Silicio monocristalino: crecimiento y propiedades - Conocimiento

Fuente:https://link.springer.com/chapter/10.1007/978-3-319-48933-9_13

CZ MCZ Single crystal

Silicio, que ha sido y seguirá siendo el material dominante en la industria de los semiconductores durante algún tiempo [13.1], nos llevará a la era de la integración a gran escala (ULSI) y la era del sistema en un chip (SOC).

A medida que los dispositivos electrónicos se han vuelto más avanzados, el rendimiento de los dispositivos se ha vuelto más sensible a la calidad y las propiedades de los materiales utilizados para construirlos.

El germanio (Ge) se utilizó originalmente como material microconductor para dispositivos electrónicos de estado sólido. Sin embargo, la banda prohibida estrecha (0,66 eV) de Ge limita el funcionamiento de los dispositivos basados en germanio a temperaturas de aproximadamente 90ºC.∘C debido a las considerables corrientes de fuga observadas a temperaturas más altas. La banda prohibida más amplia del silicio (1.12 eV), por otro lado, da como resultado dispositivos electrónicos que son capaces de operar hasta $\approx 200^{\circ} C$ . Sin embargo, existe un problema más serio que el estrecho intervalo de banda: el germanio no proporciona fácilmente una capa de pasivación estable en la superficie. Por ejemplo, dióxido de germanio (GeO2) es soluble en agua y se disocia aproximadamente a 800∘C.El silicio, a diferencia del germanio, se adapta fácilmente a la pasivación de la superficie al formar dióxido de silicio (SiO2), que proporciona un alto grado de protección al dispositivo subyacente. Este SiO estable2La capa da como resultado una ventaja decisiva para el silicio sobre el germanio como material semiconductor básico utilizado para la fabricación de dispositivos electrónicos. Esta ventaja ha dado lugar a una serie de nuevas tecnologías, incluidos los procesos de dopaje por difusión y la definición de patrones intrincados. Otras ventajas del silicio son que es completamente atóxico y que la sílice (SiO2), materia prima de la que se obtiene el silicio, comprende aproximadamente 60%del contenido mineral de la corteza terrestre. Esto implica que la materia prima de la que se obtiene el silicio está disponible en abundancia para el circuito integrado (IC) industria. Además, el silicio de grado electrónico se puede obtener a menos de una décima parte del costo del germanio. Todas estas ventajas han provocado que el silicio sustituya casi por completo al germanio en la industria de los semiconductores.

Aunque el silicio no es la opción óptima para todos los dispositivos electrónicos, sus ventajas significan que es casi seguro que dominará la industria de los semiconductores durante algún tiempo.

13.1Descripción general

Se han producido interacciones muy fructíferas entre los usuarios y los fabricantes de material semiconductor desde la invención del transistor de contacto puntual en 1947, cuando la necesidad deperfecto y purose reconocieron cristales. A menudo, la competencia era tal que la calidad del cristal exigida por los nuevos dispositivos solo podía cumplirse controlando el crecimiento del cristal utilizando equipos electrónicos construidos con estos nuevos dispositivos. Dado que los cristales de silicio libres de dislocaciones se cultivaron ya en la década de 1960 utilizando elTécnica Dash[13.2], los esfuerzos de investigación y desarrollo de materiales semiconductores se han concentrado en la pureza del material, los rendimientos de producción y los problemas relacionados con la fabricación de dispositivos.

Los circuitos y dispositivos semiconductores se fabrican mediante una amplia variedad de procesos mecánicos, químicos, físicos y térmicos. El diagrama de flujo para los procesos típicos de preparación de silicio semiconductor se muestra en la Fig.13.1. La preparación de sustratos monocristalinos de silicio con superficies pulidas mecánica y químicamente es el primer paso en el largo y complejo proceso de fabricación del dispositivo.

Fig. 13.1 — Figura 13.1
Diagrama de flujo para procesos típicos de preparación de silicio semiconductor. (Después[13.1])

Como se señaló anteriormente, el silicio es el segundo elemento más abundante en la Tierra; más de 90%de la corteza terrestre está compuesta de sílice y silicatos. Dado este suministro ilimitado de materia prima, el problema es transformar el silicio en el estado utilizable requerido por la tecnología de semiconductores. El primer y principal requisito es que el silicio utilizado para los dispositivos electrónicos debe ser extremadamente puro, ya que cantidades muy pequeñas de algunas impurezas tienen una fuerte influencia en las características electrónicas del silicio y, por lo tanto, en el rendimiento del dispositivo electrónico. El segundo requisito es para cristales de gran diámetro, ya que el rendimiento de viruta por oblea aumenta sustancialmente con diámetros más grandes, como se muestra en la Fig.13.2para el caso de DRAM [13.3], uno de los dispositivos electrónicos más comunes. Además de la pureza y el diámetro, el costo de producción y las especificaciones del material, incluida la densidad de defectos crecidos y la homogeneidad resistiva, deben cumplir con las demandas industriales actuales.

Fig. 13.2 — Figura 13.2
Chips por oblea en función de la generación de DRAM. (Después[13.3])

En este capítulo, los enfoques actuales para la preparación de silicio: convertir la materia prima en silicio monocristalino (ver Fig.13.1)- son discutidos.

13.2Materiales para empezar

13.2.1Silicio de grado metalúrgico

El material de partida para los monocristales de silicio de alta pureza es la sílice (SiO2). El primer paso en la fabricación de silicio es la fusión y reducción de sílice. Esto se logra mezclando sílice y carbono en forma de carbón, coque o astillas de madera y calentando la mezcla a altas temperaturas en un horno de arco de electrodo sumergido. Esta reducción carbotérmica de sílice produce silicio fundido.

S i O_{2} + 2C \to Si + 2CO .

(13.1) Una serie de reacciones complejas realmente ocurren en el horno a temperaturas que oscilan entre 1500 y 2000∘C. Los trozos de silicio obtenidos de este proceso se denominan silicio de grado metalúrgico (MG-Si) y su pureza es de aproximadamente 98-99%.

13.2.2Silicio policristalino

Compuestos químicos intermedios

El siguiente paso es purificar MG-Si al nivel de silicio de grado semiconductor (SG-Si), que se utiliza como material de partida para el silicio monocristalino. El concepto básico es que el MG-Si en polvo se hace reaccionar con HCl anhidro para formar varios compuestos de clorosilano en un reactor de lecho fluidizado. Luego, los silanos se purifican mediante destilación y deposición de vapor químico (CVD) para formar SG-polisilicio.

Se han considerado varios compuestos químicos intermedios, como el monosilano (SiH4), tetracloruro de silicio (SiCl4), triclorosilano (SiHCl3) y diclorosilano (SiH2Cl2). Entre estos, el triclorosilano se usa más comúnmente para la posterior deposición de polisilicio por las siguientes razones:

1.
Puede formarse fácilmente mediante la reacción de cloruro de hidrógeno anhidro con MG-Si a temperaturas razonablemente bajas (200-400∘C).
2.
Es líquido a temperatura ambiente, por lo que la purificación se puede lograr utilizando técnicas de destilación estándar.
3.
Es fácil de manipular y se puede almacenar en tanques de acero al carbono cuando está seco.
4.
El triclorosilano líquido se vaporiza fácilmente y, cuando se mezcla con hidrógeno, puede transportarse en líneas de acero.
5.
Puede reducirse a presión atmosférica en presencia de hidrógeno.
6.
Su deposición puede tener lugar sobre silicio calentado, eliminando la necesidad de contacto con cualquier superficie extraña que pueda contaminar el silicio resultante.
7.
Reacciona a temperaturas más bajas (1000-1200∘C) y a velocidades más rápidas que el tetracloruro de silicio.

