气氛对硅中砷扩散的影响

掺砷氧化物方法常常用于硅中的高浓度砷扩散。从掺砷氧化膜向硅中扩散砷,通常是在氧气氛中进行扩散的。本文叙述在扩散过程中气流由氮气变为氧气以代替过去始终使用纯氧气氛的情况下,在硅表面一定深度内硅中砷浓度的增加。表1列出了气相淀积掺砷氧化膜的气体克分子数。由四乙基原硅酸盐(TEOS)、     

扩展电阻分析对砷在硅中本征扩散系数的研究

本文扼要叙述了扩展电阻分析用以测量较低浓度砷的剖面的有效性,进而研究了较低浓度砷在硅中的扩散问题.由于通过快速热退火对样品进行预处理,排除了辐照损伤对扩散系数测定的影响,从而测得砷在硅中本来意义下,即替位扩散意义下的本征扩散系数.如所预期,这组数据比国外直至目前所测得的数据要低.浓度剖面的实验数据由非线性扩散方程的数值解进行拟合.结果表明:SUPREM III所采用的模型在较高浓度区扩散系数随浓度递增速率较小,Hu理论仍然和本实验(?)较符合.本文还求得了扣除辐照损伤增强扩散效应后,砷在硅中的激活能为4.42eV     

由掺砷氧化物源向硅中扩砷的机理

以前,采用改变掺砷玻璃中含砷浓度的办法研究了掺砷氧化物作源的砷在硅和二氧化硅中的扩散特性。Ghezzo 和 Brown 发现,在氩气中扩散之后,自掺砷氧化物源扩散的薄层电阻随着掺杂氧化物玻璃中砷浓度的增加而减小,直到一个确定的浓度为止。高于掺砷氧化物的这一浓度,则薄层电阻随着掺杂氧化物中砷浓度的增加而增大。但是掺砷氧化物在氩气中扩散之后,偏离了薄层电阻随砷浓度而变化的关系,还没有得到解释。     

用旋涂砷硅膜作源的高表面浓度浅结砷扩散

采用液态的砷硅玻璃膜作掺杂源进行高浓度、结深小于1微米的砷向硅中的扩散。报导了源浓度、源厚度和扩散气氛对扩散结果的影响。在1000℃下得到的电活性砷表面浓度为1.7×10~(20)/厘米~3。这大约相当于总砷浓度的60%。扩散的砷层处于准平衡状态,因此,其电活性砷的总量可用热处理来改变。当掺杂剂浓度从5×10~(19)/厘米~3上升到其最大值(约为2×20~(20)/厘米~3)时,则砷的扩散系数增加50倍。D 随电子浓度约成线性地增加。报导的结果与最近描述的模型是一致的,即在低温处理下,砷是通过带负电的空位和砷丛聚而扩散的。     

高温注入离子的扩散和激活行为的研究

本文应用二次离子质谱（ＳＩＭＳ），微分霍尔效应和透射电镜（ＴＥＭ）研究了硅中高温注入砷离子的扩散和激活行为．将１８０ＫｅＶ，１×１０１５ｃｍ－２砷离子在５００℃至１０００℃的温度范围内注入硅．研究结果表明：在５００℃至８５０℃注入时所发生的异常扩散和载流子浓度及迁移率深度分布与剩余缺陷的分布密切相关；而且随着注入温度的增高，砷的增强扩散亦增强，同时所形成的剩余缺陷减少．在注入温度高于８５０℃时，随着注入温度的增高，砷的增强扩散效应减弱．在５００℃至１０００℃的注入温度，与热扩散相比，砷的增强扩散效应显著；     

