkezetet mutatjuk be.

2.46. ábra. Rácsközi atom a besugárzott grafit (HOPG) két legfelső rétege között a), torzítatlan rács azonos korülmények között felvett képe b). STM mérés, Bíró et al. [1996a] nyomán

A felülettel párhuzamosan, oldalirányból sugározva be a mintát, AFM segítségével sikerült szilíciumban tanulmányozni a nagyon nagy energiájú (209 MeV) Kr+ ionok által előidézett roncsolódást a teljes (Rp = 28 µm) behatolási mélységig (Biró et al. [1996b, 1997]). 378 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

A 2.47. ábrán, Biró et al. [1996b]) arra az elvi kérdésre mutatunk rá, hogy hogyan és milyen torzítással tud az AFM a tű csúcsátmérőjénél kisebb alakzatokat leképezni. A b) ábra mutatja, hogy az AFM a helyi atomi sűrűségváltozásokat érzékeli a "kopogtatás" közben. A tű csúcsának görbületi sugara símító hatású. kilépô részecske összenyomás elôtti felület

Roncsolatlan kristály

összenyomott felület

I D

2.47. ábra. a) Kitörési kráterek nyomai 209 MeV-es Kr ionokkal párhuzamosan besugárzott Si-ban, 6 µm (≈0,2Rp) mélységben, Biró et al. [1996b] Optikai módszerek, ellipszometria.

I V

b) A magasabbrendű kaszkádoknál az atomi sűrűségváltozások jelenlétét mutatja kráternek a "kopogtató"-AFM felvétel.

Ezek - a TEM-hez hasonlóan - főleg a

rácshibákra érzékenyek és csak olyan nagy koncentrációk esetén érzékelik az implant atomokat, amikor azok a komplex dielektromos állandó értékét is befolyásolják. Az optikai módszerek a tökéletes roncsolásmentességük és a méréskor is biztosítható, tökéletes technológiai higiéne miatt nagyon alkalmasak a minősítésre, noha az így nyert pl. szerkezeti információ értelmezése nem mindig

egyértelmű, ill. az értelmezés modellfüggő. A

legelterjedtebb optikai módszer az ellipszometria, amely egyetlen mérésből, a polarizációs sík elfordulásának méréséből tud - megfelelő modell esetén - rétegvastagságokat is azonosítani. A félvezető technológiában oxidok és egyéb rétegek minősítésére széles körben használt eljárás alkalmas az implantok vizsgálatára is (Fried et al. [1989]). Fordítva szemlélve a jelenségeket: az optikai tulajdonságokban implantáció (amorfizáció) révén bekövetkező változásokat felhasználhatjuk integrált optikai elemek előállítására. Mivel az ebből a szempontból szóbajövő anyagok legnagyobb része dielektrikum, a dielektrikiumokkal foglalkozó 2.6.1. fejezetben beszélünk erről - akkor is, ha a vizsgált anyag Si vagy Ge.

2.4.2. A másodlagos rácshibák fajtái 379 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

Hőkezelés során a rácsközi atomok hibafürtökké és kiterjedt hibákká (pl. diszlokáció hurkokká) kondenzálódnak, de egyéb defektreakciók is lejátszódhatnak.

Az így előálló

hibákat másodlagos (szekundér) hibáknak nevezzük. A "másodlagos" hiba kifejezés nem egyértelmű, hiszen pl. további hőkezelés hatására egyes, már kialakult másodlagos hibák tovább oldódhatnak, sőt új, termikusan netán nagyon is stabil hibák is keletkezhetnek. Mint a Bevezetésben említettük, az alkalmazások tekintélyes részénél az implantált atomok "újraeloszlása" káros, emiatt a hőkezelések hőmérsékletét igyekeznek alacsonyan tartani, ezzel a "stabilnak" talált hibák választéka tovább növekszik. Világos, hogy a másodlagos hibák szerepe rendkívül jelentős. Nagyon kis implantációs dózisok (≈1012cm-2 ) esete. Az ilyenkor keletkező egyszerű,

ill. kettős vakanciák (V-V) a kis koncentrációk miatt nem lépnek egymással kölcsönhatásba, így a hőkezelés hatására viszonylag alacsony hőmérsékleten (T a(V) = 460 K, Ta(V-V) =230 K) hőkezelődnek. Az ilyen célú implantációs kísérleteknél, természetesen, Ti = 10-100 K hőmérsékleten kell implantálni. Thompson et al. [1980] mutatta ki, hogy 500 K hőkezelés után pl. a 15 keV, 1012cm-2 As vagy Sb esetében az eredeti ponthiba koncentrációnak már csak ≈10%-a található meg. Ilyenkor, ha az implant atom olyan, hogy képes a rácsba beépülni, a hőkezeléssel szubsztitúciós helyzetbe kerül és - miután a "rendes" elektron konfiguráció kialakul - elektromosan is "aktív"-vá válik. Az implantáció kisdózisú alkalmazásai (pl. 2.4.6.1.) ezért nem, vagy alig okoznak gondot. A 2.26. ábrán molekulaionokkal való implantálásra bemutatott hőkezelési görbék idevonatkozó információt is tartalmaznak pl. a kisdózisú implantáció defektjeinek a hőkezelődése rekintetében.

2.4.2.1. A kiterjedt hibák forrásai

A következőkben már nagyobb dózisokról beszélünk és az ilyenkor fellépő hibák osztályozását mutatjuk be Jones et al. [1988] nyomán. Az implantálás után keletkező hibák két alapvető folyamat egyikéből származnak. Implantálás után a ponthibák koncentrációja túltelített, emellett gyakran egy amorf réteg is jelen van. Hőkezelés alatt a ponthibák kiterjedt hibákká állhatnak össze, amelyek leggyakrabban "extrinsic" diszlokáció-hurkok. Az extrinsic 380 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

megnevezés arra utal, hogy az illető diszlokáció hurkok létrejötte az implantálás során a céltárgyba jutattott "anyagtöbblettel" függ össze. Ha amorf réteg is volt jelen, akkor a bizonyos körülmények között, l. 2.4.4. - tökéletlen újrakristályosodás is eredményezhet másodlagos, vagy kiterjedt hibákat. Előbb a ponthibákból származó kiterjedt hibákat, a későbbiekben pedig az újranövekedésből származó kiterjedt hibákat ismertetjük.