Hidrocloración de silicio

El triclorosilano se sintetiza calentando MG-Si en polvo a alrededor de 300∘C en un reactor de lecho fluidizado. Es decir, MG-Si se convierte en SiHCl3según la siguiente reacción

Si + 3HCl \to S i H C l_{3} + H_{2} .

(13.2) La reacción es muy exotérmica y, por lo tanto, se debe eliminar el calor para maximizar el rendimiento de triclorosilano. Al convertir MG-Si en SiHCl3, varias impurezas como Fe, Al y B se eliminan convirtiéndolas en sus haluros (FeCl3, AlCl3y BCl3, respectivamente), y subproductos como SiCl4y H2también se producen.

Destilación y descomposición de triclorosilano

La destilación se ha utilizado ampliamente para purificar el triclorosilano. El triclorosilano, que tiene un punto de ebullición bajo (31,8∘C), se destila fraccionadamente de los haluros impuros, lo que da como resultado una pureza mucho mayor, con una concentración de impurezas eléctricamente activas de menos de 1 ppba. A continuación, el triclorosilano de alta pureza se vaporiza, se diluye con hidrógeno de alta pureza y se introduce en el reactor de deposición. En el reactor, se encuentran disponibles varillas delgadas de silicio llamadas varillas delgadas soportadas por electrodos de grafito para la deposición superficial de silicio de acuerdo con la reacción.

S i H C l_{3} + H_{2} \to Si + 3HCl .

(13.3) Además, esta reacción, la siguiente reacción también ocurre durante la deposición de polisilicio, lo que resulta en la formación de tetracloruro de silicio (el principal subproducto del proceso).

HCl + S i H C l_{3} \to S i C l_{4} + H_{2} .

(13.4) Este tetracloruro de silicio se utiliza para producir cuarzo de alta pureza, por ejemplo.

Huelga decir que la pureza de las varillas delgadas debe ser comparable a la del silicio depositado. Las varillas delgadas se precalientan a aproximadamente 400∘C al comienzo del proceso CVD de silicio. Este precalentamiento es necesario para aumentar la conductividad de las varillas delgadas de alta pureza (alta resistencia) lo suficiente como para permitir el calentamiento resistivo. Depositando de 200 a 300 ha alrededor de las 1100∘C da como resultado varillas de polisilicio de alta pureza de 150 a 200 mm de diámetro. Las varillas de polisilicio se moldean en diversas formas para procesos posteriores de crecimiento de cristales, como trozos para el crecimiento de la masa fundida de Czochralski y varillas cilíndricas largas para el crecimiento de la zona de flotación. El proceso para reducir el triclorosilano en una varilla de silicio calentada utilizando hidrógeno se describió a finales de la década de 1950 y principios de la de 1960 en una serie de patentes de proceso asignadas a Siemens; por lo tanto, este proceso a menudo se llamaMétodo Siemens[13.4].

Las principales desventajas del método Siemens son su escasa eficiencia de conversión de silicio y cloro, un tamaño de lote relativamente pequeño y un alto consumo de energía. Las bajas eficiencias de conversión del silicio y el cloro están asociadas con el gran volumen de tetracloruro de silicio producido como subproducto en el proceso CVD. Solo alrededor de 30%del silicio proporcionado en la reacción CVD se convierte en polisilicio de alta pureza. Además, el costo de producir polisilicio de alta pureza puede depender de la utilidad del subproducto, SiCl4.

Proceso de monosilano

Una tecnología de producción de lisilicio basada en la producción y pirólisis de monosilano se estableció a fines de la década de 1960. El monosilano ahorra energía potencialmente porque deposita polisilicio a una temperatura más baja y produce polisilicio más puro que el proceso del triclorosilano; sin embargo, apenas se ha utilizado debido a la falta de una ruta económica al monosilano y debido a problemas de procesamiento en el paso de deposición [13.5]. Sin embargo, con el reciente desarrollo de rutas económicas hacia el silano de alta pureza y la operación exitosa de una planta a gran escala, esta tecnología ha atraído la atención de la industria de semiconductores, que requiere silicio de mayor pureza.

En los procesos industriales actuales de monosilano, el magnesio y el polvo de MG-Si se calientan a 500∘C bajo una atmósfera de hidrógeno para sintetizar siliciuro de magnesio (Mg2Si), que luego se hace reaccionar con cloruro de amonio (NH4Cl) en amoníaco líquido (NH3) por debajo de 0∘C para formar monosilano (SiH4). Luego se produce polisilicio de alta pureza mediante la pirólisis del monosilano en filamentos de polisilicio calentados resistivamente a 700-800∘C.En el proceso de generación de monosilano, la mayoría de las impurezas de boro se eliminan del silano mediante una reacción química con NH3. Se ha logrado un contenido de aboron de 0,01 a 0,02 ppba en polisilicio mediante el proceso de amonosilano. Esta concentración es muy baja en comparación con la observada en polisilicio preparado a partir de triclorosilano. Además, el polisilicio resultante está menos contaminado con los metales recogidos a través de los procesos de transporte químico porque la descomposición del monosilano no causa ningún problema de corrosión.

Deposición granular de polisilicio

Se ha desarrollado un proceso significativamente diferente, que utiliza la descomposición de monosilano en un reactor de deposición de lecho fluidizado para producir polisilicio granular de flujo libre [13.5]. Se fluidifican diminutas partículas de semillas de silicio en una mezcla de amonosilano ∕ hidrógeno y se deposita polisilicio para formar partículas esféricas de flujo libre que tienen un diámetro promedio de 700 μm con una distribución de tamaño de 100 a 1500 μm. Las semillas de lecho fluidizado se obtuvieron originalmente moliendo SG-Si en un molino de bolas o de martillos y lixiviando el producto con ácido, peróxido de hidrógeno y agua. Este proceso consumía mucho tiempo y era costoso, y tendía a introducir impurezas indeseables en el sistema a través de las trituradoras de metal. Sin embargo, en un método nuevo, las partículas grandes de SG-Si se disparan entre sí mediante una corriente de gas a alta velocidad que hace que se rompan en partículas de un tamaño adecuado para el lecho fluidizado. Este proceso no introduce materiales extraños y no requiere lixiviación.

Debido a la mayor superficie de polisilicio granular, los reactores de lecho fluidizado son mucho más eficientes que los reactores de varillas tradicionales de tipo Siemens. Se ha demostrado que la calidad del polisilicio de lecho fluidizado es equivalente al polisilicio producido por el método más convencional de Siemens. Además, el polisilicio granular de forma fluida y alta densidad aparente permite a los cultivadores de cristales obtener el máximo de cada ciclo de producción. Es decir, en el proceso de crecimiento de cristales de Czochralski (ver la siguiente sección), los crisoles se pueden llenar rápida y fácilmente hasta cargas uniformes que generalmente exceden las de los trozos de polisilicio apilados al azar producidos por el método Siemens. Si también consideramos el potencial de la técnica para pasar de la operación por lotes a la extracción continua (discutida más adelante), podemos ver que los gránulos de polisilicio de flujo libre podrían proporcionar la ruta ventajosa de alimentación uniforme en una masa fundida en estado estable. Este producto parece ser un material de partida revolucionario muy prometedor para el crecimiento de cristales de silicio.