在硅中络合物形成对砷扩散的影响

当砷扩散入硅中时,仅有一部分砷保留电活性。因为砷作为发射极掺杂剂是重要的,所以了解不活泼的砷的性质和它如何影响 As~ 离子的溶解度和扩散是很必要的。提出了一个模型,在该模型中,当与〔VsiAs_2〕络合物形成准平衡时,As~ 的扩散是通过一个简单的空位机构,游动的单质 As~ 的通量根据〔VsiAs_2〕络合物形成的程度而作修正。讨论了缺陷的结构和它的形成能(≈1.8电子伏)。采用这一模型推导出一个有效扩散系数:D_As=2DiC_A/(1 8 K′_2C~3_A)式中 C_A 是 As~ 浓度,K′_2是一个依赖于 As~ 表面浓度和扩散温度的集合参数。给出了该方程的准确性的实验检验。这一定量分析的重要结果表明了 D_(AS)随砷浓度的增加而达到一个极大值,然后又单调地下降。出现 Dmax 的砷的浓度是依赖于总的砷表面掺杂和扩散温度。总的砷与电活性 As~ 之比值在1300℃下下降到1。在1250℃下表明了As~ 溶解度达到一极大值,在 P—Si 中是1.5×10~(21)原子/厘米~3,在n—Si 中是1.2×10~(21)原子/厘米~3。     

用真空扩散法制作砷发射极晶体管

日本富士通研究所进行了以砷为源,用真空扩散方式制取发射极的晶体管研究工作。这种方法在提高发射极-基极特性和高频特性方面有显著效果。这种砷发射极扩散方法和以前的掺氧法以及掺粉末状硅的真空扩散法相同,前一方法在发射极扩散之后,由于氧化层残留在硅表面上,使得引出发射极电极工艺不太容易,而后一     

硅中浅结高浓度砷扩散

一、引言近几年来,硅双极晶体管有很大发展,在 L、S 波段达到了实用阶段,并正向 C 和X 波段进展。这些进展的取得,主要是工艺上的改进。如光刻能刻出1微米左右的条宽,用离子注入代替热扩散,用多层金属化来作浅结的电极欧姆接触。还有,就是发射区的形成用砷扩散代替了磷扩散。本文介绍硅中浅结高浓度的砷发射极扩散问题。     

硅中的砷离子注入

关于高速双极型集成电路和高频晶体管的发射极、金属-氧化物-半导体大规模集成电路的源和漏等所需的在硅中形成浅的高浓度的n型杂质层的方法,最引人注目的是砷的离了注入法。作为砷扩散通常有砷烷的汽相扩散法、将含有砷的溶液涂于片子表面的涂敷扩散法、掺杂氧化物源法以及重掺杂的硅的固-固扩散法等,但从各种方法的试验情况来看,特别对于微细图形浅结的控制和器件制造工艺过程的共通性方面而言,看来最优越的方法要算砷的离子注入法。与上述各种热扩散法相比,砷的离子注入法耗源量少,操作也比较容易,从防护措施上来说也是一个好方法。如以前所指出的那样,砷之     

在砷发射极的硅n-p-n结构中减慢基区扩散的定量理论

当砷相继地扩散入掺镓或掺硼的硅中时,通常观察到 P 型基区层扩散的减慢。这与相继的磷扩散有关连的“发射极推进”效应是相反的。为了模拟晶体管中的杂质分布,必须能够定量地描述在扩散过程中发射区——基区的相互作用。在这研究中考查了关于内部电场,平衡空位密度,离子对以及〔VsiAs_2〕络合物形成的速率对于相继地扩散过程中的基区层再分布的影响。对于一对扩散方程的数字解表明,在砷发射极的扩散时,电场和离子对的效应只引起硼分布的局部减慢。然而,〔VsiAs_2〕络合物的形成引起在硅中空位的不饱和达到晶体内刚好超过实际的集电极——基极结深的距离。因为局部的基区扩散率依赖于空位密度,所以这种非本征的空位不饱和的效应引起所予期的基区扩散的减慢。根据发射区和基区的表面浓度、初始的基区结深以及扩散时间和温度的关系,给出了该理论正确性的实验验证。     

砷离子注入体材料碲汞的二次离子质谱分析

用二次离子质谱（ＳＩＭＳ）分析了低能注放（１５０ｋｅＶ）砷在体材料碲镉汞中的分布和注入砷原子在碲镉汞中的热扩散情况,砷在碲镉汞中的分布表现出复杂的多元扩散机制。在缺陷密度（ＥＰＤ）比较低的碲镉汞材料中,砷扩散的主体符合恒定扩散系数的有限源扩散模型,呈现出浓度随深度的高斯分布。而在缺陷密度比较大的碲镉汞材料中,砷的分布呈多段指数型分布,表面出更复杂的多机制扩散特性。     

