CC BY
29
УДК 621.315.592:669.049.44
ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ТЕРМОМИГРАЦИИ ПРИ ВВЕДЕНИИ ДОБАВОК Ga В ЗОНООБРАЗУЮЩИЙ МАТЕРИАЛ Si - А1
© 2014 г. Б.М. Середин
Середин Борис Михайлович - канд. техн. наук, доцент, кафедра «Физика», Южно-Российский государственный политехнический университет (НПИ) имени М.И. Платова. E-mail: [email protected]
Seredin Boris Mikhailovich - Candidate of Technical Sciences, assistant professor, department «physics», Platov South-Russian State Polytechnic University (NPI). E-mail: [email protected]
Приведены результаты экспериментальных исследований кинетики роста слоев в системе Si - Al - Ga. Установлено, что с увеличением содержания Ga в зонообразующем материале происходит монотонное снижение скорости эпитаксиального роста. Обнаружен эффект увеличения скорости миграции тонких зон растворителя по сравнению с бинарным составом при введении малых (0,5 -1,0 % по массе) добавок Ga. Проведен теоретический анализ полученных данных, оценены диффузионный и кинетический параметры процесса растворения и кристаллизации в ростовой ячейке при миграции растворителя сложного состава. Проанализировано качество эпитаксиальных слоев. Отмечено заметное влияние малых добавок Ga на повышение стабильности процесса термомиграции.
Ключевые слова: термомиграция; кинетика; кремниевые пластины; кристаллизация; растворитель; температура; кристалл; зонообразующий материал.
Results of pilot studies of kinetics growth layers are given in Si - Al - Ga system. It is established that to increase of the contents of Ga in the zone-making material there is the monotonie decrease in speed of epitaxial growth. The effect of increase in speed of migration thin zones of solvent in comparison with binary structure is found out at introduction small Ga additives (0,5-1,0 mas.%). The theoretical analysis of obtained data is carried out. Diffusion and kinetic parameters of dissolution and crystallization process in the growth cell at migration of solvent of composite structure. The quality of epitaxial layers is analyzed. There is a noticeable influence of small Ga additives on increase stability process of thermomigration.
Keywords: thermomigration; kinetic; silicon wafers; crystallization; solvent; temperature; crystal; zone-forming material.
Введение
Практическое использование метода термомиграции [1] при получении структур приборов твердотельной электроники [2, 3] ставит вопросы о необходимости управления скоростью роста [4, 5] и качеством (совершенством) эпитаксиальных слоев [6, 7]. Одним из наиболее перспективных вариантов термомиграции, позволяющих получить высококачественные р+ - слои монокристаллического кремния большой площади, является эпитаксия с использованием капиллярного формирования растворителя на основе алюминия с добавкой третьего компонента, понижающего поверхностное натяжение раствора-расплава [8].
Известно [9, 10], что введение примесей в ряде случаев существенно влияет на структуру расплава. Так, взаимодействие частиц расплава и примесей может приводить как к гомогенизации жидкой фазы, так и к возникновению упорядоченных группировок. Если эффект гомогенизации позволяет выращивать эпитаксиальные слои повышенного качества (повышается кристаллическое совершенство слоев, подвижность носителей заряда, пробивное напряжение п-р+ структуры; концентрация легирующей примеси;
уменьшается концентрация термодоноров в кремнии), то образование упорядоченных группировок, напротив, приводит к потере стабильности миграции зоны и, как следствие ухудшает качество выращиваемых слоев [11].