13.3Crecimiento de un solo cristal

Aunque se han utilizado varias técnicas para convertir el polisilicio en monocristales de silicio, dos técnicas han dominado su producción para la electrónica porque cumplen los requisitos de la industria de dispositivos microelectrónicos. Uno es el método de fusión de azonas comúnmente llamadozona flotanteFZ) métodoy el otro es un método de matanza tradicionalmente llamadoCzochralski (CZ) método, aunque en realidad debería llamarseMétodo Teal-Little. Los principios detrás de estos dos métodos de crecimiento de cristales se describen en la Fig.13.3. En el método FZ, una zona fundida se pasa a través de una varilla de polisilicio para convertirla en un lingote de un solo cristal; en el método CZ, se hace crecer un solo cristal extrayéndolo de la amatista contenida en un crisol aquartz. En ambos casos, lacristal semillajuega un papel muy importante en la obtención de un solo cristal con una orientación cristalográfica deseada.

Fig. 13.3a,b — Figura 13.3a, b
Principios de crecimiento monocristalino por (a) método de zona flotante y (b) Método de Czochralski. (Después[13.1])

Se estima que alrededor de 95%de todo el silicio monocristalino se produce por el método CZ y el resto principalmente por el método FZ. La industria de los semiconductores de silicio requiere una alta pureza y concentraciones mínimas de defectos en sus cristales de silicio para optimizar el rendimiento de fabricación y el rendimiento operativo del dispositivo. Estos requisitos son cada vez más estrictos a medida que la tecnología cambia de LSI a VLSI L ULSI y luego SOC. Además de la calidad o perfección de los cristales de silicio, el diámetro del cristal también ha aumentado constantemente para satisfacer las demandas de los fabricantes de dispositivos. Dado que los chips microelectrónicos se producen a través de unsistema por lotes, los diámetros de las obleas de silicio utilizadas para la fabricación de dispositivos afectan significativamente la productividad (como se muestra en la Fig.13.2) y, a su vez, el costo de producción.

En las siguientes secciones, primero discutimos el método FZ y luego pasamos al método CZ. Este último se discutirá con más detalle debido a su extrema importancia para la industria de la microelectrónica.

13.3.1Método de zona flotante

Observaciones generales

El método FZ se originó a partir de la fusión por zonas, que se utilizó para refinar aleaciones binarias [13.6] y fue inventado porTheuerer[13.7]. La reactividad del silicio líquido con el material utilizado para el crisol condujo al desarrollo del método FZ [13.8], que permite la cristalización del silicio sin necesidad de ningún contacto con el material del crisol, que es necesario para poder hacer crecer cristales de la pureza semiconductora requerida.

Esquema del proceso

En el proceso FZ, una varilla de polisilicio se convierte en un lingote de un solo cristal pasando una zona fundida calentada por una bobina de ojo de aguja desde un extremo de la varilla al otro, como se muestra en la Fig.13.3una. Primero, la punta de la varilla de polisilicio se pone en contacto y se fusiona con un cristal de semilla con la orientación de cristal deseada. Este proceso se llamasiembra. La zona fundida sembrada pasa a través de la varilla de polisilicio moviendo simultáneamente la semilla monocristalina hacia abajo de la varilla. Cuando la zona fundida de silicio solidifica, el polisilicio se convierte en silicio monocristalino con la ayuda del cristal semilla. A medida que la zona viaja a lo largo de la varilla de polisilicio, el silicio monocristalino se congela en su extremo y crece como una extensión del cristal semilla.

Después de la siembra, se forma un cuello delgado de unos 2 o 3 mm de diámetro y de 10 a 20 mm de largo. Este proceso se llamabesuqueo. El crecimiento de aneck elimina las dislocaciones que pueden introducirse en el silicio monocristalino recién desarrollado durante la operación de siembra debido al choque térmico. Este proceso de estrechamiento, llamadoTécnica Dash[13.2], por lo tanto, es fundamental para el crecimiento de cristales sin dislocaciones y se utiliza universalmente tanto en el método FZ como en el CZ. En la figura se muestra una topografía de rayos X de la semilla, el cuello y la parte cónica de un monocristal de silicio cultivado por el método FZ.13.4. Es evidente que las dislocaciones generadas en el contacto de la masa fundida se eliminan completamente por formación de nudos. Una vez formada la parte cónica, se hace crecer el cuerpo principal con el diámetro objetivo completo. Durante todo el proceso de crecimiento de FZ, la forma de la zona fundida y el diámetro del lingote se determinan ajustando la potencia de la bobina y la velocidad de desplazamiento, ambos bajo el control de la computadora. La técnica más comúnmente utilizada para controlar automáticamente el diámetro en los métodos FZ y CZ emplea un sensor de infrarrojos enfocado en el menisco. La forma del menisco en un cristal en crecimiento depende de su ángulo de contacto en el límite de las tres fases, el diámetro del cristal y la magnitud de la tensión superficial. Se detecta un cambio en el ángulo del menisco (y por lo tanto en el diámetro del cristal) y la información se retroalimenta para ajustar automáticamente las condiciones de crecimiento.

Fig. 13.4 — Figura 13.4
Topografía de rayos X de semilla, cuello y parte cónica de silicio de zona flotante. (Cortesía del Dr. T. Abe)

En contraste con el crecimiento del cristal CZ, en el que el cristal semilla se sumerge en la masa fundida de silicio y el cristal en crecimiento se tira hacia arriba, en el método FZ el cristal semilla delgado sostiene el cristal en crecimiento, al igual que la varilla de polisilicio del fondo (Fig.13.3). Como resultado, la barra se equilibra precariamente sobre la semilla delgada y el cuello durante todo el proceso de crecimiento. La semilla y el cuello pueden soportar un cristal de hasta 20 kg siempre que el centro de gravedad del cristal en crecimiento permanezca en el centro del sistema de crecimiento. Si el centro de gravedad se aleja de la línea central, la semilla se fracturará fácilmente. Por lo tanto, fue necesario inventar una técnica de soporte y estabilización de cristales antes de que pudieran cultivarse cristales de silicio FZ largos y pesados. Para cristales grandes, es necesario sostener el cristal en crecimiento de la forma que se muestra en la Fig.13.5[13.9], sobre todo en el caso de cristales de FZ recientes de gran diámetro (150-200 mm), ya que su peso supera fácilmente los 20 kg.

Fig. 13.5 — Figura 13.5
Sistema de soporte para cristal de silicio de zona flotante. (Después[13.9])

Dopaje

Para obtener monocristales de silicio de tipo n o p de la resistividad requerida, el polisilicio o el cristal en crecimiento deben doparse con las impurezas donadoras o aceptoras apropiadas, respectivamente. Para el crecimiento de silicio FZ, aunque se han probado varias técnicas de dopaje, los cristales se dopan típicamente soplando un gas absorbente como la fosfina (PH3) para silicio de tipo n o diborano (B2H6) para silicio de tipo p sobre la zona fundida. El gas dopante se suele diluir con un gas portador, como el argón. La gran ventaja de este método es que el fabricante de cristales de silicio no necesita almacenar fuentes de polisilicio con diferentes resistividades.

