Формирование огранки и кристаллической структуры кремния, выращенного методом бестигельной зонной плавки Фрицлер, Константин Бернгардович

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Анализ моделей роста и механизмов формообразования кристаллов кремния, полученных методом БЗП 11

1.1. Метод бестигельной зонной плавки 13

1.2. Морфология монокристаллов кремния, полученных методом бестигельной зонной плавки 27

1.3. Обзор некоторых теорий роста кристаллов 38

1.4. Кристаллохимическая модель роста кристаллов С.А Строителева Формулировка задач диссертации 57

ГЛАВА 2. Морфологические признаки форм роста 58

2.1 Реберные выступы октаэдра, ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра 59

2.2 Раздвоение и криволинейная форма реберных выступов 69

2.3 Взаимодействие основных морфологических элементов, одновременная реализация различных гранных форм 77

2.4 Воздействие вибрации на форму реберных выступов 86

Выводы по главе 2 89

ГЛАВА 3. Взаимосвязь между формами роста и структурным состоянием монокристаллов 93

3.1. Переогранка в процессе роста на конической части монокристалла 93

3.2. Факторы, способствующие введению дислокаций 99

3.3. Двойникование кристаллов БЗП кремния 102

3.4. Генерация дислокаций по механизмам скольжения и переползания. Влияние дислокаций на форму реберных выступов 107

Выводы по главе 3 114

ГЛАВА 4. Влияние условий роста на морфологию поверхности и электрофизические параметры монокристаллов БЗП кремния 116

4.1. Образование наростов на поверхности монокристаллов 117

4.2. Методика исследования распределения времени жизни неравновесных носителей заряда 121

4.3. Измерение времени жизни неравновесных носителей заряда т на кристаллах с наростами 123

4.4. Модель возникновения осцилляции времени жизни неравновесных носителей заряда 132

Выводы по главе 4 135

Основные результаты и выводы по диссертации 136

Список литературы

• Обзор некоторых теорий роста кристаллов
• Взаимодействие основных морфологических элементов, одновременная реализация различных гранных форм
• Двойникование кристаллов БЗП кремния
• Методика исследования распределения времени жизни неравновесных носителей заряда

Введение к работе

Актуальность темы.

В настоящее время наиболее широко используемым полупроводниковым материалом является кремний. Метод бестигельной зонной плавки (БЗП) позволяет получить существенно более чистые, по сравнению с методом Чохральского, бездислокационные монокристаллы кремния. Содержание кислорода и углерода в современном БЗП кремнии не превышает 10¹⁶ см^-3, а концентрация примесей, образующих глубокие уровни в запрещенной зоне (Fe, Cu) - 10¹⁰ - 10¹² см^-3. Эти характеристики делают БЗП кремний незаменимым в силовой электронике, производстве высокоэффективных солнечных элементов, детекторов радиационных излучений и других полупроводниковых приборов. Для практического применения в данных областях требуются пластины кремния все большего размера.

При увеличении диаметра выращиваемого монокристалла становится более сложным и нестабильным характер распределения важнейших гидрогазодинамических и теплофизических характеристик процесса, определяющих форму, структурное состояние и электрофизические свойства БЗП кремния. На результаты роста влияют гидродинамика расплава, поля температур и термических напряжений, концентрации примесей в жидкой фазе, в растущем кристалле и в окружающей среде. Особенностью метода бестигельной зонной плавки является также высокий, по сравнению с другими способами выращивания монокристаллов кремния, уровень термических напряжений. Так, для монокристалла БЗП Si диаметром 100 мм он составляет 99 МПа, а для слитка диаметром 300 мм, выращенного по методу Чохральского, всего 30 МПа [1]. Ясного представления о протекании этих процессов при росте монокристаллов большого диаметра (D>40 мм) в литературе нет. Необходимо изучение и понимание особенностей роста монокристаллов БЗП кремния больших диаметров, влияния условий роста на введение дислокаций, захват примесей, образование микродефектов.

Вышеописанные особенности метода бестигельной зонной плавки существенным образом увеличивают риск генерации дислокаций в процессе роста. Это делает актуальным метод надежного и оперативного in-situ контроля структурного состояния монокристалла. В настоящее время таким методом, разработанным для слитков малого диаметра, является наблюдение за морфологией растущего монокристалла [2, 3]. Для надежного контроля качества монокристаллов, получаемых на современном оборудовании, актуальным является установление закономерностей процесса кристаллизации, определяющих морфологию кристаллов БЗП кремния большого диаметра и ее связь со структурным состоянием слитков.