Экспериментальная часть
В настоящей работе исследуется кинетика тройной системы Si - А1 - Ga. Экспериментальные исследования скорости миграции плоских зон растворителя фиксированной толщины проводили в диапазоне температур от 1050 до 1200 °С (диффузионный режим), а также в диапазоне толщин зон от 2 до 30 мкм при фиксированной температуре 1086 °С (кинетический режим). Время термомиграции зоны при градиенте температуры GS = 54 град/см в зависимости от толщины выращиваемого эпитаксиального слоя составляло от 0,5 до 4,5 ч. Температуру измеряли термопарой ПР-30/6 с точностью +5 °С, а поддерживали ее с помощью аппаратуры ВРТ-3 с точностью +0,5 °С. Для проведения исследований использовали кремниевые монокристаллические подложки марки КЭФ-32 диаметром 76 мм и толщиной 0,4 мм, ориентированные по кристаллографической плоскости (111). Поверхно-
сти пластин шлифовали микропорошком М20 и отмывали в органическом растворителе в ультразвуковой ванне. Затем на периферии источников кислотным травлением в смеси HNO3:HF:CH3COOH = 2:9:4 изготавливали микровыступы необходимой высоты и площадью 0,5 мм2 каждый. Поверхность пластин подвергали кратковременной химической обработке с целью ее очистки. Жидкие зоны Al - Ga - Si формировали капиллярным втягиванием растворителя в зазор между подложкой и источником [8]. Сплавы Al - Ga приготавливали в широком диапазоне концентраций Ga под флюсом (NaCl + KCl = 1:1) в течение 0,5 ч при 900 °С, после чего их тщательно отмывали. Диаметр шариков составлял 5 - 7 мм. В ходе визуального осмотра было обнаружено, у шариков с процентным содержанием Ga (% по массе) в сплавах в диапазоне: 1, 2 - 5 %; 3, 4 - 3 %; 5, 6 - 2 %; 7, 8 - 1 %; 9,10 - 0,5 %; 11, 12 - 0,25 %; 13, 14 - 0,05 % имеет место характерный внешний вид. На рис. 1 приведена фотография, на которой обращают на себя внимание сплавы с процентным содержанием Ga в диапазоне 0,5 - 1,0 %.
характеризующемся максимальным значением скорости при заданной рабочей температуре и реализующемся при толщинах растворителя во всем диапазоне концентраций А1 - Ga, в системах Si - А1, Si - Ga, Si - А1 - Ga, приведены на рис. 2 (выборочно при концентрациях Ga, % по массе, в сплаве А1 - Ga: 9; 20; 50; 66; 80). Полученные кривые свидетельствуют о том, что при одинаковых температурно-гради-ентных условиях значения скоростей роста слоев кремния в системе Si - А1 выше аналогичных в системе Si - Ga. Следует отметить, что, если для системы Si - А1 движение зон наблюдается при температуре 1000 °С и ниже, то для системы Si - Ga только начиная с 1100 °С. Дальнейший ход кривых для Si - Ga идет с опережающим ростом скорости для системы
., Au
Si - Al так, что производная
Si-Al
Au AT
Ud, мкм/ч
750
500
250
4^ i
3 2 ^
'x6
.......
• 5
1075 1100 1125 1150 1175
Т оС
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14
Рис. 1. Фотография сплавов А1-Оа с различным процентным содержанием Оа
Скорость миграции зоны определяли металлографическим анализом поперечных шлифов композиций с помощью методики, основанной на полосах роста [1]. Исследования стабильности процесса термомиграции проводили на всех полученных образцах путем металлографического изучения поперечных шлифов композиций, поверхностей роста и растворения, а также подсчетом числа разрывов плоской зоны при выводе ее на поверхность пластины-источника. Кроме того, композиции просматривали на просвет в инфракрасный микроскоп МИК-1, что позволило выявить возможные разрывы внутри эпитаксиального слоя. Совершенство выращенных слоев оценивали по их монокристалличности путем исследования с помощью рентгеноструктурного анализа на рентгеновском дифрактометре Н2О-4А, а также определением плотности дефектов и однородности их распределения выявлением ямок травления на косых шлифах и подсчетом плотности дислокаций.
