晶體生長課件

半導體材料

半導體材料第三章晶體生長

3-1晶體生長的理論基礎第三章晶體生長3-1晶體生長的理論基礎1.晶體生長的一般方法(掌握)晶體是在物相轉變的情況下形成的。物相有三種，即氣相、液相和固相。由氣相、液相固相時形成晶體，固相之間也可以直接產生轉變。

晶體生長是非平衡態(tài)的相變過程，熱力學一般處理平衡態(tài)問題，若系統(tǒng)處于準平衡狀態(tài)，可使用熱力學的平衡條件來處理問題相平衡條件：各組元在各相的化學勢相等熱平衡條件：系統(tǒng)各部分溫度相等力學平衡條件：系統(tǒng)各部分壓強相等1.晶體生長的一般方法(掌握)晶體是在物相轉變的情況下形成的(1)固相生長:固體固體在具有固相轉變的材料中進行石墨金剛石通過熱處理或激光照射等手段，將一部分結構不完整的晶體轉變?yōu)檩^為完整的晶體微晶硅單晶硅薄膜(1)固相生長:固體固體在具有固相轉變的材料中進行(2)液相生長:液體固體溶液中生長

從溶液中結晶當溶液達到過飽和時，才能析出晶體.

可在低于材料的熔點溫度下生長晶體，因此它們特別適合于制取那些熔點高，蒸汽壓大，用熔體法不易生長的晶體和薄膜；如GaAs液相外延(LPE-liquidphaseepitaxy)熔體中生長從熔體中結晶當溫度低于熔點時，晶體開始析出，也就是說，只有當熔體過冷卻時晶體才能發(fā)生。如水在溫度低于零攝氏度時結晶成冰；金屬熔體冷卻到熔點以下結晶成金屬晶體。

可生長純度高，體積大，完整性好的單晶體，而且生長速度快，是制取大直徑半導體單晶最主要的方法我國首臺12英寸單晶爐研制成功(070615),所制備的硅單晶主要用于集成電路元件和太陽能電池

(2)液相生長:液體固體溶液中生長(3)氣相生長:氣體固體

從氣相直接轉變?yōu)楣滔嗟臈l件是要有足夠低的蒸氣壓。例子:在火山口附近常由火山噴氣直接生成硫、碘或氯化鈉的晶體。雪花就是由于水蒸氣冷卻直接結晶而成的晶體

氣體凝華:物質從氣態(tài)直接變成固體(氣體升華?固態(tài)氣態(tài))化學氣相沉積(CVD)

(3)氣相生長:氣體固體

從氣相直接轉變?yōu)楣滔嗟臈l件是要有第三章晶體生長課件2.晶體形成的熱力學條件(掌握)1.氣固相轉變定義=p1/p0為飽和比,即初態(tài)壓強/末態(tài)壓強

=-1過飽和比,相變條件:p1p0,或者1(即有一定的過飽和度)2.晶體形成的熱力學條件(掌握)1.氣固相轉變相變條件:第三章晶體生長課件2.液固相轉變過程(1)溶液中生長

C1

CO,相變發(fā)生,有一定的過飽和度C1:一定溫度T,壓力P,溶質濃度

CO:一定溫度T,壓力P,飽和溶液濃度

(2)熔體中生長△T0,相變發(fā)生,有一定的過冷度過冷現(xiàn)象：熔體材料冷卻到理論結晶溫度以下，并不是立即就形成晶體，材料處在應該轉變的理論溫度以下，還保留原來狀態(tài)，這種現(xiàn)象稱為過冷。過冷度：為了表述材料過冷的程度，將理論轉變溫度與實際所處在的溫度之差稱為過冷度。ΔT=Tm

－T(Tm理論凝固溫度)。2.液固相轉變過程(1)溶液中生長過冷現(xiàn)象：熔體材料冷卻到理相變時能量的轉化固體與晶體的轉化：轉變潛熱固體與液體的轉化：熔解潛熱液體與氣體的轉化：蒸發(fā)潛熱固體與氣體的轉化：升華潛熱任一潛熱L都與系統(tǒng)壓力、體積、溫度等條件有關相變時能量的轉化固體與晶體的轉化：轉變潛熱3.晶核的形成(理解)熱力學條件滿足后,晶體開始生長晶體生長的一般過程是先形成晶核,然后再逐漸長大.三個生長階段:

介質達到過飽和或者過冷卻階段成核階段nucleation(均勻成核,非均勻成核)生長階段crystalgrowth3.晶核的形成(理解)熱力學條件滿足后,晶體開始生長一般規(guī)律晶核形成速度快，晶體生長速度慢晶核數(shù)目多，最終易形成小晶粒晶核形成速度慢，晶體生長速度快晶核數(shù)目少，最終易形成大晶粒注意：整個晶化過程，體系處于動態(tài)變化狀態(tài)一般規(guī)律晶核形成速度快，晶體生長速度慢一:均勻成核(自發(fā)成核)在過飽和,過冷度條件下,依靠自身原子形成的晶核一:均勻成核(自發(fā)成核)在過飽和,過冷度條件下,依靠自身原1.單個晶核的形成晶胚:能量較低的分子形成具有結晶相的有序結構的分子聚集體,成為晶胚晶核:成為結晶生長中心的晶胚1.單個晶核的形成晶胚:能量變化在一定的過冷度下，液體中若出現(xiàn)一固態(tài)的晶體，該區(qū)域的能量將發(fā)生變化，一方面一定體積的液體轉變?yōu)楣腆w，體積自由能會下降，另一方面增加了液－固相界面，增加了表面自由能，因此總的自由能變化量為：

其中ΔGV為單位體積內固液自由能之差，V為晶體的體積，一個細小的晶體出現(xiàn)后，是否能長大，決定于在晶體的體積增加時，其自由能是否下降。

σ為單位表面積的界面能，A為界面的面積。能量變化在一定的過冷度下，液體中若出現(xiàn)一固態(tài)的晶體，結晶驅動力結晶通常在恒溫恒壓下進行，這一過程進行的方向和限度，可使用自由能判據(jù)，相變向自由能減小的方向進行

G

小于0，生長驅動力，反之，熔解驅動力結晶驅動力結晶通常在恒溫恒壓下進行，這一過程進行的方向和限度在一定過冷度下，ΔGV為負值，而σ恒為正值?？梢娋w總是希望有最大的體積和最小的界面積。設ΔGV和σ為常數(shù)，最有利的形狀為球。設球的半徑為r，有在一定過冷度下，ΔGV為負值，而σ恒為正值?？梢娋w總是希望1)晶核形成時,系統(tǒng)自由能變化組成總能量變化=驅動力+阻力

體系體積自由能差(負值)新增表面能

△G=△GV+△GS=V.△gv+S.σ=4r3△gv/3+4r2σ1)晶核形成時,系統(tǒng)自由能變化組成總能量變化=驅動力0rr*

r,△G

消失幾率長大幾率晶核不能長大r=r*

(臨界半徑)△G=△Gmax=△G*消失幾率=長大幾率臨界狀態(tài)r*

rr0r,△G

消失幾率長大幾率自發(fā)長大,但晶胚不穩(wěn)定rr0

△G0,消失幾率長大幾率晶胚穩(wěn)定長大形成晶核0rr*2)按照r大小,晶核的分類r*

rr0亞穩(wěn)晶核r=r*

(臨界半徑)臨界晶核(胚)rr0穩(wěn)定晶核2)按照r大小,晶核的分類r*rr0亞穩(wěn)晶核3)臨界晶核半徑r*

r=r*時△G=△Gmax=△G*,所以導數(shù)為零.r*與ΔT成反比，即過冷度ΔT越大，r*越小；熔體中，r*=

-2σ/△gv

3)臨界晶核半徑r*r=r*時r*與ΔT成反比，即過影響臨界晶核半徑的因素過飽和度[與溫度(熔體中)，濃度(液體中)，壓力(氣體中)等有關]呈反比；比表面能：呈正比。影響臨界晶核半徑的因素過飽和度[與溫度(熔體中)，濃度(液體4)形核功能量起伏：系統(tǒng)中微小區(qū)域的能量偏離平均能量水平而高低不一的現(xiàn)象。結構起伏：瞬間能量在平均值的上下波動，對應的結構(原子排列)在變化，小范圍可瞬間接近晶體的排列4)形核功能量起伏：系統(tǒng)中微小區(qū)域的能量偏離平均能量水平而高△G*=4r*2σ/3=△GS/3