Dado que la segregación (discutida en la siguiente subsección) de los dopantes elementales para el silicio de tipo n es mucho menor que la unidad, los cristales de FZ dopados por el método tradicional tienen gradientes de dopantes radiales. Además, dado que la tasa de cristalización varía en la dirección radial en la escala microscópica, las concentraciones de dopante se distribuyen cíclicamente y dan lugar a los llamadosestrías dopantes, resultando en inhomogeneidades de resistividad radial. Para obtener silicio de tipo n dopado de manera más homogénea, el dopaje por transmutación de neutrones (NTD) se ha aplicado a los cristales de silicio FZ [13.10]. Este procedimiento implica la transmutación nuclear de silicio en fósforo bombardeando el cristal con neutrones térmicos según la reacción.

^{30} S i (n, γ) \to^{31} S i \overset{2.6 h}{\to}^{31} P + β .

(13.5) El isótopo radiactivo31Si se forma cuando30Si captura un aneutrón y luego se descompone en el isótopo estable31P (átomos donantes), cuya distribución no depende de los parámetros de crecimiento de los cristales. Inmediatamente después de la irradiación, los cristales exhiben una alta resistividad, que se atribuye al gran número de defectos de la red que surgen del daño por radiación. El cristal irradiado, por lo tanto, debe recocerse en un ambiente inerte a temperaturas de alrededor de 700ºC.∘C para aniquilar los defectos y devolver la resistividad a la derivada del dopaje con fósforo. Bajo el esquema de NTD, los cristales se cultivan sin dopaje y luego se irradian en un reactor nuclear con una gran proporción de neutrones térmicos a rápidos para mejorar la captura de neutrones y minimizar el daño a la red cristalina.

La aplicación de NTD se ha limitado casi exclusivamente a los cristales de FZ debido a su mayor pureza en comparación con los cristales de CZ. Cuando se aplicó la técnica de NTD a cristales de silicio CZ, se encontró que la formación de donantes de oxígeno durante el proceso de recocido después de la irradiación cambió la resistividad de la esperada, aunque se logró la homogeneidad del donante de fósforo [13.11]. NTD tiene el inconveniente adicional de que no hay ningún proceso disponible para los dopantes de tipo py que se requiere un período de irradiación excesivamente largo para resistividades bajas (en el rango de 1 a 10 Ω cm).

Propiedades del cristal de silicio FZ

Durante el crecimiento de cristales FZ, el silicio fundido no entra en contacto con ninguna sustancia que no sea el gas ambiental en la cámara de crecimiento. Por lo tanto, un cristal de silicio FZ se distingue inherentemente por su mayor pureza en comparación con un cristal de CZ que crece a partir de la masa fundida, lo que implica el contacto con el crisol aquartz. Este contacto da lugar a concentraciones elevadas de impurezas de oxígeno de alrededor de 1018átomos ∕ cm3en cristales CZ, mientras que el silicio FZ contiene menos de 1016átomos ∕ cm3. Esta mayor pureza permite que el silicio FZ logre altas resistividades que no se pueden obtener con el silicio CZ. La mayor parte del silicio FZ consumido tiene una resistividad de entre 10 y 200 Ω cm, mientras que el silicio CZ generalmente se prepara para resistividades de 50 Ω cm o menos debido a la contaminación del crisol de cuarzo. Por lo tanto, el silicio FZ se utiliza principalmente para fabricar dispositivos de potencia semiconductores que soportan voltajes inversos superiores a 750–1000 V. El crecimiento de cristales de alta pureza y las características de dopaje de precisión de NTD FZ-Si también han llevado a su uso en detectores infrarrojos [13.12], por ejemplo.

Sin embargo, si consideramos la resistencia mecánica, se ha reconocido durante muchos años que el silicio FZ, que contiene menos impurezas de oxígeno que el silicio CZ, es mecánicamente más débil y más vulnerable al estrés térmico durante la fabricación del dispositivo [13.13,13.14]. El procesamiento a alta temperatura de obleas de silicio durante la fabricación de dispositivos electrónicos a menudo produce suficiente tensión térmica como para generar dislocaciones y deformaciones por deslizamiento. Estos efectos provocan una pérdida de rendimiento debido a uniones con fugas, defectos dieléctricos y una vida útil reducida, así como un rendimiento fotolitográfico reducido debido a la degradación de la planitud de la oblea. La pérdida de planicidad geométrica debida al alabeo puede ser tan grave que las obleas no se procesan más. Debido a esto, las obleas de silicio CZ se han utilizado mucho más ampliamente en la fabricación de dispositivos de CI que las obleas FZ. Esta diferencia en la estabilidad mecánica frente a las tensiones térmicas es la razón principal por la que los cristales de silicio CZ se utilizan exclusivamente para la fabricación de circuitos integrados que requieren un gran número de pasos del proceso térmico.

Para superar estas deficiencias del silicio FZ, el crecimiento de cristales de silicio FZ con impurezas dopantes como el oxígeno [13.15] y nitrógeno [13.16] se ha intentado. Se encontró que el dopado de cristales de silicio FZ con oxígeno o nitrógeno a concentraciones de $1 - 1.5 \times 10^{17} a t o m s / c m^{3}$ o $1.5 \times 10^{15} a t o m s / c m^{3}$ , respectivamente, da como resultado un aumento notable de la resistencia mecánica.

13.3.2Método Czochralski

Observaciones generales

Este método lleva el nombre de J. Czochralski, quien estableció una técnica para determinar las velocidades de cristalización de los metales [13.17]. Sin embargo, el método de extracción real que se ha aplicado ampliamente al crecimiento de monocristales fue desarrollado porVerde azuladoyPequeño[13.18], quien modificó el principio básico de Czochralski. Fueron los primeros en cultivar con éxito monocristales de germanio, de 8 pulgadas de largo y 0,75 pulgadas de diámetro, en 1950. Posteriormente diseñaron otro aparato para el crecimiento de silicio a temperaturas más altas. Aunque el proceso básico de producción del silicio monocristalino ha cambiado poco desde que Teal y sus compañeros de trabajo lo iniciaron, los monocristales de silicio de gran diámetro (hasta 400 mm) con un alto grado de perfección cumplen con los dispositivos de última generación. Las demandas se han incrementado incorporando la técnica Dash y sucesivas innovaciones tecnológicas en el aparato.

Los esfuerzos de investigación y desarrollo actuales relacionados con los cristales de silicio están dirigidos a lograr la uniformidad microscópica de las propiedades del cristal, como la resistividad y las concentraciones de impurezas y microdefectos, así como el control microscópico de los mismos, que se discutirá en otra parte de este Manual.