Результаты эксперимента и их обсуждение
Графики зависимостей скорости роста иБ эпитак-сиальных слоев в диффузионном режиме - в режиме,
Рис. 2. Экспериментальные температурные зависимости скорости роста кремниевых слоев от состава зонообразую-щего материала. Состав зонообразующего материала: 1 -
А1; 2 - А10)91Оа0,09; 3 - АЬ^Оасд; 4 - АЬ^Оас^; 5 - АЬ^Оас^;
6 - А10дОа0,8; 7 - Оа
Проведем оценку влияния добавок Оа в растворитель на скорость роста слоев иБ, воспользовавшись квазибинарным приближением. В общем случае, скорость миграции зоны с достаточной точностью может быть представлена соответствующим соотношением [1]:
aGL
Г(ц; ß)a
(1)
1 +
Í
где a =
CSi ~CSi
-D
dCL dT
- диффузионный параметр, в
котором Ся, Ся - концентрации кристаллизующегося компонента у более холодной межфазной границы в расплаве и кристалле соответственно; Б - коэффи-
циент взаимодиффузии компонентов в расплаве;
dCL dT
величина, обратная тангенсу угла наклона линии ликвидус используемой системы; ^ - градиент температуры в жидкой зоне растворителя; Г(ц; Р) - кинетиче-
Si-Ga
0
U =
1
скии множитель, в котором ц =
М- рНк
и р - кинети-
Ц р + Ц к
ческие коэффициенты, определяющие механизм межфазных процессов на растворяющейся (ц р ) и кристаллизующейся (цк) границах; I - толщина жидкой
зоны. Тогда скорость миграции зоны в диффузионном режиме uD определяется как
dCL
un=aCL = DCL(CSS -С£)Л (2)
dT
Величины D,
dCL dT
CSS - C^ , CL, входящие в
правую часть уравнения (2), являются функциями от температуры и, в принципе, относятся к справочным данным, на основании которых зависимость иБ от обратной температуры (1/7) для любой системы, в том числе и для рассматриваемой Si - А1 - Ga, достаточно легко поддается расчету. Для удобства и наглядности анализа полученных кривых с учетом уравнения (2) составлены табл. 1 и 2, в которые включены зависи-
мости величин: oD,
dCL dT
(Css - cl)-1, D, C
от тем-
пературы Т, причем как их абсолютные, так и относительные к температуре 1100 °С значения. Отметим, что и0 - измеряемый параметр, полученный из экспе-
ас \-1 ^
риментов;-и (с31 - с31) - литературные таблич-
ат
ные данные (из диаграмм состояний бинарных систем); ^ получен расчетным путем в предположении, что: G изменяется совместно с температурой по зависимости [1], теплопроводность кремния слабо изменяется от температуры в исследуемом диапазоне и равна 26 Вт-м-1-К-1 [1], а теплопроводность/ь распла-
ва принята равной теплопроводности металла-растворителя [1]. Величина коэффициента взаимодиффузии D вычислена из уравнения (2) с учетом вышеперечисленных значений входящих в него величин.
Анализируя данные табл. 1, можно отметить, что в системе Si - А1 при повышении температуры с 1050 до 1200 °С увеличиваются все параметры, входящие в правую часть уравнения (2), причем опережающим образом растет величина D. Сравнение полученной зависимости D(Т) с известной [1], представ- и
ленной в виде экспоненты Б = Б0е кт с параметрами и= 83,38 кДж/моль; Б0 = 0,164 см2/с в диапазоне температур 750 - 1100 °С, дает удовлетворительное совпадение величин в области перекрываемого диапазона температуры (отклонение не более 25 %). При экстраполяции известной кривой в область более высоких температур количественное сопоставление ухудшается (рис. 3).
Отметим, что табличные значения Б(Т) тоже достаточно хорошо аппроксимируются экспонентой. Таким образом, полученные результаты можно прокомментировать следующим образом. Во-первых, путем подбора параметров уравнения (2) достигается удовлетворительное согласие теории термомиграции и эксперимента. Во-вторых, подобранные значения параметров не противоречат известным данным по зависимости Б(Т), найденной из других экспериментов. В-третьих, полученные данные по Б(Т), как и уже известные в [1], подтверждают предположение об активационном механизме диффузии в расплаве.