Описанная нестабильность ростовых процессов при получении монокристаллов большого диаметра приводит к неравномерному распределению примесей и изменению электрофизических характеристик, в частности, времени жизни неравновесных носителей заряда. Исследование распределения данного параметра и его связи с изменением условий роста является актуальной задачей для получения максимально однородных кристаллов.

Цель диссертационной работы заключалась в изучении влияния условий роста на реальную структуру, морфологию и электрофизику кристаллов Si большого диаметра, выращенных в направлении [111] методом бестигельной зонной плавки. Она также включала выяснение механизма роста и разработку методов оперативного контроля структурного состояния слитков большого диаметра.

Для достижения цели решались следующие задачи:

1. Оптимизация технологии роста монокристаллов кремния диаметром до 125 мм.

2. Изучение зависимости морфологии монокристаллов БЗП кремния большого диаметра от условий роста.

3. Изучение кристаллической структуры выращенных слитков (отсутствие и возникновение дислокаций, двойников, блоков).

4. Исследование механизма формирования морфологических элементов монокристаллов БЗП кремния большого диаметра.

5. Исследование зависимости времени жизни неравновесных носителей заряда и кристаллической структуры от условий роста монокристаллов кремния большого диаметра.

Научная новизна

5. 1. Выявлены механизмы формирования морфологических элементов кристаллов Si. В результате комплексного исследования морфологических элементов поверхности монокристаллов БЗП Si большого диаметра установлено, что, в отличие от слитков малого диаметра (до 40 мм), минимальную скорость роста, кроме плотноупакованных плоскостей {111}, могут иметь грани {112} и {110}.

   2. Показано, что, рост дислокационных кристаллов кремния протекает только в рамках октаэдрической формы, а рост бездислокационных монокристаллов возможен при реализации форм октаэдра, ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра. Установлено, что существует зависящий от формы и размера индуктора критический диаметр D=Dn бездислокационного слитка Si [111], при котором происходит переход от формы октаэдра к другим формам роста.

   3. В кристаллах с большим временем жизни (больше 2 мс) обнаружено осциллирующее распределение времени жизни неравновесных носителей заряда по длине монокристалла т_ННЗ(х). Установлена связь т_ННЗ с изменениями скорости кристаллизации и образованием наростов (сравнительно крупных образований обтекаемой формы, локализованных в областях возникновения реберных выступов) при минимальной скорости роста граней {110}и{112}.

   Практическая значимость

   Разработан метод оперативного контроля структурного состояния выращенных монокристаллов кремния по регистрации морфологических элементов поверхности слитка. Метод позволяет оперативно обнаружить введение дислокаций в растущем монокристалле Si и остановить процесс выращивания, что дает существенную экономию поликристаллического кремния, расходных материалов и электроэнергии.

   Установлена конфигурация ВЧ индуктора, позволяющая получить максимально однородное распределение времени жизни неравновесных носителей заряда.

   Полученные результаты и понимание влияния процессов формирования кристаллической структуры, могут стать основой для усовершенствования технологии роста монокристаллов БЗП кремния большого диаметра.

   На защиту вынесены следующие положения.

   5. 3. 1. В монокристаллах Si большого диаметра, кроме плотноупакованных плоскостей {111}, минимальную скорость роста могут иметь грани {112} и {110}.

         2. Бездислокационные монокристаллы БЗП Si [111] растут при реализации трех форм роста (октаэдра, ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра), а дислокационные - только в рамках формы октаэдра.

         3. В растущих бездислокационных монокристаллах кремния на определенном, критическом диаметре (D>D_H) происходит переход от формы октаэдра к другим формам роста.

         4. Наросты являются морфологическими элементами боковой поверхности Si[111 ], которые формируются медленно растущими плоскостями {110} и {112} при колебаниях скорости роста на локальных участках границы раздела фаз. Колебания скорости роста приводят к осцилляциям времени жизни неравновесных носителей заряда по длине слитков.

         Достоверность

         Достоверность полученных результатов и выдвигаемых на защиту научных положений определяется тем, что все результаты получены с использованием современной экспериментальной техники и апробированных методик измерений на большом числе образцов. Разработанный метод in-situ контроля структурного состояния кристаллов (генерация дислокаций, возникновение блоков) проверен на более чем 500 слитках. Установленные нами признаки бездислокационного, дислокационного и блочного роста кристаллов полностью подтверждены.

         Личный вклад соискателя в диссертационную работу состоял в исследовании влияния условий роста на морфологию монокристаллов БЗП кремния большого диаметра, изучении структурного состояния выращенных слитков металлографическими и рентгеновскими методами. Соискатель принимал непосредственное участие в разработке метода оперативного контроля структурного состояния монокристаллов Si в процессе роста методом бестигельной зонной плавки.

         Анализ и интерпретация результатов были выполнены совместно с научным руководителем. Подготовка материалов к публикации осуществлялась совместно с соавторами.