Esquema del proceso

Los tres pasos más importantes en el crecimiento de cristales de CZ se muestran esquemáticamente en la Fig.13.3B. En principio, el proceso de crecimiento de CZ es similar al de crecimiento de FZ: (1) fusión de polisilicio, (2) siembra y (3) crecimiento. El procedimiento de extracción de CZ, sin embargo, es más complicado que el de crecimiento de FZ y se distingue de él por el uso de un crisol aquartz para contener el silicio fundido. Figura13.6muestra una vista esquemática del típico equipo moderno de crecimiento de cristales de CZ. Los pasos importantes en la secuencia de crecimiento de cristales de silicio CZ real o estándar son los siguientes:

1.
Se colocan trozos o granos de polisilicio en un crisol aquartz y se funden a temperaturas superiores al punto de fusión del silicio (1420∘C) en un gas ambiental inerte.
2.
La masa fundida se mantiene a una temperatura alta durante un tiempo para garantizar la fusión completa y la expulsión de pequeñas burbujas, que pueden causar huecos o defectos cristalinos negativos, de la masa fundida.
3.
Se sumerge en la masa fundida un cristal de semilla con la orientación de cristal deseada hasta que comienza a fundirse. A continuación, se retira la semilla de la masa fundida para que se forme el cuello reduciendo gradualmente el diámetro; este es el paso más delicado. Durante todo el proceso de crecimiento de los cristales, el gas inerte (generalmente argón) fluye hacia abajo a través de la cámara de extracción para eliminar los productos de reacción como SiO y CO.
4.
Al aumentar gradualmente el diámetro del cristal, la parte cónica y el hombro crecen. El diámetro aumenta hasta el diámetro objetivo disminuyendo la velocidad de tracción y ∕ o la temperatura de fusión.
5.
Finalmente, la parte cilíndrica del cuerpo con un diámetro constante crece controlando la velocidad de tracción y la temperatura de la masa fundida mientras se compensa la caída en el nivel de masa fundida a medida que crece el cristal. La velocidad de tracción generalmente se reduce hacia el extremo de la cola de un cristal en crecimiento, principalmente debido al aumento de la radiación de calor de la pared del crisol a medida que el nivel de fusión cae y expone más pared del crisol al cristal en crecimiento. Cerca del final del proceso de crecimiento, pero antes de que el crisol esté completamente drenado de silicio fundido, el diámetro del cristal debe reducirse gradualmente para formar un cono final a fin de minimizar el choque térmico, que puede causar dislocaciones por deslizamiento en el extremo de la cola. Cuando el diámetro se vuelve lo suficientemente pequeño, el cristal se puede separar de la masa fundida sin que se generen dislocaciones.

Figura13.7muestra la parte del extremo de la semilla de un cristal de silicio CZ recién desarrollado. Aunque la semilla de maíz, que es la región de transición de la semilla a la parte cilíndrica, normalmente se forma para que sea bastante plana por razones económicas, podría ser deseable una forma más ahusada desde el punto de vista de la calidad del cristal. La parte del hombro y su vecindad no deben usarse para la fabricación de dispositivos porque esta parte se considera una región de transición en muchos sentidos y exhibe características de cristal no homogéneas debido al cambio abrupto en las condiciones de crecimiento.

Fig. 13.6 — Figura 13.6
Vista esquemática del típico sistema de cultivo de cristales de silicio de Czochralski. (Después[13.1])

Fig. 13.7 — Figura 13.7
Parte del extremo de la semilla del cristal de silicio Czochralski tal como ha crecido

Figura13.8muestra un lingote de cristal de silicio CZ extra grande de 400 mm de diámetro y 1800 mm de longitud desarrollado por Super Silicon Crystal Research Institute Corporation en Japón [13.3].

Fig. 13.8 — Figura 13.8
Lingote extragrande de silicio Czochralski recién crecido de 400 mm de diámetro y 1800 mm de longitud. (Cortesía de Super Silicon Crystal Research Institute Corporation, Japón)

Influencia de la ubicación espacial en el cristal crecido

Como se muestra en la Fig.13.9describe claramente, cada porción de cristal aCZ se cultiva en un momento diferente con diferentes condiciones de crecimiento [13.19]. Por lo tanto, es importante comprender que cada porción tiene un conjunto diferente de características del cristal y un historial térmico diferente debido a su posición diferente a lo largo de la longitud del cristal. Por ejemplo, la parte del extremo de la semilla tiene un historial térmico más largo, que va desde el punto de fusión de 1420 a alrededor de 400∘C en una pulpa, mientras que la parte del extremo de la cola tiene una historia más corta y se enfría con bastante rapidez desde el punto de fusión. En última instancia, cada oblea de silicio preparada a partir de una porción diferente de un cristal maduro podría exhibir diferentes características físico-químicas dependiendo de su ubicación en el lingote. De hecho, se ha informado que el comportamiento de la precipitación de oxígeno exhibe la mayor dependencia de la ubicación, lo que, a su vez, afecta la generación de defectos masivos [13.20].

Además, se produce una distribución no uniforme tanto de los defectos del cristal como de las impurezas a lo largo de la sección transversal de una oblea plana preparada a partir de un cristal fundido de silicio CZ cristalizado o solidificado sucesivamente en la interfase cristal-fundido, que generalmente se curva en el proceso de crecimiento del cristal CZ. Tales inhomogeneidades se pueden observar comoestriaciones, que se comentan más adelante.

13.3.3Impurezas en el silicio Czochralski

Las propiedades de los semiconductores de silicio utilizados en dispositivos electrónicos son muy sensibles a las impurezas. Debido a esta sensibilidad, las propiedades eléctricas ∕ electrónicas del silicio se pueden controlar con precisión agregando una pequeña cantidad de dopante. Además de esta sensibilidad al dopante, la contaminación por impurezas (particularmente metales de transición) afecta negativamente las propiedades del silicio y da como resultado una seria degradación del rendimiento del dispositivo. Además, el oxígeno se incorpora a niveles de decenas de átomos por millón en los cristales de silicio CZ debido a la reacción entre la masa fundida de silicio y el crisol de cuarzo. Independientemente de la cantidad de oxígeno que haya en el cristal, las características de los cristales de silicio se ven muy afectadas por la concentración y el comportamiento del oxígeno [13.21]. Además, el carbono también se incorpora a los cristales de silicio CZ, ya sea a partir de materias primas de polisilicio o durante el proceso de crecimiento, debido a las piezas de grafito utilizadas en el equipo de extracción de CZ. Aunque la concentración de carbono en los cristales comerciales de silicio CZ es normalmente inferior a 0,1 ppma, el carbono es una impureza que afecta en gran medida el comportamiento del oxígeno [13.22,13.23]. Además, los cristales de silicio CZ dopados con nitrógeno [13.24,13.25] han atraído mucha atención recientemente debido a su alta calidad de cristal microscópico, que puede cumplir con los requisitos de los dispositivos electrónicos de última generación [13.26,13.27].

Inhomogeneidad de impurezas

Durante la cristalización de la amatista, varias impurezas (incluidos los dopantes) contenidas en la masa fundida se incorporan al cristal en crecimiento. La concentración de impurezas de la fase sólida generalmente difiere de la de la fase líquida debido a un fenómeno conocido comosegregación.

Segregación

El comportamiento de segregación de equilibrio asociado con la solidificación de sistemas multicomponente se puede determinar a partir del diagrama de fase correspondiente del sistema abinario con unsustancia disoluta(la impureza) y unasolvente(el material anfitrión) como componentes.