掺杂氧化物源向硅中的高浓度砷扩散

研究了掺砷 SiO_2和掺砷 Ge/SiO_2扩散源的性质随卧式开管淀积箱中 O_2浓度的变化。氧化物中掺入 Ge 的作用是增加腐蚀速率,以及减少 AsH_3氧化时所引入的 As_2O_3。元素 As 在氧化物中进行扩散要比As_2O_3快得多,这就增加了跨越硅—氧化物交界面处 As 的输运。可以看到氧化物的予扩散 H_2退火产生类似的作用。由改变淀积箱中的 O_2浓度 Co_2来控制源的掺杂,扩散结果表明,其薄层电阻 Rs 是随(Co_2)~(-1)而变化。借助于氧化物中 As 的克分子数 C_(AS)~(sio)_2,则 Rs α(C_(AS)~(SiO_2))~(-2)。可看到对于 t≥40分时,Rs 是随时间按 t~-1/2减小。对于较短时间,由于 As 电激活部分表面浓度的变化,As 扩散变得复杂起来。分别表示了Si 中 As 扩散的各种分布,并借助于与扩散系数有关的浓度对扩散方程的介进行了讨论。然而,可以看到,在 H_2中的预退火引起随后扩散的 As 是有反常的电学分布。     

掺杂砷的氧化物向硅中扩散

参考了司各脱和奥林斯蒂德关于硼和磷向硅中固—固扩散的工作以后,使用同样的方法把砷扩散到硅中。其过程分为两个步骤:(a)这种方法的实质是用正硅酸乙酯蒸汽〔TEOS〕的氧化分解在加热到400℃～500℃之间的硅衬底上淀积硅氧化物。司各脱和奥林斯蒂德采用了一个不同的方法并用 TEOS 的裂化完成了分解,其中不包含氧气而只需要一个较高的衬     

利用掺杂的多晶硅扩散源改进薄基区晶体管的工艺

以浓掺杂的多晶硅做为扩散源用在薄基区晶体管的砷扩散和磷扩散的一种新工艺已经发展起来。它包含用化学气相淀积方法淀积掺杂的多晶硅(掺杂的多晶硅以下称为DOPOS)和在氧化环境中的扩散过程。扩散过程中,在DOPOS表面上形成硅氧化膜,它阻止了杂质的外扩散并导致了杂质在DOPOS层中的凝聚。这样一来,通过1000℃的扩散可以在硅衬底中引起大约2×10~(20)原子/厘米~3的高表面浓度。背面散射分析表明在DOPOS和硅衬底的接触面上没有杂质积累;也就是说没观察到堆积现象。DOPOS工艺在重复性和器件大量生产方面是优越的,尤其作为砷发射极扩散方法更有效。由于在扩散过程以后在发射区上面保留了DOPOS,因此成功地防止了铝电极引起的发射极-基极短路。在单个晶体管情况下(As—DOPOS),f_T达5千兆赫;对电流型逻辑门电路的单片集成电路(P—DOPOS),t_(oa)在35毫瓦/门电路时达0.6毫微秒。     

氮化硼片源扩散下的硅表面机构

本文描述用红外透射光谱,椭偏光仪和四探针测量,对氮化硼片源扩散下的硅表面结构和质量输运所进行的观测和分析。实验发现,预扩后的硅表面是由未反应HBO-2淀积层—硼硅玻璃层—Si-B相层组成的。这种表面系统的形成和发展与扩散的具体条件(温度、时间、气氛、源到硅片的间距)有关。对表面过程的分析表明,这种表面结构是反应扩散的结果。表面新相的形成减缓了硼向硅中的扩散,保证了硅表面硼浓度处处是固溶度饱和的。     