         Апробация работы

         Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: Совещание по росту кристаллов, пленок и дефектам структуры " Кремний 2002", Новосибирск,

         5. 3. 4. 1. ; X Национальная конференция по росту кристаллов, Москва с. 78 (2002); Третья Российская конференция по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния и приборных структур на их основе (" Кремний 2003"), Москва

                  2. ; Совещание "Кремний 2004, Иркутск 5-9 июля 2004г, (2004); III Российское совещание по росту кристаллов и пленок и исследованию их физических свойств и структурного совершенства (Кремний-2006)". Красноярск (2006); V Международная конференция по актуальным проблемам физики, материаловедения, технологии и диагностики кремния, нанометровых структур и приборов на его основе "Кремний 2008". Черноголовка (2008); VI Международная конференции по актуальным проблемам физики, материаловедения, технологии и диагностики кремния, нанометровых структур и приборов на его основе "Кремний 2009". Новосибирск (2009); Первый междисциплинарный, международный симпозиум «Свойства вещества при высоких давлениях и температурах. Физика, геология, механика, химия» (Р8НР&Т-2011) , Ростов-на-Дону - пос. Лоо, 13-17 июня , 2011; Первый междисциплинарный, международный симпозиум «Кристаллография фазовых переходов при высоких давлениях и температурах (СРТ НР&Т)-2011» , г.Ростов-на-Дону - пос. Лоо, 9-13 июня , 2011.

                  Публикации

                  По теме диссертации опубликованы 6 статей, глава в коллективной монографии и 9 тезисов докладов на Международных и Российских конференциях.

                  Структура и объем диссертации

                  Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, выводов и списка литературы из 121 наименования. Она содержит 149 страниц, включая 51 иллюстрацию и 4 таблицы.

                  Обзор некоторых теорий роста кристаллов

                  Стимулом для создания и совершенствования метода бестигельной зонной плавки послужило требование исключить контакт расплава с тиглем и использовать эффект зонной очистки [3]. Опыт первых экспериментов по выращиванию монокристаллов показал, что при направленной кристаллизации примеси оттесняются растущим кристаллом и скапливаются в жидкой фазе. Вследствие этого, концентрация примеси, входящей в кристалл (Ств), отличается от концентрации примеси в расплаве у границы раздела (Сж) (эффект сегрегации примесей). Отношение этих двух концентраций определяет коэффициент распределения к (0 к 1): Большинство примесей в наиболее важных полупроводниковых материалах имеют значения коэффициентов распределения между кристаллом и расплавом, существенно отличающиеся от единицы, в результате чего распределение примеси по длине выращиваемого монокристалла оказывается достаточно неравномерным.

                  В 1951 года В. Пфанн (W. Pfann) предложил метод очистки германия в лодочке из графита или кварца (рис. 1.1) [4]. Лодочка наполнялась гранулированным германием. Короткая расплавленная зона формировалась узким нагревателем между затравкой и загрузкой и перемещалась от одного конца лодочки к другому. Значительная часть примесей в результате эффекта сегрегации оттеснялась вместе с зоной расплава к одному из краев лодочки. Повторяя данный процесс несколько раз, можно было добиться удаления из германия многих нежелательных примесей, а поместив в головную часть лодочки затравку, вырастить монокристалл германия. Для более эффективной очистки кристалла осуществлялся многократный проход зоны вдоль слитка.

                  К сожалению, данный метод не давал положительного результата для кремния, так как Si взаимодействовал с материалом тигля, и результатом роста был поликристалл.

                  Над применением метода зонной очистки к кремнию в 1952 году начали работать сразу несколько групп исследователей из Bell Labs и Siemens. В 1953 году сотрудник Siemens Эмейс (Emeis) [5, 6] создал установку, позволявшую осуществлять как зонную очистку Si, так и рост монокристалла (рис.1.2). В качестве радиатора использовался круглый вольфрамовый лист, нагревавшийся катушкой индуктивности. Первоначально затравка не использовалась, и ориентация растущего слитка была случайной. Как оказалось, большинство кристаллов росло в кристаллографическом направлении 111 , так как этому направлению соответствует наиболее стабильная и медленно растущая граница кристаллизации. Распределение примесей в случае зонной очистки описывается выражением: Ств = Со[1-(1- )] exp(-fct/Z), где С - концентрация примеси в твердой фазе, Со - начальная концентрация примеси в расплаве, к - коэффициент распределения, х - расстояние от начала слитка, / - длина расплавленной зоны.