La relación de solubilidad de la impureza A en silicio sólido [CA]sa eso en silicio líquido [CA]L

k_{0} = \frac{[C_{A}]_{s}}{[C_{A}]_{L}}

(13.6) se conoce como elcoeficiente de segregación de equilibrio. La solubilidad de las impurezas en el silicio líquido es siempre mayor que en el silicio sólido; es decir,k0& lt; 1.El coeficiente de segregación de equilibriok0sólo es aplicable a la solidificación a tasas de crecimiento insignificantemente lentas. Para tasas de solidificación finitas o superiores, los átomos de impureza conk0& lt; 1 son rechazados por el sólido que avanza a mayor velocidad de la que pueden difundirse en la masa fundida. En el proceso de crecimiento de cristales de CZ, la segregación tiene lugar al comienzo de la solidificación en una interfaz de fusión-semilla determinada, y los átomos de impureza rechazados comienzan a acumularse en la capa de fusión cerca de la interfaz de crecimiento y se difunden en la dirección de la masa de fusión. En esta situación, uncoeficiente de segregación efectivokefse puede definir en cualquier momento durante el crecimiento de cristales de CZ, y la concentración de impurezas [C]sen cristal aCZ se puede derivar por

[C]_{s} = k_{e f f} [C_{0}] (1 - g)^{k_{e f f} - 1},

(13.7) donde [C0] es la concentración inicial de impurezas en la masa fundida yges la fracción solidificada.

En consecuencia, está claro que la variación longitudinal amacroscópica en el nivel de impurezas, que causa una variación en la resistividad debido a la variación en la concentración de dopante, es inherente al proceso de crecimiento por lotes de CZ; esto se debe al fenómeno de la segregación. Además, la distribución longitudinal de impurezas está influenciada por cambios en la magnitud y la naturaleza de la convección de la masa fundida que se producen cuando la relación de aspecto de la masa fundida disminuye durante el crecimiento de los cristales.

Estriaciones

En la mayoría de los procesos de crecimiento de cristales, hay transitorios en los parámetros tales como la tasa de crecimiento microscópico instantáneo y el espesor de la capa límite de difusión que dan como resultado variaciones en el coeficiente de segregación efectivokef. Estas variaciones dan lugar a inhomogeneidades microscópicas en la composición en forma deestriacionesparalelo a la interfaz cristal-derretimiento. Las estriaciones se pueden delinear fácilmente con varias técnicas, como el grabado químico preferencial y la topografía de rayos X. Figura13.10muestra las estrías reveladas por el grabado químico en la parte del hombro de la sección transversal longitudinal del cristal de silicio aCZ. También se observa claramente el cambio gradual en la forma de la interfaz de crecimiento.

Fig. 13.10 — Figura 13.10
Estrías de crecimiento, reveladas por grabado químico, en un hombro de silicio de Czochralski

Las estriaciones son causadas físicamente por la segregación de impurezas y también por defectos puntuales; sin embargo, las estrías son prácticamente causadas por fluctuaciones de temperatura cerca de la interfaz cristal-fusión, inducidas por convección térmica inestable en la fusión y rotación del cristal en un entorno térmico asimétrico. Además, las vibraciones mecánicas debidas a mecanismos deficientes de control de tracción en el equipo de cultivo también pueden provocar fluctuaciones de temperatura.

Figura13.11ilustra esquemáticamente una sección transversal de cristal crecido con CZ que contiene una interfaz de fusión cristalina curva, que da como resultado inhomogeneidades en la superficie de una rebanada. A medida que se corta cada oblea plana, contiene diferentes porciones de varias estrías curvas. Diferenteanillos de fonógrafo, denominadoremolino, puede ocurrir en cada oblea, que se puede observar a través de la oblea utilizando las técnicas mencionadas anteriormente.

Fig. 13.11 — Figura 13.11
Ilustración esquemática de la sección transversal del cristal de Czochralski que contiene una interfaz de fusión cristalina curva y obleas planas cortadas en diferentes porciones. (Después[13.1])

Dopaje

Para obtener la resistividad deseada, se agrega una cierta cantidad de dopante (ya sea átomos donadores o aceptores) a una masa fundida de silicio de acuerdo con la relación resistividad-concentración. Es una práctica común agregar dopantes en forma de partículas de silicio altamente dopadas o trozos de aproximadamente 0.01 Ω cm de resistividad, que se denominan aditamentos dopantes, ya que la cantidad de dopante puro necesaria es inmanejablemente pequeña, excepto para materiales de silicio fuertemente dopados (n+o p+silicio).

Los criterios para seleccionar un componente para un material microconductor son que tenga las siguientes propiedades:

1.
Niveles de energía adecuados
2.
Alta solubilidad
3.
Difusividad adecuada o baja
4.
Presión de vapor baja.

Una alta difusividad o alta presión de vapor conduce a una difusión o vaporización indeseables de los dopantes, lo que da como resultado un funcionamiento inestable del dispositivo y dificultades para lograr un control preciso de la resistividad. Una solubilidad demasiado pequeña limita la resistividad que se puede obtener. Además de esos criterios, se deben considerar las propiedades químicas (la toxicidad, por ejemplo). Una consideración adicional desde el punto de vista del crecimiento de cristales es que el dopante tiene un coeficiente de agregación cercano a la unidad para hacer que la resistividad sea lo más uniforme posible desde el extremo de la semilla hasta el extremo de la cola del lingote de cristal CZ. En consecuencia, el fósforo (P) y el boro (B) son los dopantes donantes y aceptores más utilizados para el silicio, respectivamente. Para n+El silicio, en el que los átomos donantes están muy dopados, se suele utilizar antimonio (Sb) en lugar de fósforo debido a su menor difusividad, a pesar de su pequeño coeficiente de segregación y alta presión de vapor, que dan lugar a grandes variaciones de concentración tanto en el eje axial como en el las direcciones radiales.

Oxígeno y Carbono

Como se muestra esquemáticamente en las Figs.13.3by13.6, aquartz (SiO2) se utilizan elementos calefactores de crisol y grafito en el método de crecimiento de cristales CZ-Si. La superficie del crisol que entra en contacto con la masa fundida de silicio se disuelve gradualmente debido a la reacción

S i O_{2} + Si \to 2 S i O .

(13.8) Esta reacción enriquece la masa fundida de silicio con oxígeno. La mayoría de los átomos de oxígeno se evaporan de la superficie de la masa fundida como monóxido de silicio volátil (SiO), pero algunos de ellos se incorporan en un cristal de silicona a través de la interfase cristal-fusión. Sin embargo, el carbono en los cristales de silicio CZ se origina principalmente a partir de la partida policristalina. material. En el polisilicio se encuentran niveles de carbono que oscilan entre 0,1 y 1 ppma, según el fabricante. Se supone que las fuentes de carbono en el polisilicio son principalmente impurezas que contienen carbono que se encuentran en el triclorosilano utilizado en la producción de polisilicio. Las piezas de grafito en los equipos de extracción de CZ también pueden contribuir a la contaminación por carbono al reaccionar con el oxígeno, que siempre está presente durante el crecimiento ambiental. Los productos resultantes de CO y CO2se disuelven en la masa fundida de silicio y representan las impurezas de carbono en los cristales de silicio. Por lo tanto, el oxígeno y el carbono son las dos principales impurezas que no forman dopaje que se incorporan en los cristales de silicio CZ de la forma que se muestra esquemáticamente en la Fig.13.12. El comportamiento de estas impurezas en el silicio, que afectan a varias propiedades de los cristales de silicio CZ, ha sido objeto de intensos estudios desde finales de la década de 1950 [13.21].