Ponthibák kondenzálódásából származó másodlagos hibák, küszöb alatti hibák. A

ponthibák kondenzációjából hőkezeléssel keletkező másodlagos hibák három típusba sorolhatók. Ezeket a ponthibák eredete alapján különböztetjük meg. Az első csoport az amorf dózisnál kisebb dózisoknál áll elő (I. típusú hibák, vigyázat, római egyes!). Ezeknek a hibáknak két jellegzetes megjelenési formája van: 1) rúdszerű, más néven {311} hibák (Takeda és Kohiyama [1993]), 2) diszlokáció hurkok. A {311} hibák alacsonyabb dózisnál képződnek, mint a diszlokáció hurkok. A {311} hibáknak megfelelő dózis küszöbértéke Siban 7x1012/cm2, míg a diszlokáció hurkok létrejöttéhez 2x1014/cm2 küszöbérték tartozik. Amint később látni fogjuk, a {311} hibák sajnálatosan fontosak, mivel ezek oldódása szerepel a fokozott diffúziót (TED) kiváltó rácsközi atom-fluxus forrásaként. Ezek a Φ < Φa esetben keletkező hibák alapvetően az ionimplantáció nem-konzervatív jellegéből erednek: azaz, mivel a kristályba implantált ionok száma messze meghaladja a vakanciák egyensúlyi számát, a Frenkel párok rekombinációját követően a rácsközi atomok száma túltelítésbe kerül. A Frenkel párok rekombinálódása, alacsony energiájú implantálás esetén (néhány 100 keV alatt) nagyon jó hatásfokkal történik, csak kisszámú vakancia tűnik el a felületen. Plauzibilis, hogy Si ionokkal "ön"-implantált szilícium esetében a {311} hibákban kötött Si atomok száma közelítőleg Φ, amint azt ki is mutatták kvantitatív TEM vizsgálatokkal (Eaglesham et al. [1996]). A 2.48. ábrán 20 keV, 2x1014/cm2 B+ ion implantálása és Ta=750°C hőkezelés folyamán a {311} hibákban megkötött rácsközi Si atomok fogyását mutatjuk be. Ha Ta= 900°C hőmérsékletű, 15 perces hőkezelést alkalmazunk, a {311} hibák diszlokációs hurkokká alakulnak.


Mivel ezek a másodlagos hibák az implantált ionok által keltett túltelített ponthiba-

10

14

Nsi -2

(cm ) 1013

1012 20

100

T a (min)

2.48. ábra. 2x1014 cm-2 bór implantációt követően a {311} hibákban megkötött rácsközi Si atomok, NSi,számának fogyása Ta=750°C hökezelés hatására (felülnézeti TEM-mel mérve, Jones és Gyulai [1996] nyomán).

koncentráció következtében jönnek létre, az eloszlásuk maximuma az Rp táján található. Ha az önimplantáció dózisa meghaladja a 2x1014/cm2 értéket, de

még Φ < Φa, egyaránt

jelentkezhetnek a {311} hibák és a diszlokáció hurkok is. Az I-típusú hurkokra I << Φ, ami azt jelenti, hogy a diszlokáció hurkok nem képesek befogni valamennyi, a {311} hibákból kiszabaduló rácsközi atomot. A {311} hibák viszonylag kevéssé stabilak, 700 és 800°C között exponenciális sebsséggel feloldódnak Ha Φ < 2x1014/cm2 és Ta > 800°C, kiterjedt hibák nem figyelhetők meg (Jones et al. [1988]). Ha a dózis nagyobb, de még Φ < Φa , az ún. küszöb alatti hibák figyelhetők meg. Ezek stabilak lehetnek egészen 1000°C-ig. Ebben van részben egyik korábbi kijelentésünknek a magyarázata, hogy ha nincs amorfitás, a rétegek nehezen kristályosíthatók vissza. A küszöb alatti diszlokáció hurkokkal a leggyakrabban B+ implantálás után találkozunk, mivel a bórra Φa értéke nagy. Ennek ellenére, a küszöb alatti hibák képződését bonyolítja a bórnak azon tulajdonsága, hogy hajlamos rácsközi atomokat befogni, ami oda vezet, hogy lecsökken a kiterjedt hibák képződéséhez rendelkezésre álló I. Az így befogott rácsközi atomok bór-intersticiális fürtöket képeznek (boron interstitial clusters, BIC). Ezek mérete olyan kicsiny, hogy nem láthatók a TEM felvételeken. Oldódásukkor viszont egy további rácsközi atom-forrást képeznek, amely az általa okozott TED révén mutatkozik meg (Zhang et al. [1995]). Ezt részletesebben fogjuk tárgyalni a 2.4.6.3. pontban.


"End-of- range" (EOR) hibák. Ezek a II. típusú kondenzációs hibák olyan

diszlokáció hurkok, amelyek Φ > Φa implantálást követő hőkezelés során a kialakult amorfkristályos (a/k) határfelületnek megfelelő mélységben képződnek. Ez esetben a már amorfizált tartományból a még kristályos, de erősen roncsolt a/k határfelület alatti rétegbe lökött Si-atomok jelentik a diszlokációkban található nagyszámú rácsközi atom forrását. Ha Ta alacsony, ezeknek a hibáknak is egyidejűleg két válfaja figyelhető meg: a {311} hibák és a diszlokáció hurkok. A küszöb alatti hibákkal ellentétben, ahol {311} hibák képződhetnek diszlokáció hurkok nélkül is, az a/k határfelület mögött I olyan nagy, hogy egyszerre jelentkezik mind a kétfajta hiba. Elfogadott, hogy az I-nek két forrása van: 1) az amorf rétegen átrepülő ionok, azaz azok az ionok, amelyek a/k határfelületnél mélyebbre hatolnak; ez hasonlít az Φ < Φa esethez, attól eltekintve, hogy az a/k határfelület mögötti implantációs profil integrált területe Φ-nél lényegesen kisebb ; 2) az ütközéses implantáció által kilökött rácsatomok, amelyek átlagolt impulzusa az ionnyalábbal egyirányú. Ez utóbbiak száma meghatározható a TRIM segítségével, ha kellően nagyszámú ionra (≥105) végezzük el a szimulációt (Laanab et al. [1994]). A Φ < Φa esetén, alacsonyabb energián végzett önimplantációs kísérletek azt mutatják, hogy - ismét a Frenkel párok rekombinálódásásnak nagy valószínűsége miatt - az ütközéses implantáció hozzájárulása az I-hez kicsiny a direkt átrepülő ionokéhoz képest. A Φ > Φa dózis esetén, a sekélyebb tartományok - ahol a keltett vakanciák nagyobb hányada található - is amorfizálódnak, a hőkezelés során bekovetkező szilárd fázisú epitaxiális újranövekedés ("Solid Phase Epitaxial Growth", SPEG) után sok olyan rácsközi atom marad vissza, amelynek a vakancia párja a SPEG során eltűnt. Ezek az intersticiálisok az EOR tartományban található túltelített V vakancia-koncentrációval együtt hozzájárulnak az EOR diszlokáció hurkok kialakulásához. A pontos model, amely jól írja le a hurkokban csapdázódott rácsközi atomok számának ionenergia-, dózis- és Ti-függését is, a rácsközi atomok mindkét forrását tekintetbe veszi (Laanab et al [1993,94]). Érdemes megjegyezni, hogy a szilíciumban oldott oxigén (esetleg szén) szerepet játszhat az EOR hibák kialakulásában: Lorenz et al. [1991] nagyságrenddel kevesebb EOR hibát talált az egyébként azonosan amorfizált és hőkezelt Float Zone (FZ) szilíciumban, mint az általánosan használt Czochralski (CZ) kristályokban (ez utóbbiak nagyságrendekkel több oxigént és szenet tartalmaznak). Ezért lehetséges, hogy az EOR hibák nukleációja 383 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