                  Данный метод роста монокристаллов получил название бестигельной зонной плавки. Для его осуществления необходим исходный поликристаллический материал в виде стержня, имеющего примерно тот же диаметр, что и выращиваемый монокристалл. Для получения бездислокационных кристаллов кремния в настоящее время используется методика, разработанная в 1958 году Дэшем (W.C. Dash) [7]. Сущность метода Дэша заключается в первоначальном выращивании на затравке длинной тонкой "шейки" - монокристалла диаметром, меньшим диаметра затравки. Дэш рекомендовал выбирать длину шейки, равную нескольким ее диаметрам. После вытягивания шейки дальнейшее выращивание конической и цилиндрической части монокристалла осуществляют обычными приемами. Исчезновение дислокаций при выращивании шейки обусловлено тем фактом, что столь же быстро, как и межфазная граница, способны перемещаться лишь те дислокации, которые заканчиваются на границе раздела твердое - жидкое. Дислокации в кремнии движутся по плоскостям (111). Поэтому, если направление выращивания составляет ненулевой угол с плоскостью (Ш), дислокации выйдут на поверхность шейки. Когда все дислокации устранены, дальнейшее их возникновение под влиянием изменений тепловых условий роста не происходит. Л. \I

                  Схема установки бестигельной зонной плавки, разработанная Эмейсом [5]. Для применения метода Дэша необходимо выполнение следующих трех условий.

                  1. Исходный диаметр затравки (1 - 2 мм) должен быть меньше, чем обычно используется в методе вытягивания, чтобы в ней присутствовало лишь малое число дислокаций. Кроме того, в затравке малого диаметра возникают меньшие тепловые напряжения в момент первого контакта ее с расплавом. Уменьшение этих напряжений снижает вероятность образования дислокаций. Можно также сузить растущий кристалл до 1-2 мм, а затем осторожно расширить. В суженной части число дислокаций будет незначительным. Важно, чтобы протяженность суженной области была достаточно большой. Это увеличит вероятность выхода дислокаций на поверхность кристалла до момента увеличения диаметра кристалла.

                  2. Угол между плоскостями скольжения {111} и направлением роста должен быть большим. Дислокации, возникающие при пластической деформации Si и Ge, концентрируются в плоскостях скольжения {111}. Если направление роста выбрать под большим углом к плоскостям {111}, то любые дислокации, присутствующие в кристалле, будут иметь тенденцию дорастать до боковой поверхности и исчезать по мере удлинения кристалла.

                  3. Третьим условием является присутствие вакансий. Дэш высказал предположение, что можно облегчить движение дислокаций к поверхности, обеспечив достаточную концентрацию вакансий, которые способствовали бы переползанию дислокаций. Для этого нужно создать в кристалле вакансионное пересыщение и предотвратить диффузию вакансий к поверхности. Этому способствует закалка. При выращивании закалку невозможно осуществить, но хорошие результаты дает быстрое выращивание в условиях большого температурного градиента, особенно на первых стадиях, когда осуществляется сужение. Установлено, что такой прием содействует переползанию дислокаций и их выходу на боковую поверхность. После удаления дислокаций на этапе выращивания шейки, при подборе соответствующих условий роста монокристалл остается бездислокационным даже при наличии высокого уровня термоупругих напряжений. Отметим, что даже при возникновении единственной дислокации происходит процесс интенсивного дислокационного размножения в поле термоупругих напряжений БЗП кристалла, вследствие чего плотность данных дефектов резко возрастает.

                  Первоначально техника Дэша использовалась в рамках метода Чохральского. В 1961 -1963 годах сотрудники фирмы Siemens Келлер (W. Keller) и Зиглер (G. Ziegler) [3] усовершенствовали эту технику для бездислокационного роста монокристаллов кремния методом БЗП. Трудность применения метода Дэша в случае БЗП состоит в том, что затравка располагается под небольшим объемом расплава, который находится на конце поликремниевого стержня. Контролировать зону расплава, находящуюся между затравкой и поликремнием, достаточно сложно. Однако БЗП метод имеет следующее преимущество, которого лишен метод Чохральского: когда конус растущего монокристалла достигает определенного размера, специальное устройство поддержки приходит в соприкосновение со слитком, фиксируя его до конца процесса роста. В результате этого при дальнейшем росте кристалла прочность шейки не играет какой-либо роли. Дополнительным преимуществом использования поддержки при росте монокристалла является тот факт, что стало возможно выращивать тонкие и, как следствие, короткие шейки. Это делает более успешным процесс удаления дислокаций и позволяет завершить процесс затравливания за более короткое время.