Анализируя табл. 2, где приводятся данные для системы Si - Ga, можно также сделать вывод, аналогичный таковому для системы Si - А1, т.е. с повышением температуры растут все величины правой части уравнения (2), причем зависимость Б(Т) имеет наиболее значимый темп роста. График этой зависимости показан на рис. 3.
Таблица 1
Зависимости величин uD, C - CSi)-1, dCL I dT , GL, D от температуры для системы Si - Al
T, °C uD-106, см-с"1 % (T) C - cSi)-1 (CSi CSi)1100 (CSi - CSi)T -103, dT град"1 dCL (T) dT Gl, град/см Gl (T) Gl (1100) D-104, см-с"1 D(T)
ид (1100) dCL dT1100 D(1100)
1050 3,33 - 1,98 - 1,02 - 11,05 - 1,38 -
1075 5,06 - - - - - - - - -
1100 7,23 1,00 2,22 1,00 1,05 1,00 15,13 1,00 2,05 1,00
1125 10,13 1,40 2,36 1,06 1,06 1,01 16,54 1,09 2,43 1,18
1150 13,90 1,92 2,50 1,13 1,08 1,03 17,05 1,19 2,86 1,40
1175 19,41 2,68 2,73 1,23 1,10 1,05 19,30 1,27 3,35 1,63
1200 27,80 3,85 2,96 1,33 1,12 1,07 20,65 1,36 4,06 1,97
Ссылка Зависимость на рис. 3 [4] [1, 4] Расчет по данным [1, 12] Расчет по формуле (2)
Таблица 2
dcL
Зависимости величин иБ, (Сц - С^ )-1, -, GL, Б от температуры для системы Si - Ga
dT
T, °C uD-106, см-с-1 »D (T ) C - cL)-1 (CSi CSi )1100 (CS - CsLi)T С-103, dT град-1 dCL (T) dT GL, град/см GL (T) GL (1100) D-104, см2-с-1 D(T)
»D (1100) dCL dT1100 D(1100)
1050 - - 1,28 - 1,43 - 27,99 - - -
1075 - - - - - - - - - -
1100 1,75 1,00 1,43 1,00 1,61 1,00 36,56 1,00 0,21 1,00
1125 4,22 2,41 1,54 1,08 1,67 1,04 39,94 1,09 0,41 1,95
1150 8,34 4,77 1,66 1,16 1,72 1,07 43,33 1,19 0,69 3,29
1175 14,34 8,19 1,83 1,28 1,94 1,20 46,11 1,26 0,87 4,14
1200 26,41 15,09 2,00 1,40 2,16 1,34 48,99 1,34 1,25 5,95
Ссылка Зависимость на рис. 3 [4] [1, 4] Расчет по данным [1, 12] Расчет по формуле (2)
D-104, см2/с
у/
1 ^ у
3
1000
1050
1100
1150 Т, °С
отличаются. Величина
dCL dT
как по численным зна-
Имея численные значения величин D(Т), можно по формуле рассчитать
C (T), (CS -CL)-1
dT
Рис. 3. Зависимости коэффициента взаимодиффузии в расплаве Б от температуры Т: 1, 2 - для 81 - А1;
3 - для 81 - Ga
Для сравнения интенсивности изменения параметров, определяющих скорость миграции зоны, в табл. 1 и 2 приведены их относительные значения к температуре 1100 °С. Видно, что при увеличении температуры процесса на 100 °С скорость миграции зоны состава А1 - 81 увеличивается в 3,85 раза, а состава 81 - ва более, чем в 15 раз. Скорости изменения величин (СЦ - С81 )-1, ^ довольно близки и составляют 1,33 - 1,40 раза для обеих систем, хотя их численные значения для сравниваемых систем сильно
диффузионный параметр а. Графики изменения этого параметра от температуры для исследуемых бинарных систем приведены на рис. 4. Анализируя а(Т), можно сказать, что в исследуемом диапазоне температур при переходе от растворителя на основе А1 к ва диффузионный параметр а уменьшается. Это подтверждает и проведенная оценка изменения диффузионного параметра а для тройной системы 81 - А1 - ва.