tulajdonképpen nem homogén, hanem heterogén nukleáció, amelyben az oxigénnel kapcsolatos hibák is szerepet játszanak. Egy másik lehetőség az, hogy az oxigén/szén csapdaszerepet játszik az öndiffúzió során, és ezáltal csökkenti az intersticiálisok effektív diffuzivitását. A csapdák által korlátozott diffúziót tekintik jelenleg a legjobb magyarázatnak a bórral adalékolt szupperrácsok esetében megfigyelt viszonylag lassú diffúzióra is (Stolk et al. [1995]). Ha a csapdába való befogás nagyobb a CZ Si esetében, akkor a diszlokáció hurok nukleációja könnyebben megtörténhet, mert az effektív túltelítettség nagyobb. Ha tovább folytatjuk a hőkezelést, a diszlokáció hurkok növekedési fázisa következik (Liu et al. [1995]), Lanaab et al. [1993] modellje). A növekedési szakaszban I jelentősen csökken a diszlokácó hurkok környezetében, és ennek megfelelően csökken valamennyi adalékatom diffuzivitása is. A növekedési szakasz jellemző módón 30-60 perc időtartamú 800°C hőmérsékletű hőkezelés után kezdődik. A szilárd oldhatóságnál kisebb dózisú implantálás esetén viszonylag magas hőmérsékletű hőkezelés szükséges az EOR hibák teljes feloldásához. Ezek a hőmérsékletek, álltalában magasabbak, mint amit a napjainkban alkalmazott gyártástechnológiák hőterhelése megenged (l. 2.4.3.).

Precipitációval kapcsolatos hibák. Az ötödik csoportként definiált (V. tipusú)

kondenzációs hibák valamilyen szennyező anyag kiválása nyomán keletkeznek a szilíciumban, ezért ezeket a hibákat precipitációs hibáknak nevezik. Mivel az implantáció nem-egyensúlyi eljárás, az adalékatomok igen nagy koncentrációban bevihetők a szilíciumba. Ha ezeknek az anyagoknak a koncentrációja meghaladja a szilárd oldékonyságot, akkor a hőkezelés kiválást (precipitációt) eredményezhet. A kiválás két fajtájú hibát kelt. Az első fajta magának a szennyeződésnek a kiválása. A legszokványosabbak a fémes precipitátumok mint az Sb, Sn, vagy Ga (Jones et al. [1988]. Az V. tipusú (vigyázat! római ötös) hibák az implantált ionok behatolási mélységének tartományában képződnek. Az is előfordulhat, hogy a precipitáció során olyan nagy koncentrációban keletkeznek ponthibák, hogy azok kondenzációja nyomán kiterjedt hibák képződnek. Ez a jelenség leggyakrabban nagydózisú As+ implantálás után figyelhető meg. Az az elfogadott álláspont, hogy hőkezelés közben egy vakancia körül egy kis As-fürt keletkezik, amely TEM segítségével még nem mutatható ki. Ugyanakkor, amint azt majd később részletesebben tárgyaljuk, az As kiválási folyamata nagyszámú rácsközi atomot eredményez, amelyek diszlokáció hurkok formájában kondenzálódhatnak. Más adalékok, úgymint a foszfor, nem képeznek kimutatható 384 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

precipitációs hibákat, ha a dózis nem haladja meg az 1 x 1016/cm2 értéket (Jones et al. [1987]).

Szilárdfázisú újranövekedésből származó másodlagos hibák. A hibák másik nagy

csoportját azok a hibák képezik, amelyek az implantálással amorfizált réteg tökéletlen újranövekedéséből származnak. Alapvetően két úton jöhetnek létre. Az első az, amikor a SPEG tökéletlenül zajlik és hibák nukleálódnak az előrehaladó a/k határfelületen és ezek a hibák belenőnek a kristályosodó szilíciumba. Az újranövekedési hibák másik fajtája az eltemetett amorf réteg újranövekedésekor keletkezik. Ezek a hibák akkor keletkeznek, amikor a két mozgó amorf/kristályos határfelület találkozik, de nem illeszkedik tökéletesen.

Újranövekedési hibák (III. tipusú hibák). Az újrakristályosodási folyamat során

kialakuló hibák leggyakrabban v-alakú ("hairpin") vagy más néven áthidaló ("spanning") diszlokációk. Ezek eredete az egyenetlen a/k határfelülettel függ össze, amely gyengén amorfizáló ionokkal végzett vagy/és magashőmérsékletű implantáció nyomán keletkezik. Ezek a hibák nem túlságosan stabilak és kiküszöbölődnek az atomi síkok alácsúszásával ("glide/climb" mechanizmus), amelynek a jellemző aktivációs energiája 2 eV (Seidel [1985]). Ugyanebben a cikkben Seidel arról is beszámol, hogy a Ge alkalmazása előamorfizálásra csökkenti a III. tipusú hibák számát. Alacsony hőmérsékleten és jó termikus kontaktussal végzett előamorfizálás esetében kevesebb hiba nukleálódik és az újrakristályosítás hibamentes lehet mintegy 0,5 µm vastagságig. Ezeknek a hibáknak egy másik gyakori fajtája az <511> ikresedés, vagy torlódási hiba ("stacking fault"). Ez utóbbi hibák elősegítik a fluor felületi szegregációját a BF2+ ionokkal implantált mintákban (Carter et al. [1984]). Mivel ezek a hibák nem a ponthibák egyensúlyának megbomlásából származnak, általában nincs lényeges befolyásuk a subsztituciós adalékok diffúziójára. Ennek ellenére, mint bármely diszlokáció, idegen atomokat foghatnak be - és ha kereszteznek egy p-n az átmenetet - vezető csatornát képezhetnek a visszáram számára.