即臨界狀態(tài)下,體系自由能正好是表面能的1/3

其余2/3的表面能去哪里了?被體積自由能抵消了!!成核的驅動力?成核所需要的能量由外界提供,稱為形核功ΔG*與ΔT2成反比，過冷度ΔT越大，ΔG*越小。

臨界形核功ΔG*的大小為臨界晶核表面能的三分之一，它是均質形核所必須克服的能量障礙。形核功由熔體中的“能量起伏”提供。因此，過冷熔體中形成的晶核是“結構起伏”及“能量起伏”的共同產物?！鱃*=4r*2σ/3=△GS/3其余2/3的表面結論:過飽和度或過冷度越大,Δgv大,r*,ΔG*越小,晶核越易形成，易形成多晶生長單晶時,過飽和度,過冷度要盡量的小,r*,ΔG*越大,晶核越難形成,易形成單晶.結論:過飽和度或過冷度越大,Δgv大,r*,ΔG*越小2.多個晶核生長1)成核率:單位體積,單位時間內形成的晶核數(shù)(I)

成長率:新相在單位時間內線性增長值2)均勻成核速率I

兩個方面的因素過飽和度或過冷度越大，晶核形成速度越快粘度越大，晶核形成速度越慢2.多個晶核生長1)成核率:單位體積,單位時間內形成的晶核數(shù)二非均勻成核(非自發(fā)成核)在體系中存在外來質點(塵埃,固體顆粒,籽晶等),在外來質點上成核晶核依附于夾雜物的界面上形成。這不需要形成類似于球體的晶核，只需在界面上形成一定體積的球缺便可成核。非均質形核過冷度ΔT*比均質形核臨界過冷度ΔT小得多時就大量成核。非均勻成核有利的降低臨界過冷度，大大提高形核率。應用：籽晶的加入二非均勻成核(非自發(fā)成核)在體系中存在外來質點(塵埃,固體非均質形核臨界晶核半徑與均質形核完全相同。所以非均勻成核析晶容易進行aθ=0時，△G

非均＝0，雜質本身即為晶核；

b180>θ>0時,△Gc非<△Gk,雜質促進形核；

cθ=180時，△Gc非＝△Gc，雜質不起作用。G*非均＝G*均f（）G*非均≤G*均f（）越小，非均勻成核的臨界形核功就越小，臨界過冷度就越小。f（）是決定非均勻成核的一個重要參數(shù)。非均質形核臨界晶核半徑與均質形核完全相同。所以非均勻成核析晶接觸角對成核位壘的影響?與θ的關系圖形接觸角對成核位壘的影響?與θ的關系圖形影響非均勻形核的因素

a過冷度,過冷度越大,越容易成核

b外來物質表面結構：θ越小越有利。

c外來物質表面形貌：表面下凹有利。凹面雜質形核效率最高，平面次之，凸面最差。影響非均勻形核的因素a過冷度,過冷度三

晶核的長大

1晶核長大的條件

（1）動態(tài)過冷動態(tài)過冷度：晶核長大所需的界面過冷度。（是材料凝固的必要條件）

（2）足夠的溫度（3）合適的晶核表面結構三晶核的長大1晶核長大的條件（2）足夠的溫度（3）合2液固界面微結構粗糙界面：界面固相一側的點陣位置只有約50%被固相原子所占據(jù)，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面結構。粗糙界面也稱“非小晶面”或“非小平面”。光滑界面：界面固相一側的點陣位置幾乎全部為固相原子所占滿，只留下少數(shù)空位或臺階，從而形成整體上平整光滑的界面結構。光滑界面也稱“小晶面”或“小平面”。2液固界面微結構四、晶體生長的兩種主要理論(了解)一層生長理論柯塞爾1927年首先提出,后來被斯特蘭斯基加以發(fā)展內容:

它是論述在晶核的光滑表面上生長一層原子面時，質點在界面上進入晶格“座位”的

最佳位置是具有三面凹入角的位置

其次具有二面凹入角的位置；最不利的生長位置吸附分子和孔。

由此可以得出如下的結論即晶體在理想情況下生長時，先長一條行，然后長相鄰的行。在長滿一層面網(wǎng)后，再開始長第二層面網(wǎng)。晶面(最外的面網(wǎng))是平行向外推移而生長的。這就是晶體的層生長理論四、晶體生長的兩種主要理論(了解)一層生長理論第三章晶體生長課件二螺旋生長理論弗朗克等人在研究氣相中晶體的生長時，估計體系過飽和度不小于25—50％。然而在實驗中卻難以達到,并且在過飽和度小于2％的氣相中晶體亦能生長。這種現(xiàn)象并不是層生長理論所能解釋的。為了解決理論與實際的矛盾,他們根據(jù)實際晶體結構的各種缺陷中最常見的位錯現(xiàn)象，在1949年提出了晶體的螺旋生長理論。

內容:晶體生長界面上螺旋位錯露頭點可作為晶體生長的臺階源，促進光滑界面上的生長。二螺旋生長理論弗朗克等人在研究氣相中晶體的生長時，估計體系證實了螺旋生長理論證實了螺旋生長理論第三章晶體生長課件五、晶體外形幾個結論(掌握)1)一定體積的晶體,平衡時形狀總表面能最小2)與生長條件和性質有關

法向速度生長慢的晶面,生長過程中變大變寬,保留

法向速度生長快的晶面,生長過程中變小變窄,消失3)原子密排面容易保留五、晶體外形幾個結論(掌握)3-3硅鍺單晶生長3-3硅鍺單晶生長單晶材料的生長，是物質的非晶態(tài)，多晶態(tài)，或能夠形成該物質的反應物，通過一定的物理或化學手段轉變?yōu)閱尉顟B(tài)的過程。首先將結晶的物質通過熔化或溶解方式轉變成熔體或溶液。再控制其熱力學條件生成晶相，并讓其長大。可分為熔體生長法、溶液生長法和氣相生長法。而從生長方式來說，可分為水平生長、垂直生長和晶體的拉制等。單晶材料的生長，是物質的非晶態(tài)，多晶態(tài)，或能夠形成該物質的反單晶硅圓片按其直徑分為6英寸、8英寸、12英寸（300毫米）及18英寸（450毫米）等。直徑越大的圓片，所能刻制的集成電路越多，芯片的成本也就越低。但大尺寸晶片對材料和技術的要求也越高。單晶硅按晶體生長方法的不同，分為直拉法（CZCzochralski）、區(qū)熔法（FZ,Float-Zone）和外延法。直拉法、區(qū)熔法生長單晶硅棒，外延法生長單晶硅薄膜。單晶硅圓片按其直徑分為6英寸、8英寸、12英寸（300毫米）直拉法生長的單晶硅主要用于半導體集成電路、二極管、外延片襯底、太陽能電池。目前晶體直徑可控制在Φ3~8英寸。區(qū)熔法單晶主要用于高壓大功率可控整流器件領域，廣泛用于大功率輸變電、電力機車、整流、變頻、機電一體化、節(jié)能燈、電視機等系列產品。目前晶體直徑可控制在Φ3~6英寸。外延片主要用于集成電路領域。鍺單晶主要用直拉法，硅用直拉法和懸浮區(qū)熔法直拉法生長的單晶硅主要用于半導體集成電路、二極管、外延片襯底一、直拉法(CZ)

85%以上的單晶硅都采用CZ法生長出來裝置(課本62)一、直拉法(CZ)