Для расчета а пользовались тем же подходом, что и для систем 81 - А1 и 81 - ва, при этом в качестве зависимости оБ(Т) использовали экспериментальные (рис. 2). Градиент температуры в жидкой фазе А1 - 81 - ва рассчитывался с учетом аддитивности изменения параметров ^ для А1 и ва. Расчетные зависимости а(Т) при концентрациях ва (% по массе) в сплавах А1 - ва, равных 2; 9; 20; 50; 66; 80, показаны на рис. 4. а*107, см2/(с-к)
12
чениям, так и по скорости их изменения в исследуемом диапазоне температуры для системы 81 - ва выше. Значения же коэффициента взаимодиффузии выше в системе 81 - А1, хотя интенсивность изменения этой величины круче для системы 81 - ва и равна 5,95 (для 81 - А1 - 1,97 раза).
7 8 6 1 1
2 3 4 5 Iii
1 1
1050 1100 1050 Т, °С
Рис. 4. Расчетные температурные зависимости диффузионного параметра а от состава зонообразующего материала А1-ва: 1 - А1; 2 - А10,98ва0,02; 3 - А10,91ва0,02; 4 - А^ва^; 5 - АЬ^васд 6 - А10)34ва0,бб; 7 - А^двад 8 - ва
3
2
1
8
4
Эти зависимости свидетельствуют о том, что в системе Si - А1 - Ga, находящейся в диффузионном режиме термомиграции, с увеличением содержания Ga происходит монотонное снижение скорости эпи-таксиального роста. Предположение о возможном эффекте гомогенизации расплава от введения добавок Ga не проявляется во всем исследуемом диапазоне температур. Об этом свидетельствуют скоростные зависимости в координатах 1пид от Т-1 (рис. 5), которые с увеличением содержания Ga в расплаве смещаются в сторону меньших значений и. Отметим, что в этих координатах получены прямые линии, свидетельствующие о том, что зависимости ид(Т) в тройной системе хорошо аппроксимируются экспоненциальной функцией вида
дн
RrT
и = и0е с ,
где и0 - слабо зависящая от Т постоянная; Яс - универсальная газовая постоянная; ДН - энергия активации процесса эпитаксии. На основании расчета по экспериментальным данным получено плавное увеличение ДН от 284 кДж/моль (для системы Si - А1) до 456 кДж/моль (для системы Si - Ga).
Од, мкм/ч
750 500
250
100 50
^ 1 2
4 \ Х Ш ^ 3
5 6 х 7 ш
ч
0,68 0,69 0,70 0,71 0,72 0,73 0,74 0,75 103
T
K
рости движения зоны под действием градиента температуры и своя лимитирующая граница. Известно, что для системы Si - А1 установлен дислокационный механизм межфазной кинетики и найдено, что лимитирующими являются процессы на растворяющейся границе, причем роль этих процессов с уменьшением толщины зоны возрастает [1].
Учет межфазной кинетики осуществляется при достаточно малых толщинах зон £ по формуле (1),
связывающей скачок температуры ДТ со скоростью движения соответствующей границы зоны. Если учесть, что ДТ = ^1, то для дислокационного механизма роста получим
ик = Ц Р ДТ 2 = Ц р & )2 £ 2,
где (не зависит от толщины зоны) может быть найден в виде:
ДЕ
Ц р =-
3(AS)2S2ve RT 4nRT yv и
(3)
Рис. 5. Экспериментальные зависимости 1пид(1/Т) при различных составах зонообразующего материала А1 - Оа:
1 - А1; 2 - A1o.9iGao.o9; 3 - А1о,8Оао,2; 4 - А1о,5Оао,5;
5 - А1о,з4Оао,бб; 6 - А1о,2Оао,8; 7 - Оа
Теперь рассмотрим влияние добавок на кинетический режим термомиграции. Как уже было указано выше, такие добавки, адсорбируясь на межфазных границах расплав - кристалл, могут приводить к изменению кинетического множителя в формуле (1) и, следовательно, оказывать влияние на скоростные характеристики процесса.