Kagylóhéj hibák. Az újrakristályosodási hibák második csoportja az eltemetett amorf

réteg hőkezelésekor jelentkezik. Ha az ionok energiája elég nagy és a dózis elég kicsi, akkor előfordulhat, hogy az implantáció eredményeként eltemetett amorf réteg keletkezik. A 385 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

hőkezelés során a SPEG mindkét a/k határfelület irányából beindul. Amikor a két növekedési front találkozik, sok hiba maradhat vissza. Ezeket a hibákat - alakjuk miatt - "kagylóhéj" hibáknak nevezik (Sadana et al. [1982]), de nevezik még "húzózár" ("zipper"), ill. IV. típusú hibának. Az {111}-szilíciumban az ilyen IV. tipusú hibák az EOR hibáknál nagyobb átmérőjű (>>100 nm) diszlokáció hurkokból állnak. Ezek a rétegek a felülettel párhuzamos (111) síkban hibás, extrinsic diszlokáció hurkokból állnak, tökéletes diszlokáció hurkokat alkotnak az {110} síkokban. Az eltemetett amorf réteg újranövekedése {100} szilíciumban nagyméretű csavardiszlokációk kialakulásához is vezethet (Jones és Prussin [1986]).

2.4.2.2. Az adalékokra jellemző hibák

Ebben a pontban néhány adalékatomokra sajátosan jellemző hibákkal fogunk foglalkozni. 1) Bór. Az implantált bór, künnyű atom lévén, jószerivel teljesen elektronfékezéssel

lassul, ezért Φa ≈ 1 x 1017/cm2, a pontos érték a nyaláb-áramsűrűségtől, valamint az implantálás hőmérsékletétől függ (Jones et al. [1988], Shi et al. [1994]). Ezért a szokványos dózisok szobahőmérsékleten nem amorfizálják a szilíciumot. Amint arról már szó volt, a dózis növekedésével az egyszerű hibák (ponthibák) küszöb alatti (I. tipusú) hibákká kondenzálódnak. Kis dózisok esetén (Φ ≈ 1012 -1013/cm2) az elektromos aktiváció, azaz az implant atomok rácspontba juttatásának hatásfoka viszonylag jó. Az elektromosan aktiv hányad monoton növekedést mutat "izokron"3 hőkezelés esetén 400-tól 900°C-ig. Ha a dózis meghaladja a 1 x 1014/cm2 értéket, az ún. "reverse annealing", azaz fordított hőkezelésnek nevezett jelenség figyelhető meg. Ennek során az adalék aktivált hányada csökken a növekvő hőkezelési hőmérséklettel. Ez összefüggésben állhat a bór fürtök képződésével és oldódásával. A TEM felvételeken két fajta küszöb alatti hiba mutatható ki, a {311} hibák és a diszlokáció hurkok. Lehet továbbá egy feltételezett (TEM-mel ki nem mutathatató) bórintersticiális fürt (BIC) hiba is, amely szintén kialakulhat. A {311} hibák képződése függ az 3

Azonos mintán, azonos idõtartamú, fokozatosan növelt hõmérsékleten végzett hõkezelés neve. Tipikusan 15 perc idõtartamú, 50°C-os lépésekben növelt hõmérsékletet alkalmaznak. Jelentõs különbséget okoz, ha nem azonos mintán végzik ("Thermal history", Csepregi et al. [197


implantált ionok energiájától és a dózistól, de általában nem jelentkeznek 1 x 1014/cm2 és 20 keV alatt. A {311} hibák és a BIC jelentős szerepet játszanak a fokozott diffúzió során. A diszlokáció hurkok álltalában csapdaként szerepelnek a {311} hibákból, valamint a BIC-ből kiszabaduló rácsközi atomok számára. 2. A foszfor amorfizálhatja a szilíciumot már a szokványos dózisok (6 x 1014/cm2)

alkalmazása esetén is. Ezért az alacsony hőmérsékletű hőkezelés jó elektromos aktivációt eredményez, különösen a nagy dózissal végzett implantálás után [Tokuyama et al [1978], 2.49. ábra).

2.49. ábra. (111) Si szeletbe 50 keV energiájú P implantálása és 15 perc 840o C hőkezelés után mért töltéshordozó koncentráció profilok, Tokuyama et al. [1978] nyomán.

A töltéshordozók mélységi eloszlásának profilja azt mutatja, hogy a hibák csak részben hőkezelődnek ki, az alacsony dózisnak megfelelő görbék ugyanis eltérnek a nagy dózisok görbéitől. Ami a hibákat illeti, a legszokványosabbak az EOR hibák. Precipitációval kapcsolatos hibák nem jelentkeznek 1 x 1016/cm2 dózisig. Egy meglepő megfigyelés azt mutatja, ha a dózist a szilárd oldhatóság határa felé emeljük (50 keV, 5 x 1015/cm2), akkor jelentősen megnövekszik az EOR hibák oldhatósága 900°C-on (Jones et al. [1987]). A dózis növekedése 1 x 1015/cm2 értékről 1 x 1016/cm2 értékre azt eredményezi, hogy az EOR diszlokáció hurkok stabilitása jelentősen csökken. Ez a hatás valószínűleg a foszfor precipitációjával áll kapcsolatban, mechanizmusa azonban még nem tisztázott.


3. Az arzént nevezhetjük mára a legfontosabb n-típusu adalékanyagnak. Annak, hogy

a foszfort gyakorlatilag kiszorította az integrált áramkörök gyártásából, több oka is van: 1) a szilíciumhoz képest nagy tömege segít az amorfizálásban, 2) a mindezzel együttjáró kis Rp és 3) a viszonylag kis diffuzivitása is előnyös, emellett 4) a szilárd oldatósága egy nagyságrenddel meg is haladja a foszforét, emiatt még kisebb kontaktusellenállás érhető el vele. Az As nagy tömegének tulajdoníthatóan az általa okozott legszokványosabb kiterjedt hibák az EOR hibák. Emellett van egy sajátos As-okozta rácshiba. Amint az már említésre került a precipitációs hibák tárgyalásánál, ha 100 keV körüli energián, Φ > 2x1015/cm2 dózist implantálunk, akkor a hőkezelés során egy második hibaréteg is kialakulhat a behatolási mélység táján. Ezeket a szubmikroszkópikus méretű (néhány atomnyi) hibákat az As-fürtök egy vakancia körüli precipitációjának tulajdonítják (Jones et al. [1988]). A fürtök képződése során rácsközi atomok szabadulnak fel, amelyek diszlokáció-hurkokban kondenzálódhatnak. Ha ezek a további hőkezelés hatására eljutnak a felületig, akkor a hurkok félhurkokká fejlődhetnek. Ha mindez a pn-átmenet tartományába esik, az az eszköz működésére károsan hat. 4. További elemek. A ritkábban alkalmazott adalékanyagok közé tartozik az alumínium, antimon és gallium. Mindegyiküknek van valamilyen hátránya, ezért nem