                  Важным этапом дальнейшего усовершенствования процесса бестигельной зонной плавки было применение индуктора с внутренним диаметром меньше диаметра проплавляемого кристалла (рис. 1.3). Данный способ роста, названный также методом "игольного ушка" ("needle eye") был предложен Келлером (Keller) в 1963 [9], а также Кросби (Crosby), и Стюартом (Stewart) в 1966 году [9]. Метод "игольного ушка" был практически одновременно разработан и внедрен в практику промышленного производства Si и в СССР в 1965 г. [21]. В таком варианте метода БЗП обеспечивались надежный прогрев и проплавление стержня, минимальная асимметрия электромагнитного поля индуктора и возможность значительного увеличения диаметра выращиваемого кристалла.

                  Взаимодействие основных морфологических элементов, одновременная реализация различных гранных форм

                  Проблемы образования той или иной внешней формы или морфологии кристаллов и ее объяснение достаточно сложны. При ее разрешении необходимо учитывать взаимодействие между процессами переноса и кинетическими явлениями на поверхности раздела фаз, а также учитывать морфологическую устойчивость. Форма кристалла отражает кристаллическую структуру и характер взаимодействия между атомами, однако влияние этих факторов на форму кристалла осуществляется благодаря кинетическим явлениям на поверхности; при выяснении причин образования конкретной морфологии эти явления следует рассматривать вместе с процессами тепло- и массопереноса. Традиционная равновесная форма (форма, свободная энергия которой минимальна) редко сохраняется под действием упоминавшихся неравновесных процессов, влияющих на форму кристалла [32]. К тому же, как показал Херринг [33], при незначительном изменении предположений, на основе которых рассчитывается равновесная форма, последняя существенно меняется.

                  Первая теория роста кристаллов разной формы была предложена Кюри. Она исходила из предпосылок существования связи между формой кристаллов и поверхностной энергией их граней. То же самое утверждал Гиббс, а затем Г. В. Вульф [см. обзоры 32, 34, 35]. В результате сложился принцип Гиббса- Кюри - Вульфа. По этому принципу грани кристалла обладают такими скоростями роста, которые пропорциональны их удельным поверхностным энергиям. Хотя поверхностную энергию граней можно считать некоторой константой, характеризующей рост кристаллов, но экспериментальное определение ее при кристаллизации все еще недоступно [1, 32 - 35].

                  Диффузионная теория роста кристаллов, предложенная в работах И. И. Андреева, Нойеса, Уитни, Нернста, Бертруда и других, лимитирующим процессом считает диффузию и рассматривает кристаллизацию только с этих позиций. Диффузионная теория не учитывает даже строения самих кристаллов, поэтому она не в состоянии обосновать закономерности их огранения и объяснить дефекты структуры [32].

                  Фольмером и Гиббсом была разработана термодинамическая теория роста кристаллов. Вначале Фольмер постулировал, что на границе раздела фаз существует тонкий адсорбционный слой. Он образуется частицами кристаллизующегося вещества, которые, достигая растущего кристалла, теряют только часть своей энергии и поэтому еще обладают некоторой свободой движения по поверхности. Скорость роста кристаллов определяется скоростью встраивания адсорбированных частиц в кристаллическую структуру. В адсорбированном слое в результате соударения частиц образуется двумерный зародыш, который затем разрастается в новый кристаллический слой. Акт образования нового слоя многократно повторяется, при этом рост кристалла лимитируется процессом образования двумерных зародышей. Гиббсом, Фольмером и другими авторами разработано термодинамическое обоснование послойного роста кристаллов [1, 32 - 35]. Долгое время особым признанием пользовалась молекулярно-кинетическая теория роста кристаллов, впервые предложенная Косселем в 1927 году и развитая Странским и Каишевым [1, 32 - 35]. Эта теория утверждала, что для непрерывного роста кристалла периодически требуется зарождение нового слоя. Прежде, чем новый слой сможет расти, должен образоваться двумерный зародыш. Позднее было показано, что образование двумерных зародышей очень чувствительно к пересыщению, и что вероятность этого процесса при пересыщениях ниже 50% слишком мала. Реальные кристаллы, однако, растут даже при пересыщении в 1% и ниже. Это противоречие долгое время служило причиной сомнений в справедливости молекулярно -кинетической теории.