热处理后砷硅玻璃结构的变化

研究了用作硅中扩散源的含砷的二氧化硅玻璃。这种玻璃是在由四乙氧基硅烷蒸气、三氯化砷蒸气和氧气组成的混合气氛中于500～700℃的温度下淀积在加热的硅衬底上的。采用红外分光光谱学和电子衍射分析等方法研究了这种玻璃的结构及其在氧气气氛、氢气气氛、氮气气氛和真空中进行热处理后结构的变化。同时也测量了玻璃的密度、三氧化二砷克分子含量的百分比和折射率。经过氢气中热处理后,玻璃中的三氧化二砷很容易还原为砷,而随后在氧气中进行热处理时砷又再氧化为三氧化二砷。如果在氧气中进行长时间的热处理,玻璃表面会结晶化。在氧气中进行热处理后引起的破坏可以由这种玻璃的软化点低和热膨胀系数大来解释。     

在氧化气氛下硅中的磷扩散

对于在硅平面技术中通常采用的掺杂浓度,磷在硅中的扩散是既在不活泼气氛(氮气)又在氧化气氛(90％氮气加10％氧、干氧、水蒸汽)中,在很宽的温度范围(1000～1200℃)内,分两步完成的。实验数据是根据Kato和Nishi理论模型来解释的,这个模型考虑了在移动着的二氧化硅——硅界面处的再分步现象,说明磷的扩散系数受完成扩散的环境气氛性质的强烈影响。还发现了扩散过程中的两种不同动能值:对于不活泼气氛,E=3.5电子伏;对于氧化气氛,E=2.5电子伏,这些值似乎证明了对不活泼气氛是基于E中心的磷扩散机理,对于氧化气氛则认为是另外一种扩散机构。     

快速热退火硅中微缺陷分析

本文通过高剂量注砷硅的一系列快速热退火实验,分析了注入晶格损伤恢复情况和二次缺陷生长过程。在实验结果的基础上综合研究了快速热退火硅中的微缺陷过程。     

中性空位引起的本征扩散对硅中注入砷离子在退火过程中再分布的影响

本文对硅中砷扩散系数考虑了中性空位引起的本征扩散项D~0的影响,推导而得出D~0对表面浓度N_s,结深x_j(t)等的影响大约为5-10％。在离子注入退火的解析模型中考虑其影响是有实际意义的。     

硅中由离子注入和化学源预淀积的同时扩散期间砷和硼之间的互作用

砷和硼从预淀积层(化学源或离子注入)作同时扩散,已被用来分别制作微波晶体管的发射区和基区。这类晶体管掺杂分布的数学模拟表明:在预淀积——扩散结构中,砷-硼(化学源)的相继扩散中所发生的扩散互作用效应是不显著的。其结果是,由这样的工艺制造的晶体管没有基区迟滞现象,而且其有源基区掺杂浓度要比由以前确立的扩散方程所预计的高些。为了确定互作用效应重要到何种程度,测量了晶体管的掺杂分布,并与计算的分布作了比较。把电场的相互作用、[V_(si)As_2]络合物形成而引起的空位欠饱和的状况以及离子配偶都包括在内,估计出每一种作用对于硼扩散的重要性是可能的。业已表明,在预淀积——扩散结构中,其电场互作用要比在恒定表面浓度扩散(非耗尽源)中的小2到3倍。更重要的是,在从预淀积层同时扩散砷-硼期间,发生的空位欠饱和是可忽略的。在化学源砷预淀积的情况中,这是由于在预淀积期间(在与硼同时扩散之前)就达到了一个[V_(si)As_2]络合物的准平衡浓度。在离子注入预淀积砷的情况中,对于剂量≤3×10~(15)厘米~(-2)时,络合物好像是或者在注入期间形成的,或者在退火期间非常迅速地形成的。给出的数据表明,在砷注入——退火结构中,没有非电活性的砷络合物形成,在这个结构中,已接近As~ 离子的最大溶解度了(在1000℃下或剂量为5～8×10~(15)厘米~(-2)时为3.8×10~(20)厘米~(-3))。这个结果适合于本研究中所用的砷剂量。由于这个结果在由化学源作扩散的砷掺杂层中没有观察到,为了解释这个异常现象,尚需进一步作研究工作。