rendelkeznek olyan technológiai jelentőséggel, mint az előzőekben már tárgyalt adalékok. A Si homológ sorának nehezebb elemeit (Ge, Sn), előamorfizálásra használják, ezeket nem fogjuk részletesebben tárgyalni. Az alumínium kis oldhatósága miatt a diffúzióval történő Al adalékolás nem

praktikus. Ennek ellenére lehetséges az ötvöződés a Si és az Al között annak az alacsony hőmérsékletű eutektikumnak köszönhetően, amelyet e két elem alkot. P-tipusú adalékolásra való alkalmazása régi küzdelem, amelyet csak mérsékelt siker koronáz. Az alumíniummal előállított átmenetek jó átütési tulajdonságokkal rendelkeznek,

viszont a szabad

töltéshordozók koncentrációja és mozgékonysága alatta marad a bór implantálással elérhető értékeknek. Az egyetlen elfogadható eljárás az adalék ki-diffundálásának csökkentésére a magas-hőmérsékletű implantálás. Antimon. Korúbban antimont alkalmaztak az ún. szubkollektorok kialakítására, annak

nagyon alacsony diffúziós együtthatója miatt, ami annak tulajdonítható, hogy az antimon 388 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

kizárólag vakancia-mechanizmussal diffundál. Mivel oldhatósága is kicsi (2-4 x 1019/cm3), az As a legtöbb alkalmazásból kiszorította. Igen nagy tömegének köszönhetően azonban az Sb nagyon jól amorfizál és előamorfizálásra alkalmas. Az Sb-okozta kiterjedt hibák leggyakrabban EOR hibák és fémes Sb precipitátumok. Gallium. Az Al-hoz hasonlóan, a gallium is egy lehetséges jelölt a teljesítmény-

eszközök előállításában, de szintén hátránya az alacsony oldhatóság és a ki-diffundálási hajlam. Nagy tömegének köszönhetően viszonylag alacsony dózisok esetén már amorfizál (Φa = 2x1014/cm2), így az EOR hibák a jelentkeznek a legnagyobb számban. Az alacsony oldhatóság következtében, kis Ga precipitátumok is megfigyelhetők. A foszforhoz hasonlóan, a szilárd oldhatóságot meghaladó dózisok esetén az EOR hibák gyorsabban oldódnak a hőkezelés alatt, mint alacsonyabb dózisokon. Jó elektromos tulajdonságokat sikerült elérni fedőréteg alatt végzett diffúzióval (Müller et al. [1975]).

Rácshibák szubmikronos áramköri szerkezetekben. A kis méretekből következik,

hogy az egységek kerületi részeinek szerepe megnő. A hasadékalakú (nagy "aspect ratio") ablakokat tartalmazó maszkok sarkaiban várhatók új, sajnos zömmel előnytelen jelenségek. Előszöris, az ionok oldalirányú kiszóródása olyan rácshibákat eredményezhet, amelyek belenyúlhatnak a sekélyebb rétegekbe. Másodszor, az ablak oldalfala az ionok behatolása útjában egy áttetsző tartományt eredményez, amely első közelítésben egy kisebb energiájú lokális implantálásnak felel meg, azaz a mélységi szórás megnövekedéséhez vezet. Ez keveredhet a harmadik tényezővel, a maszk atomjainak ütközéses implantálásával. Végül, a felületen található maszkoló réteg által keltett mechanikai feszültség is hozzájárulhat diszlokációk kialakulásához (Tamura et al. [1989]). Bórimplantnál, Φ > Φa esetben, EOR hibák képződnek, de az újranövekedés a maszk szélén zavartalan. Amorfizáló P és As dózisok esetében a hibák az amorf réteg alatt jelentkeznek. Természetük és méretük nem függ az ablak méreteitől, de bonyolult hibák figyelhetők meg az ablak szélein, amelyek az amorf réteg tökéletlen visszanövéséből erednek Ha az implantált réteg hőkezelése során nagy mechanikai feszültségek vannak jelen, mint például a maszkoló rétegen nyitott ablak széleinél, akkor éldiszlokációk is keletkezhetnek. Az ilyen hibák nemkivánatos visszáramot okoznak pl. egy DRAM cellában.


2.4.3. Hőkezelési stratégiák, rácshibák hőkezelése

A csökkenő eszközméretek azt eredményezték, hogy a korábbi stratégia, amikoris a funkcionális határfelületeket (elsősorban a pn-átmeneteket) a stabil rácshibák zónájától az implant atomok mélyebbre diffundáltatásával el lehetett választani, mára nem folytatható, mert a jelen igényeihez illleszkedő, immár minimális diffúzió nem kontrollálható. Nagy jelentőséget kapott tehát az, hogy az implantációval a végleges eloszlást kell előállítani és emiatt a teljes technológiai folyamatban a lehető legkisebb hőterhelésre kell törekedni. A hőmérséklet-idő ciklusok (termikus terhelés, "thermal budget") pontos megtervezése és kézben tartása alapvető feladattá vált. A hőkezelési filozófiák tárgyalása elején röviden visszautalunk a dinamikus hőkezelődésre, amely már a teljes folyamatnak is fontos része. A különböző implantációs eljárások esetén a dinamikus hőkezelődés termodinamikailag eltérő jellegű. Pl. alacsony hőmérsékleten, molekuláris ionokkal végzett implantálást - mint dinamikus hőkezelést adiabatikusnak tekinthetjük, igaz, csupán egyetlen kaszkádnak megfelelő térfogatban. Fókuszált ionsugárral, vagy nagy ionáramsűrűséggel végzett implantálás már az adiabatikus és izoterm (a szelet egésze is fel tud melegedni) eljárások közötti köztes esetnek tekinthető. Adiabatikus folyamatként tekinthetők a lézer- vagy részecske-impulzusokkal4 végzett hőkezelések, mert azok az állapotok befagyasztását okozó hülési sebességekkel járnak, azaz metastabil állapothoz vezetnek. Az egyre terjedő, halogénlámpákat alkalmazó, "gyors" hőkezelés időtartama 10-100 s, ("Rapid Thermal Annealing", RTA), ill. a hagyományos kályhás hőkezelés, amelynek időtartama tíz percekben mérhető ("Furnace Annelaing", FA). Ezek már nem in situ folyamatok. Mivel alkalmazásukkor a teljes szelet felmelegszik, ezeket az eljárásokat az izotermális kezelések közé soroljuk. A a félvezető gyártásban, ezidáig, kizárólag izotermális hőkezeléseket alkalmaztak.

