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1、3-1.試比較矽與其他元素(鍺)及化合物半導之物理特性差異。Ans：矽元素乃地球表面存量豐富的元素之一，本身的無毒性，以及具有較寬的能階差(Bandgap)，同時矽與氧形成一穩定的鈍態層(Passivation Layer)之二氧化矽則是積體電路重要的元件電路設計。在高頻需求的元件設計上，矽材料則沒有如化合物半導體、砷化鎵般的具有高電子游動性(Electron Mobility)而受到青睞，尤其間接能階差的矽更無法提供光電元件(Optoelectronic Device)的素材，而由其他直接能階差的材料，如砷化鎵所取代。三-2矽晶圓(Silicon Wafer)材料之所以在諸多元素或化合物半導
2、體材料中脫穎而出，成為超大型積體電路(ULSI)之基材，其原因大致可歸納為以下兩項。 (1) 矽元素乃地球表面存量豐富的元素之一，而其本身的無毒性，以及具有較寬的能階差(Bandgap)，則是早期半導體界捨鍺而轉向矽的重要考量，同時矽與氧形成一穩定的鈍態層(Passivation Layer)之二氧化矽則是積體電路重要的元件電路設計，然而在高頻需求的元件設計上，矽材料則沒有如化合物半導體、砷化鎵般的具有高電子游動性(Electron Mobility) / 而受到青睞，尤其間接能階差的矽更無法提供光電元件(Optoelectronic Device)的素材，而由其他直接能階差的材料，如砷化鎵所
3、取代。 (2) 從製造成本的考量上，目前絕大部份的積體電路用的晶圓，均由所謂的柴氏法(Czochralski Method)成長單晶，早在五、六年代曾有各種推測以浮融帶長晶法(Floating Zone Method)或直接以氣相的矽化物與氫氣還原而附著析出方式成長矽單晶，然而均由於生產的晶圓材料強度考量（氧含量過低，以致於無法與矽形成固溶或析出強化機構）或生產經濟效益的無法突破，而逐步放棄這些單晶成長方法。因此以熔融固化方式的柴氏法在其不斷的理論模擬與設備及製程控制的改善上，已成為成長大尺吋晶圓的主流。 三十多年來，積體電路用矽晶圓從直徑25 mm逐漸演變到今日的主流產品200 mm矽晶圓，
4、以致於本世紀末前，已由有半導體業界達成共識的下一世代尺寸300mm矽晶圓。以200 mm直徑晶圓為例，於1988年首度投入生產，而96年正值高峰期，預計此一尺吋產品可維持至下一個世紀仍被採用，就如同目前100 mm至150 mm產品仍持續存在一般的週期。 矽晶圓材料的製造技術隨著直徑之增大而愈趨複雜，除了單晶成長的研發之外，在相關的加工成形、拋光、清洗等下游配合的製程，更由於IC業者愈趨精密及複雜的元件設計與製造之趨動下，而需更長時間的開發與突破。3-3. 矽單晶成長用之電子級矽多晶之製造流程及原理與設備概述。第一步：自矽砂中將矽還原出來。生產過程將矽砂、焦碳(Coke)、煤(Coal)及木屑
5、等原料混合置於一石墨電弧沈浸(Submerged)之加熱還原爐中於15002000高溫加熱，將氧化矽還原成矽，此時矽之純度約98%左右，此一冶金提煉之矽，即稱為冶金級矽(Metallurgical-grade Si)。第二步：純化。冶金級矽需進一步純化，以達半導體業規格之要求。其化學反應與製程分別如下： (1) 鹽酸化(Hydrochlorination)將冶金級的多晶塊置於流床(Fluidized-bed)反應器中，通入鹽酸氣以形成三氯化矽(Trichlosilane, TCS)，如下式反應： (2) 蒸餾(Distillation)此步驟將上式低沸點之生成產物TCS置於蒸餾塔中，將其他不純