Кинетический режим характеризуется малыми толщинами зоны, когда вкладом диффузии в жидкой фазе в процесс эпитаксии можно пренебречь, а лимитирующими процесс факторами становятся либо кристаллизация, либо растворение или их совместное проявление. Известны три механизма межфазной кинетики: нормальный рост, дислокационный и зародышевый [1]. Каждому из перечисленных механизмов соответствует своя функциональная зависимость ско-
где ДS - молярная энтропия плавления; 5 - расстояние по нормали к границе раздела фаз; V - частота колебаний частиц, преодолевающих границу раздела; ДЕ -высота потенциального барьера у поверхности раздела фаз; у - свободная поверхностная энергия границы раздела фаз, связанная в свою очередь с поверхностным натяжением расплава ст; vm - объем грамм-атома растущей фазы. Как видно из (3), одной из величин, входящих в правую часть, является величина у , влияние которой для рассматриваемого случая весьма важно, так как основной эффект, на котором построено формирование композиций подложка -растворитель - источник, состоит именно в уменьшении ст. При этом достигается устранение прогиба пластин композиции. Согласно (3), уменьшение ст должно вызывать увеличение и, следовательно, скорость движения зоны в кинетическом режиме термомиграции. Поэтому представляет непосредственный интерес оценка влияния снижения на увеличение ик. Проведение численной оценки по формуле (3) затруднено, поскольку значения величин, входящих в эту формулу, не известны с достаточной точностью. В этой связи корреляцию ст~ик можно оценить экспериментально. Для этого исследована зависимость и(£). Отметим,
что из-за трудоемкости таких исследований сужен диапазон концентраций применяемых добавок Оа до небольших концентраций (о,о5 - 2,оо % по массе), которые обеспечили положительный эффект [8].
Экспериментальные исследования и(£) в системе
Si - А1 - Оа проведены при температуре Ю86 °С (точка плавления Си), градиенте температуры GS = 54 град/см, толщинах зон до 3о мкм, измеренным по толщине эвтектик £эвт. Подсчет с использованием диаграммы состояний Si - А1 показывает, что при Ш86 °С тол-
щина жидкой фазы составляет примерно 2 ^эвт. Полученные зависимости и(^) представлены на рис. 6.
и, мкм/ч
260
240
220
200
ill -
[I ? -j-
> i / i 3 3 2
ч
0
2
4
6
8
10
£, мкм
Рис. 6. Экспериментальные зависимости скорости роста кремниевых слоев и от толщины зоны растворителя I.
Температура эпитаксиального наращивания 1086 °С.
Состав зонообразующего материала: 1 — А1;
2 — АЬ,99Оа0,0ь 3 — A1o,99Sno,ol
Видно, что для алюминиевых зон без добавок (кривая 1) область ^эвт > 5 мкм (толщина жидкой фазы
> 10 мкм) соответствует диффузионному режиму термомиграции. При меньших толщинах наблюдается уменьшение скорости движения зоны, так как узким местом становятся межфазные процессы. Поэтому в расплавах с добавками для обнаружения эффекта исследовались области больших толщин жидкой фазы и область -£эвт< 5 мкм. Установлено, что в диффузионном режиме малые добавки Gа слабо влияют на скорость миграции зон. Однако в области ^эвт< 5 мкм при
концентрации Ga (0,5 — 1,0 % по массе) наблюдается смещение диффузионного режима в область тонких зон и увеличение скорости зон в кинетическом режиме (кривая 2). Корреляцию о~ик подтверждают также и дополнительные эксперименты в системе Si — А1 — Sn, при этом скорость миграции тонких зон еще более возрастает (кривая 3) и согласуется с тем, что — & > Од1 — эп (добавка Sn составляет 1 % по массе от А). Причем справедливо соотношение:
;кЛ1
Al+Me
икМе+Л1
а
(4)
A1
где икА1, икМе+А1 — соотношение скорости миграции тонкой зоны без добавки и с добавкой третьего компонента; Ом, оА1+Ме — соответствующие коэффициенты поверхностного натяжения используемых расплавов. Выражение (4) с учетом данных табл. 1 позволяет сделать предположение о том, что добавки Ое и РЬ в расплав Si — А1 также могут проявлять свойства, аналогичные обнаруженным для систем Si — А1 — Оа и Si — А1 — Sn. При введении малых концентраций добавки Оа в зонообразующий
материал на основе А1 имеет место увеличение скорости миграции зоны в кинетическом режиме (параметр Г уменьшается) и незначительное уменьшение ее в диффузионном (параметр а уменьшается). Полученный эффект свидетельствует о том, что в системе Si — А1 — Оа реализуется случай, который согласно теории термомиграции [1] представляется как вариант с третьим компонентом, являющимся поверхностно-активным веществом для зонообразующего расплава.