4

Ionimpulzusokkal , ha egy-egy impulzus elegendő felületi energiasűrűséget is képvisel, önhőkezelő implantáció is lehetséges (pl. Gyulai és Krafcsik [1989]). 390 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

2.4.3.1. Hőkezelési stratégiák

A hőkezelés mai gyakorlatának időskálája nyolc nagyságrendet fog át: a 10-4 - 104 s tartományt. A különböző hőkezelési eljárások osztályozhatók 1) a (T,t) ciklus, valamint 2) a szelet térfogati része hőmérsékletének idő- és térbeli függése alapján. Az adiabatikus hőkezelés során a gerjesztés részben atermikus (az elektrongáz- és a kristályrácshőmérséklete eltérő), s a termalizáció (a hőmérsékletek kiegyenlítődése) csupán 10-11 s alatt követetkezik be. A hibaszerkezet végállapota azonban mindenképpen metastabil. A metastabil állapotok instabilitását egy aktivációs energia hozzárendelésével lehet jellemezni. A mergbízhatóság szempontjai miatt viszont ennek az aktivációs energiának elegendően nagynak kell lennie a kT termikus energiához képest. Ha nem ez a helyzet, a gyakorlati alkalmazás lehetőségei kizártak. A metastabil állapot relaxációját Révész et al. [1980] mutatta ki először, szilíciumba implantált antimon és lézerimpulzusos kezelés segítségével. A szeletet a szilárd oldhatóságot meghaladó szintig adalékolták implantálással és (nem olvasztó) lézerimpulzussal hőkezelték. Ez után a kezelés után valamennyi implantált atom elektromosan aktív volt. Ezt követően a lézerrel kezelt mintát egy hőkezeletlen, összehasonlító mintával együtt izokron hőkezelési sorozatnak vetették alá. Az aktivált szelet kitűnő felületi vezetőképessége Ta > 600°C kezelés hatására lecsökken ( az Sb-atomok rácsközi helyre ugrottak) és, végül, 900°C-tól már együtt futott az összehasonlító minta vezetőképességi görbéjével (amely mindössze az implantdózis 30%-ának megfelelő elektromos aktivitást érte el Ta = 1000°C-ig). Ez azt mutatja, hogy a néhány tized elektronvolt aktívációs energiával rendelkező metastabil állapotok átalakulása már viszonylag alacsony hőmérsékleten elkezdődik. Adiabatikus felmelegítés (pl. lézer vagy részecske (elektron-, ion-) impulzus) alkalmazásakor is csak a szilárdfázisú reakciók alkalmazhatók, mert az olvadékfázisbani gyors diffúzió többnyire nem kerülendő. A szilárdfázisban viszont hőkezeletlen rácshibák maradhatnak vissza. A hőmérsékleti gradiens bizonyos határok között tervezhető az félvezető abszorpciós együtthatójának ismeretében: nagy hullámhosszúságú fotonokat, vagy nagy behatolási mélységű elektronokat alkalmazva, egyenletes felmelegítést kapunk (kis hőmérsékleti gradiens), ezzel szemben nagy gradiens érhető el UV megvilágítás, vagy kisebb 391 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

behatolású ionok alkalmazásával. A közelmúltban növekvő érdeklődés mutatkozott az adiabatikus hőkezelési módszerek iránt. Például a sekély átmenetek előállításában ("Pulsed Laser Assisted Deposition, PLAD) fokozott erőfeszítések irányulnak a lézeres felületi olvasztást követő visszanövesztés alkalmazására. Ennek során a felületet megolvasztják egy az adalékanyagot tartalmazó gáz jelenlétében és így egy vékony, erősen adalékolt réteget állítanak elő. Az adalékolás egyenletességével kapcsolatos kérdések azonban korlátokat szabhatnak az eljárás ipari alkalmazása elé. IBIEC, IBIA. Ezen a ponton térünk ki az IBIEC kissé részletesebb ismertetésére. Itt

egy, a szeletben már meglévő amorf réteget ionokkal lövünk át és az ionok váltják ki az epitaxiális újranövekedést. (A jelenség alapvetően a dinamikus keveredés rokona.) A kristályosodás és amorfizálódás közötti egyensúlyt ismét a ponthibák mozgása határozza meg: ha azok el tudják érni az a/k határfelületet, epitaxiális újrakristályosodás történik, ha nem, akkor az amorf réteg kiterjed (IBIA). A ponthibák mozgékonyságának a szabályozása a megfelelő szelethőmérséklet megválasztásával történik. Az alapvető megállapításokat Elliman et al. [1987] foglalta össze: 1) az IBIEC és az IBIA tartományokat egy Tk kritikus hőmérséklet választja el (Si esetében: 318oC), 2) a MeV energiájú Ar+ ionokkal kiváltott növekedés aktívációs energiája 0.24 eV, 3) a visszanőtt réteg vastagsága arányos Φ-vel, 4) 318°C-on a mért növekedési sebesség 6 nm/1016 Ne+ /cm2.

A magas hőmérsékleten végzett implantálás olyan hőkezelési elv, amely mérsékelt

sikerrel ugyan, de széles körben elterjedt volt a kezdetektől fogva. A már korábban tárgyaltak alapján belátható, hogy a Si hővezető-képességének csökkenése a hőmérséklet emelkedésével azt eredményezi, hogy a kaszkádok aktív életszakasza meghosszabbodik és kevesebb rácsközi atom alkot hibafürtöket. Tehát a magas hőmérsékletű implantálás elősegíti a hibák mozgékonyságát, a kristályosodást. Ez bizonyos mértékig igaz a diffúzióra is, ott azonban a körülmények valamivel bonyolultabbak. A magas hőmérsékletű implantálás legszélesebb körű alkalmazása a SIMOX rétegek előállítása. Magashőmérsékletű implantálásnál nem egyszerű szétválasztani a nyalábfűtés hatásait az izoterm melegítésétől. Belátható, ha a szeletre szerelt hőmérő ugyanazt az értéket is mutatja, a körülmények a mikrotérfogatokban nagyonis különbözőek lehetnek. 392 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

2.4.3.2. A hőciklus és a hőterhelés

Azt már említettük, hogy a VLSI és ULSI technológiákban a hőterhelést olyan alacsonyan kell tartani, amennyire csak lehetséges, hogy az adalék diffúziója elkerülhető legyen. Ugyanakkor, a hőkezeléseknek biztosítaniuk kell a megfelelő aktívációt és a hibák hőkezelését.