                  Бартон, Кабрера и Франк [32 - 35, 36] предложили другой механизм роста кристаллов. Они показали, что поверхность граней всегда ступенчатая, а рост реальных кристаллов непрерывен. Особое значение при этом имеют винтовые дислокации. Так затруднения молекулярно-кинетической теории в какой-то мере были преодолены, но встал вопрос об образовании самих дислокаций. Ему уделялось особое внимание, и был установлен ряд механизмов образования дислокаций на основе напряженного состояния кристалла. В [47] предполагается, что количество дислокаций, зависит также и от пересыщения или переохлаждения, поэтому можно считать, что должны существовать собственно ростовые причины зарождения этих дефектов структуры, подобно зарождению двойников роста

                  Р. Каишев [32, 37] попытался увязать молекулярно-кинетическую теорию с дислокационной теорией роста кристаллов. На примере кристаллизации из газовой фазы он показал, что ступенчатый рост и влияние дефектов структуры на этот процесс могут быть истолкованы исходя из средней работы отрыва частиц. Существование дислокаций снимает вопрос о затруднениях в зарождении двумерных зародышей. Но Джексон [38, 39] снова обратился к этому вопросу и стал настаивать на учете «шероховатости» поверхности кристаллов, которая не требует зарождения двумерных зародышей. Теперь это поддерживается единодушно, но необходимо учитывать, что под «шероховатостью» поверхности следует понимать ее тонкую структуру, т. е. кристаллохимическое строение поверхностных плоских сеток кристаллической решетки. Джексон предложил [38] критерий устойчивости роста кристаллических граней: х= ——, где: RTm AHm - удельная теплота плавления; Тт - температура плавления; R - газовая постоянная.

                  Двойникование кристаллов БЗП кремния

                  Из множества наблюдающихся при росте монокристаллического кремния в направлении 111 реберных выступов нами были выделены три подмножества, элементы каждого из которых имеют близкую геометрию и морфологическую структуру. Первое подмножество включает РВ октаэдра; они возникают только в области точек А, С и Е (рис. 1.14,а). Элементами второго подмножества являются РВ ромбического додекаэдра. Они приблизительно равновероятно возникают как вблизи А, С и Е, так и вблизи точек В, D и F (рис. 1.14,6). Третье подмножество содержит РВ тетрагонтриоктаэдра; они возникают в окрестностях точек К, L, М, N, О, Р (рис. 1.14,в) и имеют форму и размеры, близкие к РВ ромбододекаэдра.

                  Три РВ октаэдра, расположенные через 120, всегда присутствуют на начальном участке конусной части бездислокационных монокристаллов, (рис. 2.1). Реберные выступы ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра появляются, когда диаметр слитка достигает величины Dc=45 - 50 мм в случае симметричных индукторов или величины DA=70 - 80 мм в случае асимметричных. Более подробно данный вопрос будет рассмотрен в следующей главе. Для монокристаллов, имеющих диаметр D 45 мм, на всем протяжении процесса роста реализуется гранная форма октаэдра. Эта ситуация полностью совпадает с описанной в большинстве литературных источников [10, 15. 20].

                  Точка пересечения реберных выступов октаэдра с границей кристаллизации при визуальном наблюдении процесса роста имеет существенно меньшую яркость, чем другие участки границы раздела фаз. Таким образом, в указанных точках пересечения имеет место минимальная на периферии фронта кристаллизации температура расплава, что подтверждает модельные представления С. А. Строителева [54] о том, что реализация ГФ октаэдра происходит при максимальном переохлаждении жидкой фазы.

                  Одним из важных различий РВ гранных форм октаэдра и ромбододекаэдра является то, что в первом случае РВ образованы вершинами многогранника. Во втором случае выступы формируются выходящими на поверхность монокристалла ребрами фигуры ромбического додекаэдра. Это рассмотрено в параграфе 2.2. Для характеризации важнейших морфологических признаков реберных выступов гранных форм роста воспользуемся цилиндрической системой координат (г, ф, z) и совместим ось z с осью слитка, диаметр которого D. Углы ф, которые соответствуют кристаллографическим направлениям [hkl], перпендикулярным z, будем обозначать ф[ькі] Согласно [66], на поверхности слитка имеются 6 значений ф, которые соответствуют положениям выступов ромбододекаэдра фвр п2 , расположенных через 60. Три из этих значений, взаимно отстоящие на 120, соответствуют также положениям РВ октаэдра, обозначим эти значения как фво п2 - Если провести через ось слитка нормали к наклонным плоскостям {111}, то только те из нормалей, которые образуют острый угол с направлением роста, укажут положения РВ октаэдра на боковой поверхности. Векторы, проведенные в плоскости поперечного сечения от оси роста к каждому из ребер, укажут кристаллографические направления [11-2], [-211] и [1-21]. Если принять значение фво[п-2] равным нулю, то фво[-2іі]=120 и фВо[і-2і]=240, а значения фвр т составят п-60, где п=0, 1, ..., 5. Полученные три значения фво т , равные 0, 120 и 240, соответствуют вершинам равностороннего треугольника А, С и Е на рис.1.14. Шесть значений ф для РВ ромбического додекаэдра соответствуют вершинам шестиугольника А, В, С, D, Е, F на 1.14, б. В принятой системе координат прямые линии выступов РВ октаэдра характеризуются значениями ф=фво п2 , принадлежащими цилиндрической поверхности слитка r=D/2, а прямые линии выступов РВ ромбического додекаэдра - значениями ф=фвр і іг указанной поверхности.