Fig. 13.12 — Figura 13.12
Incorporación de oxígeno y carbono en cristal de silicio Czochralski. (Después[13.1])

13.4Nuevos métodos de crecimiento de cristales

Los cristales de silicio utilizados para la fabricación de dispositivos microelectrónicos deben cumplir con una variedad de requisitos establecidos por los fabricantes de dispositivos. Además de los requisitos para el silicioobleas, las siguientes demandas cristalográficas se han vuelto más comunes debido a la fabricación de dispositivos microelectrónicos de alto rendimiento y alto rendimiento:

1.
Diametro largo
2.
Densidad de defectos baja o controlada
3.
Gradiente de resistividad radial uniforme y bajo
4.
Concentración óptima de oxígeno inicial y su precipitación.

Está claro que los fabricantes de cristales de silicio no solo deben cumplir los requisitos anteriores, sino que también deben producir esos cristales de forma económica y con altos rendimientos de fabricación. Las principales preocupaciones de los cultivadores de cristales de silicio son la perfección cristalográfica y la distribución axial de los dopantes en el silicio CZ. Para superar algunos problemas con el método convencional de crecimiento de cristales de CZ, se han desarrollado varios métodos nuevos de crecimiento de cristales.

13.4.1Crecimiento de Czochralski con AppliedMagneticField (MCZ)

El flujo de convección de la masa fundida en el crisol afecta fuertemente la calidad cristalina del silicio CZ. En particular, las estrías de crecimiento desfavorables son inducidas por convección de fusión inestable que da como resultado fluctuaciones de temperatura en la interfaz de crecimiento. La capacidad de un campo magnético para inhibir la convección térmica en un fluido conductor eléctrico se aplicó por primera vez al crecimiento de cristales de antimonuro de indio mediante la técnica de bote horizontal [13.28] y la técnica de fusión de zonas horizontales [13.29]. A través de estas investigaciones, se confirmó que un campo magnético de fuerza suficiente puede suprimir las fluctuaciones de temperatura que acompañan a la convección de la masa fundida y puede reducir drásticamente las estrías de crecimiento.

El efecto del campo magnético sobre las estrías de crecimiento se explica por su capacidad para disminuir la convección térmica turbulenta de la amatista y, a su vez, disminuir las fluctuaciones de temperatura en la interfaz cristal-fusión. La amortiguación del flujo de fluido provocada por el campo magnético se debe a la fuerza magnetomotriz inducida cuando el flujo es ortogonal a las líneas de flujo magnético, lo que da como resultado un aumento de la viscosidad cinemática efectiva de la masa fundida conductora.

El crecimiento de cristales de silicio mediante el método CZ (MCZ) aplicado al campo magnético se informó por primera vez en 1980 [13.30]. Originalmente, MCZ estaba destinado al crecimiento de cristales de silicio CZ que contienen bajas concentraciones de oxígeno y, por lo tanto, tienen altas resistividades con bajas variaciones radiales. En otras palabras, se esperaba que el silicio MCZ reemplazara al silicio FZ que se usa casi exclusivamente para la fabricación de dispositivos de potencia. Desde entonces, se han desarrollado varias configuraciones de campo magnético, en términos de la dirección del campo magnético (horizontal o vertical) y el tipo de imanes utilizados (conductivo normal o superconductor), [13.31]. El silicio MCZ producido con una amplia gama de concentraciones de oxígeno deseadas (de bajas a altas) ha sido de gran interés para diferentes aplicaciones de dispositivos. El valor del silicio MCZ radica en su alta calidad y su capacidad para controlar la concentración de oxígeno en un amplio rango, lo que no se puede lograr con el método CZ convencional [13.32], así como su tasa de crecimiento mejorada [13.33].

En lo que respecta a la calidad del cristal, no hay duda de que el método MCZ proporciona los cristales de silicio más favorables para la industria de dispositivos semiconductores. El costo de producción del silicio MCZ puede ser más alto que el del silicio CZ convencional porque el método MCZ consume más energía eléctrica y requiere equipo adicional y espacio operativo para los electroimanes; sin embargo, teniendo en cuenta la mayor tasa de crecimiento de MCZ, y cuando se utilizan imanes superconductores que necesitan un espacio más pequeño y consumen menos energía eléctrica en comparación con los imanes conductores, el costo de producción de los cristales de silicio MCZ puede ser comparable al de los cristales de silicio CZ convencionales. Además, la calidad de cristal mejorada del silicio MCZ puede aumentar los rendimientos de producción y reducir el costo de producción.

13.4.2Método continuo de Czochralski (CCZ)

Los costos de producción de cristales dependen en gran medida del costo de los materiales, en particular del costo de los que se utilizan para los crisoles de cuarzo. En el proceso convencional de CZ, llamadoproceso por lotes, se extrae un cristal de una sola carga de crisol, y el crisol de cuarzo se usa solo una vez y luego se desecha. Esto se debe a que la pequeña cantidad de silicio restante agrieta el crisol a medida que se enfría desde una temperatura alta durante cada ciclo de crecimiento.

Una estrategia para reponer el crisol aquartz con fundido de manera económica es agregar alimento continuamente a medida que crece el cristal y así mantener el fundido a un volumen constante. Además de ahorrar costos de crisol, el método Czochralski (CCZ) de carga continua proporciona un entorno ideal para el crecimiento de cristales de silicio. Como ya se mencionó, muchas de las heterogeneidades en los cristales que crecen mediante el proceso convencional por lotes de CZ son un resultado directo de la cinética inestable que surge del cambio en el volumen de la masa fundida durante el crecimiento de los cristales. El método CCZ tiene como objetivo no solo reducir los costos de producción, sino también hacer crecer cristales en condiciones estables. Manteniendo el volumen de la masa fundida a un nivel constante, se pueden lograr condiciones de flujo térmico y de masa fundida estables (ver Fig.13.9, que muestra el cambio en los ambientes térmicos durante el crecimiento de CZ convencional).

La carga continua se realiza comúnmente mediante alimentación de polisilicio, como se muestra en la Fig.13.13[13.34]. Este sistema consta de un saltamontes para almacenar la materia prima de polisilicio y un alimentador avibratorio que transfiere el polisilicio al crisol. En el crisol que contiene la masa fundida de silicio, se requiere un deflector aquartz para evitar la turbulencia de la masa fundida causada por la alimentación del material sólido alrededor de la interfaz de crecimiento. Los gránulos de polisilicio fluidos como los mencionados anteriormente son obviamente ventajosos para el método CCZ.

El método CCZ ciertamente resuelve la mayoría de los problemas relacionados con la falta de homogeneidad en los cristales cultivados por el método CZ convencional. Además, la combinación de MCZ y CCZ (la CZ continua aplicada al campo magnético (MCCZ) se espera que proporcione el método de crecimiento de cristales definitivo, proporcionando cristales de silicio ideales para una amplia variedad de aplicaciones microelectrónicas [13.1]. De hecho, se ha utilizado para cultivar cristales de silicio de alta calidad destinados a dispositivos microelectrónicos [13.35].