2.50. ábra. A hőkezelések idő-hőmérséklet ábrája. A szaggatott vonalak a defektek eltűnésének/megmaradásának (T,t) tartományait, a folytonos vonalak pedig a bór különböző mértékű, diffúziós újraeloszlásának tartományait választják el (Fair és Ruggles [1990] nyomán). Látható,hogy 0,25 µm újraeloszlás megkövetelése esetén nem is lehet szó a defektek teljes hőkezeléséről. angol ábra, szöveg nem pontos

A 2.50. ábra Fair és Ruggles [1990] nyomán illusztrálja a hőciklusból eredő komplex gondokat. Az ábrán - a defektreakciókat Boltzmann-folyamatokként leíró Arrheniusegyenesekként kezelve - a mély, ill. a sekély rácshibák hőkezelődéséhez minimálisan szükséges (T,t)-ciklusokat szaggatott vonalakkal ábrázoltuk. A folytonos vonalú görbesereg elemei azon szempont szerint választják ketté a (T,t)-síkot, hogy egy adott ciklus alatt az adalékok mekkora újraeloszlást (diffúziót) szenvednek el. A következtetés egyértelmű: ha a bór-implantnak 0,3 µm-nél nagyobb távolságra való diffúziója megengedhetetlen, nincs olyan hőkezelési ciklus, amely - hagyományos implantációt feltételezve - a rácshibákat is kiküszöböli. A következtetés kettős: vagy fenntartjuk a technológia egyszerű voltát és együtt élünk a maradék rácshibákkal, vagy bonyolultabb eljárásokat dolgozunk ki (pl. a defekt-


mérnökség eszközeit is bevetjük). Ehelyütt ismét meg kell említeni, hogy a TED jelensége még hozzá is járul az újraeloszlás növeléséhez.

2.4.3.3. A "defekt-tervezés" elvei.

A fogalom lényege a defektektől való megszabadulás tudományos stratégiáját fedi. A lényege abban foglalható össze, hogy a defektreakciókat leíró mérleg-egyenletek mögötti folyamatok Boltzmann-faktorokkal írhatók le, amelyekben egy pre-exponenciális, amely az ugrásgyakoriságot adja, és a kapcsolódó aktivációs energia együtt szabja meg a reakciók futását és ezzel a végállapotot. A "defekt-mérnökség" a folyamatok tudatos tervezését jelenti és speciális eszközöket is felhasznál; pl. további rácshibák bevitelétől sem riad meg annak érdekében,

hogy egy optimális végállapothoz eljusson. A defektmérnökség eszköztárát

többféleképpen osztályozhatjuk. Osztályozhatjuk aszerint, hogy a primér kaszkád folyamatait akarjuk befolyásolni, vagy az utókezelések révén akarjuk elérni a célt. Beszélhetünk termikus és atermikus módszerekről, ahol a termikus módszerek a (T,t) ciklusok alkalmazását, az atermikus módszerek további foton-, elektron- vagy ionbesugárzásokat jelentenek. A következőkben a primér kaszkádfolyamatok befolyásolására tett kísérletekből válogatunk. A szinte triviális példa a magas hőmérsékletű implantálás, amelyet fentebb ismertettünk. Itt ismét két lehetőség van: a nyalábbal való hőkezelés, amely tartalmaz atermikus elemeket is, hiszen a kaszkád által észrevehetően nem melegített térfogatokba is diffundálnak a rácshibák és ott változásokat okoznak. A SIMOX jó példa erre. A másik lehetőség, hogy kis áramsűrűséggeel implantálunk, de fűtéssel megemelt Ta hőmérsékleten (Yu et al. [1993]). Ilyenkor tudomásul kell venni a bekövetkező mély diffúziót, de a Ta = 7800°C-nál részben hőkezelődő réteg elektromos tulajdonságai jók, és habár a maradék defektek getterezik (2.4.7.3.) az implantált arzént, az implant atomok elektromosan aktívak maradnak. Egy további lehetőség, amelyet Morozov és Tetelbaum [1979] javasolt abban áll, hogy a felületen tértöltést hozunk létre pl. megvilágítással, és ez a tér tereli a kaszkádban már lasuló, de még mozgó, töltéssel renelkező ponthibákat. A fotonbesugárzással létrehozott fotoelektromos erőtér (Mordkovich et al. [1991], Biró et al. [1993]) n-tipusú Si-ban a negatív, vakancia jellegű hibákat befelé, a pozitív, rácsközi atom jellegű hibákat pedig kifelé, azaz 394 Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

mivel a felület közelében a vakanciák, beljebb a rácsközi tipusú hibák dominálnak - egymás felé hajtja. Ezzel megnöveli a rekombináció esélyét és a primér defektek számának csökkenését okozza. Rokon alapgondolatot fogalmazott meg a pre-amorfizálás esetében (2.4.4.) Dehm et al. [1991], amikoris az amorfizációt többszörös implantációval végezte. A Ge-ionok energiáját olymódon növelte, hogy az új kaszkádokban a vakancia-dús rész fedésbe kerüljön egy másik belövés rácsközi atomokban dús részével. Ezáltal mind a kaszkádok lehülésekor, mind a következő hőkezelések során a Frenkel párok rekombinációs valószínűsége megnőtt. Az így készült diódák jobbaknak bizonyultak, mint az egyszeres előamorfizációval előállított kontrollpéldányok. Az adiabatikus és izoterm hőkezelésekről mint defektmérnöki lehetőségről nem szükséges külön szólnunk. Itt olyan példákat említünk, amikor további implantációval - ismét csak kihasználva a defektek jellegének mélységgel való változásait - olyan feltételeket lehet teremteni (pl. az Rp táján vakancia-forrást hozni létre nagyenergiájú implantációval), hogy az utókezelések során a defektek megsemmisülési valószínűsége nőjön (Lu et al. [1989], Holland, O.W. és C.W. White [1991]). Végül itt is megemlítjük a defektmérnökség talán legelterjedtebb változatát

a

getterezést (2.4.7.3), amelyet a gyártásban rendszeresen használnak a szennyezések hatástalanítására.