В ходе экспериментальных исследований изучалась также стабильность миграции плоских зон большой площади при использовании малых добавок в зонообразующий материал. При этом анализировалось качество выращенных слоев: выявляли участки, где отсутствовал старт зоны, разрывы на небольшом (50 — 100 мкм) расстоянии от места старта, разрывы в средней части пути (100 — 200 мкм) и в конце пути (более 200 мкм); изучалось кристаллическое совершенство эпитаксиальных слоев. Выявлено заметное влияние малых добавок Оа и Sn на повышение стабильности процесса термомиграции. Так, при эпитак-сии на плоских зонах растворителя А1 — Si наблюдались 2 — 3 разрыва зоны в среднем на три структуры (диаметр пластин 60 мм), а при использовании растворителя с малыми концентрациями добавок Оа и Sn (до 5 % по массе) — один на пять структур, причем площадь разрывов не превышала 1 — 5 мм , что составляло менее 0,04 % площади всей структуры. Еще более сильное влияние добавок наблюдается на пластинах повышенного (более 76 мм) диаметра, когда сформировать качественный р-слой без использования добавок практически невозможно (рис. 7). Достигнутый результат в получении и-р+структуры (рис. 8), содержащей эпитаксиальный слой, является следствием проявления эффекта увеличения скорости миграции тонких зон, что ослабляет опасность образования разрыва плоской зоны на утонченных участках.
Рис. 7. Фотография финишной поверхности пластины-источника диаметром 76 мм после эпитаксии (обработана травителем Фуллера с целью выявления черным оттенком эпитаксиального р+-слоя) х 1
v?Vv- • v« Л/..--. - л у ■
Рис. 8. Фотография микрошлифа образца, полученного методом термомиграции х3о: 1 - эпитаксиальный слой;
2 - подложка; 3 - зона растворителя
Эпитаксиальные слои исследовали с помощью рентгеноструктурного анализа на рентгеновском ди-фрактометре Н2О-4А. Анализ кривых качания от плоскости (333) линии Сик , показал, что профили
отражения облученных участков размером о,25*6 мм (в пределах диаметра слоя) имели гладкий симметричный вид без выступов и скачков, свидетельствующий об отсутствии крупных дефектов, фрагментов и блоков. Кроме того, монокристалличность выращенных слоев контролировали методом рентгеновской топографии. Для этого на установке УРТ-1 выполняли съемку образцов в медном излучении Ка1, Ка2 с размером луча о,о9 мм по методу Берга - Баррета от плоскости (111). На топограммах также отсутствовали крупные дефекты, блоки и фрагменты, что также характеризует слои как монокристаллические.
В результате металлографического анализа шлифов установлено, что основным видом дефектов в выращенных слоях являются дислокации. Обнаружено, что N2 в эпитаксиальных слоях зависит от таковой в подложечном кремнии. При использовании подложечного кремния с N2 меньше 1о2 см-2 удается сохранить исходное значение подложки по толщине эпитак-сиального слоя с достаточной степенью однородности.