                  Обычно наблюдаемые на реальной поверхности слитка положения линий РВ октаэдра с точностью до нескольких градусов определяются значениями ф=фво т , а линии РВ ромбического додекаэдра - значениями фвр т +Лф, где -15 Дф +15. Разнесенные на углы, близкие к 60, РВ ромбического додекаэдра одного слитка довольно часто имеют не совпадающие величины Аф. Последние значения могут даже иметь противоположные знаки. Тем не менее, для выступа РВ ромбического додекаэдра, соответствующего одной из вершин (1.14,6), величина Дф обычно сохраняется неизменной по длине слитка. Если же рассматривать форму линий выступов с точностью до одного градуса, то РВ ромбического додекаэдра определяются прямыми, являющимися пересечением цилиндрической поверхности г =D/2 с плоскостями ф = фвр т +Дф, где Аф +15, а РВ октаэдра - кривыми линиями, являющимися пересечением поверхности r=D/2 с поверхностями ф(г) = фво і 12 +Аф(г), где Аф(г) - непериодическая знакопеременная функция, амплитуда изменения которой находится в пределах единиц градусов. Размеры реберных выступов в направлении z изменяются в очень широких пределах от нескольких миллиметров до нескольких дециметров. Их длина может быть близка к длине слитка. Короткие участки, когда Az составляет от единиц миллиметров до единиц сантиметров, чаще свойственны реберным выступам октаэдра.

                  Положение реберных выступов тетрагонтриоктаэдра определяется значениями Ф=Фвт ио Шесть данных значений ф соответствуют вершинам шестиугольника К, L, М, N, О, Р на рис. 1.14, в. Они сдвинуты относительно вершин ромбического додекаэдра на 30. На полученных нами слитках кремния значительная часть РВ тетрагонтриоктаэдра расположена под углом к выступам ромбического додекаэдра и образуется пересечением поверхности r=D/2 с поверхностью q (z) = ф=фвт по +Аф(г), где 0 Дф(г) 30.

                  Реберные выступы октаэдра по своим размерам заметно отличаются от выступов ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра. Высота РВ октаэдра не превышает 1 мм. Типичное изображение данных выступов приведено на рис. 2.1. Высота РВ ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра (см. рис. 2.2) лежит в пределах 2-3 мм, т.е. их размеры в 2 -3 раза превышают высоту РВ октаэдра. Ширина РВ октаэдра составляет 1-1.8 мм, РВ ромбододекаэдра и терагонтриоктадра - может достигать 5 мм. Отметим, что размеры реберных выступов указанных гранных форм очень слабо зависят от диаметра слитка. Если рассматривать форму выступов в сечении, перпендикулярном оси роста, то в случае РВ октаэдра наблюдается треугольник с сильно скругленной вершиной, а в случае РВ ромбического додекаэдра и РВ тетрагонтриоктаэдра имеет место трапециевидная форма, у которой длина верхнего основания составляет 50 - 80% длины нижнего.

                  Методика исследования распределения времени жизни неравновесных носителей заряда

                  На морфологию монокристалла существенно влияет присутствие на фронте кристаллизации таких дефектов структуры, как дислокации или двойники. До настоящего времени единственный способ in-situ контроля структурного качества монокристаллов кремния, выращенных методом бестигельной зонной плавки, заключается в выявлении состояния реберных выступов на боковой поверхности слитка и периодичности их расположения. Поэтому исследование взаимной связи регистрируемых на поверхности кристалла морфологических особенностей РВ со структурным состоянием кристалла является важной задачей. Данная глава посвящена ее изучению. Рассматривается влияние дислокаций и двойников на поведение морфологических признаков гранных форм роста монокристалла (их возникновение, трансформацию и исчезновение).