2.4.4 Szilárdfázisú epitaxia amorfizáló implant után

Az amorf állapotból újrakristályosodó szilícium körüli problémák először Müller et al. [1975] munkájában kerültek felszínre. A 200 keV As+ amorfizáló implantok vSPE (az SPE rövidítés a szilárdfázisú epitaxiát, Solid Phase Epitaxy jelöli) növekedési sebessége nagyon erősen függ a Si-szelet orientációjától: 20vSPE<111> = 3vSPE<110> = vSPE<100>. Az ezt folytató munkában a Si-önimplantációt Csepregi et al. [1977] még csak a kémiai hatások kiiktatása és az SPE növekedést gátló natív oxidréteg elkerülése céljából használta, amikor meghatározta az SPE aktivációs energiáját. Később kiderült, hogy az <100> orientációjú

szilícium

SPE

növekedésének

mechanizmusa

a

sebesség

közel

tíz

nagyságrendjén át azonos marad: egy, a lépcsők menti, réteges növekedés zajlik le (Spaepen 0 és Turnbull [1979]), amelynek aktivációs energiája 2,76±0,05 eV és pre-exponenciálisa vSPE

2.51.ábra. A szilícium szilárdfázisú epitaxiás növekedési sebességének Arrhenius-görbéje, (Olson és Roth [1988] nyomán. A mechanizmus 396azonos marad tíz nagyságrendet kitevő sebesség-átfogásnál. Részlet Giber János, Vargáné Josepovits Katalin, Gyulai József, Biró László Péter: Diffúzió és implantáció szilárdtestekben (Egyetemi tankönyv, Műegytemi Kiadó, 1997) könyvből

= 3,68x108 cm/s. (Olson és Roth kompilációja [1988], 2.51. ábra). (Megjegyzendő, hogy a tíz nagyságrendet átfogó adatsor az irodalomban közölt FA, RTA és lézerimpulzusos SPE növekedés-mérésekből jöhetett létre. Érdekessége tehát, hogy az adiabatikus hatású, 10 ns tartamú lézer-impulzus energiája révén ugyanazon mechanizmus alapján nő vissza a réteg, mint kemencében netán órák alatt. A 2.2.3.5. fejezetben mondottakat alkalmazva, az Arrhenius-görbe olyan gyors hüléskor "törik le", amikor egy atomi réteg növekedéséhez már ≈ 1ps idő sem áll rendelkezésre.) Az SPE növekedés tanulmányozása egyidőben folyt a Si oxidációs tulajdonságainak egyre mélyebb kutatásával. Szerencsés összeesés volt, hogy mindkét kutatásból az <100>orientációjú szeletek előnyei bizonyosodtak be. Ezen kutatások nyomán oldotta meg a Sikristálynövesztő ipar az ilyen orientációjú tömbök növesztését.5 A kutatások egyik további eredménye volt a "termikus előélet" szerepének felismerése, ill. annak bizonyítása, hogy a tökéletes lépcsős növekedés feltételeit az <111> orientációjú szilíciumnál is lehet biztosítani, de ekkor egy alacsonyabb hőmérsékletű, pl. Ta = 5-600°C, hőkezeléssel kell gondoskodnunk a távolról sem atomi símaságú a/k köztesrétegen egy viszonylagosan homogén nukleáció feltételeinek kialakításáról. Ezen előkészítés után az ezt követő második hőkezelés hatása már az elvárások szerint zajlik (Csepregi et al. [1976]). Ezt az eredményt a félvezető ipar rendszeresen használja. Az SPE kutatás elvezetett emellett egy, a gyakorlatban talán még fontosabbá vált eljáráshoz,

amelyet

"kettős

implantációnak",

"előamorfizálásnak",

ill.

"tökéletes"

adalékolásnak neveznek és, amely immár tizenöt éve az IC-gyártás egyik általánosan alkalmazott eljárása (l. alább, Csepregi et al. [1977]).

Az adalékoknak az SPE növekedésre gyakorolt hatását is részletesen vizsgálták. A

foszfor, arzén, de különösen a bór elősegíti a növekedést, akár egy nagyságrenddel is megnövelve a növekedési sebességet (Csepregi et al. [1977]) míg az oxigén, szén és az implantált nemesgázok csökkentik a növekedési sebességet. Az adalékok koncentrációjának hatását vizsgálva arra jutott Williams és Short [1983], hogy a szilárd oldékonysági határ

Ma - nem teljesen világos, de feltétlenül fizikai okok miatt - a bipoláris és a nagyteljesítményű félvezető alkatrészek előállításában maradt csak fenn az <111> orientációjú szeletek használata.

5


meghatározó az epitaxiális réteg növekedésére. Tökéletes visszanövést csak az oldékonysági határ alatti koncentrációk esetén lehet elérni. Ahol és amikor az adalékanyag koncentrációja túllépi ezt a határt, a nukleáció heterogénné válik, s a növekedés polikristályos, ikresedés jelleggel folytatódik. Ezen határ túllépése az SPE során is bekövetkezhet az alábbi módon. A növekedéskor, csakúgy, mint pl. oxidációkor az adalék szilárd oldékonysága, a növekedési front sebessége és az adalék diffúziós sebsssége összhangban kell hogy legyen. Ellenkező esetben kialakulhat pl. az ún. hóeke effektus, amikoris a növekedési front tolja maga előtt az adalékot. Ekkor a rendszer eljut(hat) az oldékonysági határ túllépéséig, amely mellett a nukleáció heterogénné válik.

Adalékolás kétszeri implantálással, előamorfizálás. A pn-átmenet tértöltési

tartományában levő EOR hibák megnövelik a visszáramot. Ezt kiküszöbölendő, a legtöbb implantációs gyártástechnológia a következő lépéssorozatra épül. Először amorfizálják a réteget. Ha az ion eléggé nagytömegű, akkor magával az adalékionnal, vagy ha nem az, akkor ún. előamorfizálást alkalmaznak, és csak ez után implantálják az adalékot. A hőkezelés két lépcsős, az első alatt az amorf réteg SPE növekedéssel újrakristályosodik, ill. kialakulnak a homogén nukleáció feltételei. Egy további hőkezeléssel az adalékot addig diffundáltatják, amíg az átmenet mélyebbre nem tolódik, mint az EOR hibák tartománya. Az átmenetnek elég mélynek kell lennie ahhoz, hogy az EOR hibák az elektromos előfeszítés körülményei között se kerülhessenek be a tértöltés tartományába. Ezzel az eljárással az EOR hibák felhasználhatók az anomális diffúzió csökkentésére is anélkül, hogy elrontanák az átmenet paramétereit. Az eljárás "konkurrenciáját" a BF2+ molekulaionok felhasználása jelenti. A fluornak ui. jelentős az amorfizáló képessége, a behatolási mélysége - az energia megosztása után szinte azonos a bórionokéval. Mint halogén, rácsközi atom és gyors diffuzáns, továbbá az alkalmazott hőkezelések után szétoszlik - kivéve a kiterjedt rácshibákat, ahol képes megkötődni ("getterezés").


2. 4. Implantáció félvezetőkbe

Recommend Documents