85%以上的單晶硅都采用CZ法生長出來裝第三章晶體生長課件直拉法是生長元素和III-V族化合物半導體體單晶的主要方法。該法是在盛有熔硅或鍺的坩堝內，引入籽晶作為非均勻晶核，然后控制溫度場，將籽晶旋轉并緩慢向上提拉，晶體便在籽晶下按籽晶的方向長大。第三章晶體生長課件一塊具有所需要晶向的單晶硅作為籽晶來生長硅錠，生長的單晶硅就像是籽晶的復制品坩鍋里的硅被單晶爐加熱，硅變成熔體籽晶與熔體表面接觸，并旋轉，旋轉方向與坩鍋的旋轉方向相反。隨著籽晶在直拉過程中離開熔體，熔體上的液體會因為表面張力而提高。隨著籽晶從熔體中拉出，與籽晶有同樣晶向的單晶就生長出來。一塊具有所需要晶向的單晶硅作為籽晶來生長硅錠，生長的單晶硅就工藝過程(掌握)1.籽晶熔接:加大加熱功率，使多晶硅完全熔化，并揮發(fā)一定時間后，將籽晶下降與液面接近，使籽晶預熱幾分鐘，俗稱“烤晶”，以除去表面揮發(fā)性雜質同時可減少熱沖擊2.引晶和縮頸：當溫度穩(wěn)定時，可將籽晶與熔體接觸。此時要控制好溫度，當籽晶與熔體液面接觸，浸潤良好時，可開始緩慢提拉，隨著籽晶上升硅在籽晶頭部結晶，這一步驟叫“引晶”，又稱“下種”?！翱s頸”是指在引晶后略為降低溫度，提高拉速，拉一段直徑比籽晶細的部分。其目的是排除接觸不良引起的多晶和盡量消除籽晶內原有位錯的延伸。頸一般要長于20mm工藝過程(掌握)1.籽晶熔接:加大加熱功率，使多晶硅完全熔3.放肩：縮頸工藝完成后，略降低溫度，讓晶體逐漸長大到所需的直徑為止。這稱為“放肩”。在放肩時可判別晶體是否是單晶，否則要將其熔掉重新引晶。單晶體外形上的特征—棱的出現(xiàn)可幫助我們判別，<111>方向應有對稱三條棱，<100>方向有對稱的四條棱。4.等徑生長：當晶體直徑到達所需尺寸后，提高拉速，使晶體直徑不再增大，稱為收肩。收肩后保持晶體直徑不變，就是等徑生長。此時要嚴格控制溫度和拉速不變。5.收晶：晶體生長所需長度后，拉速不變，升高熔體溫度或熔體溫度不變，加快拉速，使晶體脫離熔體液面。直拉法的兩個主要參數(shù)：拉伸速率，晶體旋轉速率3.放肩：縮頸工藝完成后，略降低溫度，讓晶體逐漸長大到所需的優(yōu)點：所生長單晶的直徑較大優(yōu)點：成本相對較低缺點：熔體與坩堝接觸，易引入氧雜質，不易生長高電阻率單晶（含氧量通常10-40ppm)SiO2=Si+O2（石英坩鍋高溫下）當單晶在300-600度冷卻時，氧會被激活成為施主,因此能改變單晶的電阻率。直拉單晶在1200度退火使氧沉積，可使氧施主的濃度降至1014/厘米3,電阻率會發(fā)生明顯的變化。（50歐.厘米的P硅摻入1014/厘米3的硼)摻雜時，沿軸向電阻率分布不均勻，對于k小于1的雜質，靠近籽晶的一端電阻率較高直拉法生長單晶的特點直拉法生長單晶的特點氧在單晶硅中有三個作用：起施主作用；能改變由有意摻雜所產生的電阻率由氧沉積而產生缺陷；提高屈服強度；氧在單晶硅中有三個作用：能改變由有意摻雜所產生的電阻率由氧沉CZ法的改進工藝磁控拉晶法液封拉晶法

給坩堝內熔體施加水平或垂直磁場，抑制熔體的對流，達到消除對流條紋缺陷的目的。

在熔體的表面多了一層覆蓋劑，通過覆蓋劑密封可實現(xiàn)高壓下拉晶，是制備大分解壓化合物半導體單晶的理想方法。CZ法的改進工藝磁控拉晶法液封拉晶法給坩堝內熔體施加水平區(qū)熔法生長單晶（鍺）懸浮區(qū)熔法生長單晶（硅）二、區(qū)熔法水平區(qū)熔法生長單晶（鍺）二、區(qū)熔法單晶硅棒(直拉法)單晶硅棒(直拉法)作業(yè)試述結晶相變的熱力學條件、動力學條件、能量及結構條件。

什么叫臨界晶核？它的物理意義及與過冷度的定量關系如何？形核為