Заключение
На основании экспериментальных исследований кинетики роста слоев в системе Si - А1 - Оа в диапазоне температур от Ш5о до 12оо °С при градиенте 54 град/см в диапазоне толщин зон от 2 до 3о мкм установлено, что в системе Si - А1 - Оа, находящейся в диффузионном режиме термомиграции, с увеличением содержания Оа происходит монотонное снижение скорости эпитаксиального роста, малые добавки Оа слабо влияют на скорость миграции зон. Однако в области £эвт< 5 мкм при концентрации Оа (о,5 - 1,о %
по массе) наблюдается смещение диффузионного режима в область тонких зон, проявляющееся в увеличении скорости движения зон в кинетическом режиме.
В результате теоретического анализа полученных данных оценены диффузионный и кинетический параметры процесса растворения и кристаллизации в ростовой ячейке при миграции растворителя сложного состава. Малые (о,5 - 1,о % по массе) добавки Оа реализуют термомиграцию с третьим компонентом, являющимся поверхностно-активным веществом для зонообразующего расплава.
Анализ качества слоев выявил заметное влияние малых добавок Оа на повышение стабильности процесса термомиграции.
Литература
1. Лозовский В.Н., Лунин Л.С., Попов В.П. Зонная перекристаллизация градиентом температуры полупроводниковых материалов. М., 1987. 232 с.
2. Хвостиков В.П., Лунин Л.С., Кузнецов В.В., Олива Э.В., Хвостикова О.А., Шварц М.З. Многокомпонентные твердые растворы на основе InAs для термофотоэлектрических преобразователей // Письма в ЖТФ. 2оо3. Т. 29, вып. 2о. С. 33 - 37.
3. Лунин Л.С., Пащенко А.С. Моделирование и исследование характеристик фотоэлектрических преобразователей на основе GaAs и ОаБЬ // ЖТФ. 2о11. Т. 81, вып. 9. С. 71 - 76.
4. Благин А.В., Баранник А.А., Киреев Е.И., Лунина М.Л. Кинетика кристаллизации в висмутсодержащих гетеро-системах А1 - 1п - БЬ - Bi и Оа - As - Р - Bi // Неорганические материалы. 2оо8. Т. 44, № 12. С. 143о - 1433.
5. Лунин Л.С., Сысоев И.А., Благина Л.В., Благин А.В., Баранник А.А. Кинетика роста пленок и макродефекты гетероструктуры Оа1пА^(В^ - 1пА в поле температурного градиента // Неорганические материалы. 2оо9. Т. 45, № 8. С. 9о8 - 912.
6. Синельников Б.М., Лунина М.Л. Гетероструктуры Gaх[n1-хBiуAszSb1-y-z/InSb и InBiyAszSb1-y-z/InSb, полученные в поле температурного градиента // Неорганические материалы. 2о12. Т. 48, № 9. С. 995 - Ш1.
7. Алфимова Д.Л., Лунин Л.С., Лунина М.Л. Выращивание и свойства твердых растворов GaхIn1-PzA11-x-zBix на подложках ОаР // Неорганические материалы. 2о14. Т. 5о, № 2. С. 127 - 133.
8. Середин Б.М., Благин А.В. Исследование процессов деформации плоских слоев растворителя при термомиграции через кремниевые подложки // Изв. вузов. Сев.-Кавк. регион. Техн. науки. 2о13. № 6. С. 122 - 127.
9. Губенко А.Я. Влияние структурного состояния расплава на свойства кристаллов и сплавов // Цветные металлы. 1984. № 8. С. 74 - 78.
10. Регель А.Р., Глазов В.М. Физические свойства электронных расплавов. М., 198о. 296 с.
11. Лунин Л.С., Сысоев И.А., Бавижев М.Д., Лапин В.А., Кулешов Д.С., Малявин Д.С. Зависимость топологии поверхности и спектров рентгеновского рассеяния пленок GexSi1-x/Si от изменения состава по толщине слоя // Кристаллография. 2о13. Т. 58, № 3. С. 5о1 - 5о4.
12. Лозовский В.Н., Лунин Л.С., Благин А.В. Градиентная жидкофазная кристаллизация многокомпонентных полупроводниковых материалов. Ростов н/Д., 2оо3. 376 с.
Поступила в редакцию
11 марта 2014 г.
3
1
2