                  В ходе исследования бездислокационных монокристаллов БЗП кремния нами была выявлена следующая закономерность: существует характерный для заданного типа индуктора диаметр монокристалла, на котором происходит переход от гранной формы октаэдра к гранной форме ромбического додекаэдра или тетрагонтриоктаэдра. В Табл. 3.1 диаметр слитка, при котором наблюдается указанный переход обозначен Dn На начальном этапе, при вытягивании шейки, рост монокристалла происходит при максимальном переохлаждении. Имеет место максимальная скорость роста - до 18 мм\мин. После завершения выращивания шейки, скорость уменьшается до 3 мм\мин и сохраняется на уровне 3- 3.5 мм/мин до выхода на рабочий диаметр. Одновременно постоянно увеличивается мощность генератора. Таким образом, в процессе формирования конуса происходит постепенное уменьшение переохлаждения расплава и средней скорости кристаллизации. Одним из параметров, позволяющим контролировать реальную скорость роста, является расстояние от нижнего среза индуктора до границы кристаллизации (h). Данный параметр зависит от скорости движения нижнего шпинделя DH и скорости кристаллизации 1)р. Как правило, после завершения вытягивания шейки скорость DH не изменяется, а величина h монотонно увеличивается. Это означает, что фактическая скорость роста уменьшается, и, следовательно, уменьшается и переохлаждение. При определенном диаметре монокристалла скорость изменения h существенно снижается. Необходимо заметить, что данные изменения происходят в той же области кристалла, где имеет место переход от ГФ октаэдра к ГФ ромбододекаэдра. Так, на рис. 3.1 представлены графики зависимости h от диаметра конической части монокристалла диаметром 80 мм, для симметричного (а) и асимметричного индуктора (б). Переход между ГФ октаэдра и ромбододекаэдра осуществляется в первом случае при Dn =50 мм, на втором - при Dn =78 мм.

                  Из изложенного видно, что при формировании конуса переохлаждение расплава уменьшается, и при определенном диаметре слитка оно приводит к переогранке кристалла, связанной с обсуждаемым переходом, причем величина Dn зависит от типа индуктора. Зависимость h(D) на рис. 3.1,а при h = 7мм имеет плато, соответствующее величине переохлаждения, при которой наблюдается смена гранной формы роста. После этого перехода гранной формы величина h существенно не изменяется. Для зависимости h(D) на рис. 3.1,6 (асимметричный индуктор) плато отсутствует, поскольку смена гранной формы роста имела место при диаметре (D=78MM), близком к диаметру цилиндрической части.

                  Изложенное соответствует модельньм представлениям теории С.А. Строителева о том, что при максимальном переохлаждении реализуется гранная форма октаэдра, а с уменьшением переохлаждения форму кристалла определяют грани ромбического додекаэдра и тетрагонтриоктаэдра. Это иллюстрируется данными рис. 3.2, на котором представлена коническая часть монокристалла. Видно, что реберный выступ октаэдра (АВ) сменяется реберным выступом ромбического додекаэдра (CD). Во время роста цилиндрической части монокристалла контроль параметра h позволяет избежать нежелательной переогранки монокристалла, которая обусловлена введением дислокаций. Для роста бездислокационного кристалла необходимо, чтобы величина h была стабильной. Это наиболее критично для начального участка цилиндрической части слитка. Уменьшение h является признаком увеличения переохлаждения, которое может привести к срыву бездислокационного роста кристалла. На всех изученных нами монокристаллах описанный выше переход между ГФ октаэдра и ромбического додекаэдра на конической части слитка происходил только при бездислокационном росте кристалла.

                  Похожие диссертации на Формирование огранки и кристаллической структуры кремния, выращенного методом бестигельной зонной плавки

                  

                  Электронная структура и фазовый состав тонких пленок на основе углерода и кремния, определенные методом ультрамягкой рентгеновской спектроскопииШамин, Сергей Николаевич

                  Исследование кинетических свойств материалов на основе теллуридов висмута и сурьмы, полученных методом вертикальной зонной плавкиНовгородова, Татьяна Назаровна

                  

                  Получение монокристаллов легированных манганитов лантана методом бестигельной зонной плавки, исследование их магнитных и транспортных свойств в области промежуточного и сильного легирования стронциемАрсёнов Андрей Александрович

                  

                  Межэлектронное взаимодействие в транспортных свойствах двумерных систем на основе МОП-структур кремния и гетероструктур GaAs/AlGaAsКапустин, Александр Альбертович

                  

                  Гетероструктуры поликристаллический алмаз/кремний: тепловые свойства структуры и модификация кремния при осаждении алмазаАминев, Денис Фагимович

                  

                  Исследование физических свойств компенсированного марганцем кремния и структур на его основе Азизов Камил Азизович

                  КРИТИЧЕСКИЕ ЭЛЕМЕНТЫ p-i-n СТРУКТУР НА ОСНОВЕ ВЫСОКООМНОГО КРЕМНИЯ. АНАЛИЗ РАБОТЫ И МОДЕЛЬНЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯЕремин Игорь Владимирович

                  

                  Формирование структур на реконструированной поверхности кремнияГрузнев, Димитрий Вячеславович

                  

                  Наноразмерные структуры на основе сплавов кремния и германия с 3d-элементами группы железа, сформированные осаждением из лазерной плазмыГусев, Сергей Николаевич

                  

                  Фазовый состав, структура и субструктура гетеросистем кремний - силициды иридия и рения Руднева Ирина Геннадьевна