Sin embargo, se debe enfatizar que las diferentes historias térmicas de diferentes partes del cristal (desde la semilla hasta los extremos de la cola, como se muestra en la Fig.13.9) debe tenerse en cuenta incluso cuando el cristal se cultiva mediante el método de crecimiento ideal. Para homogeneizar el cristal crecido o para obtener uniformidad axial en el historial térmico, alguna forma de postratamiento, como el recocido a alta temperatura [13.36], es necesario para el cristal.

13.4.3Método de crecimiento sin cuello

Como se mencionó anteriormente, el proceso de formación del cuello de Dash (que crece en el cuello de 3-5 mm de diámetro, Fig.13.7) es un paso crítico durante el crecimiento de cristales de CZ porque elimina las dislocaciones desarrolladas. Esta técnica ha sido el estándar de la industria durante más de 40 años. Sin embargo, las demandas recientes de diámetros de cristal grandes (& gt; 300 mm, con un peso de más de 300 kg) han dado lugar a la necesidad de cuellos de mayor diámetro que no introduzcan dislocaciones en el cristal en crecimiento, ya que el cuello delgado tiene entre 3 y 5 mm de diámetro. No puede soportar cristales tan grandes.

Semillas de gran diámetro que típicamente miden 170 mm de largo, con un diámetro mínimo de> 10 mm y un promedio de 12 mm cultivados a partir de silicona fundida fuertemente dopada con boro (

& gt; 10^{19} a t o m s / c m^{3}

) se han utilizado para cultivar cristales de silicio CZ de 200 mm de diámetro sin dislocaciones [13.37,13.38]. Se estima que los cuellos de gran diámetro de 12 mm de diámetro pueden soportar cristales de CZ de hasta 2000 kg [13.39]. Figura13.14a,bas muestra un cristal de silicio CZ libre de dislocaciones de 200 mm de diámetro desarrollado sin el proceso de formación de cuellos Dash, y la Fig.13.14a,bb muestra su semilla ampliada (compárese con la Fig.13.7). El mecanismo por el cual las dislocaciones no se incorporan al cristal en crecimiento se ha atribuido principalmente al efecto de endurecimiento del fuerte dopaje del boro en el silicio.

Fig. 13.14a,b — Figura 13.14a, b
Cristal de silicio Czochralski sin dislocaciones de 200 mm de diámetro cultivado sin el proceso de formación de cuellos Dash. (a)Todo el cuerpo, (b) semilla y cono. (Cortesía del Prof. K. Hoshikawa)

Referencias

13.1F. Shimura:Tecnología de cristal de silicio semiconductor(Académico, Nueva York 1988)Google Académico
13.2 Tablero de WC: J. Appl. Phys.29, 736 (1958)CrossRefGoogle Académico
13.3K.Takada, H.Yamagishi, H.Minami, M.Imai: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1998) p. 376Google Académico
13.4JRMcCormic: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1986) p.43Google Académico
13.5PA Taylor: Tecnología de estado sólido.mes de julio, 53 (1987)Google Académico
13.6WG Pfann: Trans. Soy. Inst. Min. Metall. Ing.194, 747 (1952)Google Académico
13.7CH Theuerer: Patente de EE. UU. 3060123 (1962)Google Académico
13.8PH Keck, MJE Golay: Phys. Rvdo.89, 1297 (1953)CrossRefGoogle Académico
13,9W. Keller, A. Mühlbauer:Silicio de zona flotante(Marcel Dekker, Nueva York 1981)Google Académico
13.10JM Meese:Dopaje por transmutación de neutrones en semiconductores(Pleno, Nueva York 1979)CrossRefGoogle Académico
13.11HMLiaw, CJVarker: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1977) p.116Google Académico
13.12 ELKern, LSYaggy, JABarker: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1977) p.52Google Académico
13.13SM Hu: apl. Phys. Letón.31, 53 (1977)CrossRefGoogle Académico
13,14K. Sumino, H. Harada, I. Yonenaga: Jpn. J. Appl. Phys.19, L49 (1980)CrossRefGoogle Académico
13.15K. Sumino, I. Yonenaga, A. Yusa: Jpn. J. Appl. Phys.19, L763 (1980)CrossRefGoogle Académico
13.16 T. Abe, K. Kikuchi, S. Shirai: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1981) p.54Google Académico
13.17J. Czochralski: Z. Phys. Chem.92, 219 (1918)Google Académico
13.18GK Teal, JB Little: Phys. Rvdo.78, 647 (1950)Google Académico
13,19W. Zulehner, D. Huber: En:Cristales 8: silicio, grabado químico(Springer, Berlín, Heidelberg 1982) p. 1Google Académico
13.20H. Tsuya, F. Shimura, K. Ogawa, T. Kawamura: J. Electrochem. Soc.129, 374 (1982)CrossRefGoogle Académico
13.21F. Shimura (Ed.):Oxígeno en silicio(Académico, Nueva York 1994)Google Académico
13.22S. Kishino, Y. Matsushita, M. Kanamori: Appl. Phys. Letón.35, 213 (1979)CrossRefGoogle Académico
13.23F. Shimura: J. Appl. Phys.59, 3251 (1986)CrossRefGoogle Académico
13.24HD Chiou, J. Moody, R. Sandfort, F. Shimura: tecnología científica VLSI, Proc. 2do Int. Symp. Integr. A muy gran escala (La Sociedad Electroquímica, Pennington 1984) p. 208Google Académico
13.25F. Shimura, RS Hocket: Appl. Phys. Letón.48, 224 (1986)CrossRefGoogle Académico
13.26 A. Huber, M.Kapser, J.Grabmeier, U.Lambert, WvAmmon, R.Pech: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 2002) p.280Google Académico
13.27GARozgonyi: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 2002) p.149Google Académico
13.28 HP Utech, MC Flemings: J. Appl. Phys.37, 2021 (1966)CrossRefGoogle Académico
13.29HA Chedzey, DT Hurtle: Naturaleza210, 933 (1966)CrossRefGoogle Académico
13.30 K. Hoshi, T.Suzuki, Y.Okubo, N.Isawa: Ext. Abstr. Electrochem. Soc. 157th Meet. (La Sociedad Electroquímica, Pennington 1980) p.811Google Académico
13.31 M.Ohwa, T.Higuchi, E.Toji, M.Watanabe, K.Homma, S.Takasu: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1986) p.117Google Académico
13.32 M.Futagami, K.Hoshi, N.Isawa, T.Suzuki, Y.Okubo, Y.Kato, Y.Okamoto: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1986) p.939Google Académico
13.33T.Suzuki, N.Isawa, K.Hoshi, Y.Kato, Y.Okubo: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1986) p.142Google Académico
13.34W.Zulehner: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1990) p.30Google Académico
13.35Y.Arai, M.Kida, N.Ono, K.Abe, N.Machida, H.Futuya, K.Sahira: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1994) p.180Google Académico
13,36F. Shimura: En:Ciencia y tecnología VLSI(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1982) p. 17Google Académico
13.37S.Chandrasekhar, KMKim: En:Silicio semiconductor(La Sociedad Electroquímica, Pennington 1998) p.411Google Académico
13,38K. Hoshikawa, X. Huang, T. Taishi, T. Kajigaya, T. Iino: Jpn. J. Appl. Phys.38, L1369 (1999)CrossRefGoogle Académico
13,39 KM Kim, P. Smetana: J. Cryst. Crecimiento100, 527 (1989)CrossRefGoogle Académico