6、物（以金屬鹵化狀態存在）予以部份蒸餾去除之。 (3)分解(Discomposition)將已蒸餾純化之TCS置於一化學氣相沈積(Chemical Vapor Deposition, CVD)反應爐(Reactor)中，與氫氣還原反應而析出於爐中電極上，再將此一析出之固態矽擊碎成塊狀的多結晶矽，是目前最廣為使用之多晶矽純化製程方法。 除了上述塊狀矽多晶製程外，最著名的尚有以矽烷(Monosilane)於流床反應爐中分解析出顆粒狀(Granular)之多晶矽(2)，其粒度分佈約在100m m至1500m m之間，早期以此法所產製之顆粒多晶矽，雖有較多之表面積以致較高之不純物及氫之污染顧慮，但經不斷
7、創新改良，此疑慮已大致去除，取而代之的優點是較低之製造成本（能源耗損率低），以及其均勻或連續填入長晶機之可能性。因此已可逐漸取代一部份塊狀多晶矽之市場。3-5. 試說明柴式法矽單晶成長中之雜質污染來源項目及其控制原理與方法。Ans : 氧及碳是柴氏長晶法中，兩種非預期加入的雜質。1. 氧原子來自石英坩堝的分解（方程式(3-4)），以插入型(Interstitial)單一原子存在於矽晶體中。若每個氧原子與鄰近兩個矽原子鍵結成Si2O，此鍵結在電性上而言是鈍性的。若每四個氧原子與矽原子鍵結成SiO4，則此氧錯合物提供n型的導電作用，它們被稱為氧授與者(Oxygen Donors)。這氧授與者可經由
8、插入型氧原子在450熱處理下產生，其亦可在650、30分鐘的熱處理中消滅。若在650750長時間的加熱，則生成SiO2凝核。在7501000的高溫下，則更易促進氧原子的擴散及生成SiO2。熱處理可導致次表面下的氧原子擴散到矽晶圓表面而離開晶圓，此次表面有均勻結構無缺陷，被稱為“去裸帶”(Denuded Zone)，而晶圓內部的氧原子則形成SiO2析出物，析出物附近的應力場變成雜質原子的吸附區，此效應被稱為本質雜質吸取作用(Intrinsic Gettering)。去裸帶對只運用矽表面層做電傳作用的MOS元件是有利的。但當含氧量過低時，矽晶圓內部將無SiO2析出物而無雜質吸取作用。含氧量過高時，
9、則SiO2析出物過多，且去裸帶無法形成。因此，氧濃度控制及熱處理變成製作晶圓的重要製程參數。一般氧濃度的含量為0.911018到1.111018原子公分3。氧在矽晶體中可增強其機械強度。與浮融帶長晶法比較，柴式長晶法的晶體含有較高的氧，因而表現較高的機械強度。 2. 碳雜質來自於石墨材的氧化，借由氣態CO熔入矽金屬熔液中，以取代型(Substitutional)原子存在。因為碳原子半徑比矽原子的小，因此造成附近矽晶格常數變小及區域性的應力場，此力場可借由X光學技術(Topographic)揭示，呈現條紋圖形。碳在矽晶體中呈鈍性的電性本質，但它卻間接影響氧的行為。譬如，碳抑制450下氧授與者的發
10、生，而在750與氧形成混合物，成為穩定的授與者，碳亦加速SiO2的凝核及析出。總之，碳是不良雜質，應儘力降低其在矽金屬的含量。一般碳的濃度為2 101581016原子公分3。 在整個長晶過程中，氧及碳雜質不斷地熔入融熔液中，以及不斷地從融熔液表面揮發，因此，它們的濃度並非可簡單地由偏析係數所預測，但卻由長晶製程參數控制。若坩鍋及晶棒的旋轉速率不變，氧在晶棒的起始端有較高的濃度，在末端則有較低濃度，在晶棒中心比在晶棒外緣有較高的氧含量。但碳在晶棒中的分布情況恰恰與氧的情況相反。 石英坩堝與融熔液介面、固態態介面及融液表面，存在有氧濃度差異的情況。要控制氧含量須從此三個介面分析。首先以Oc表示從固
11、液介面帶入晶體內的總氧原子數，Om代表石英坩堝溶入熔液的氧，Oe為從融熔液表面揮發走的氧原子。因此： (3-14.a) 而其中 (3-14.b) (3-14.c) (3-14.d) As/m是固液介面面積，Ac/m是坩堝液體介面面積，Am/a是液面面積，Keff是有效偏析係數，Cm是晶體內的氧含量，D是氧在熔液中的擴散係數，(Cc-Cm)指坩堝溶液介面擴散層dc厚度的氧原子濃度差，(Cs-Cm)指液面積層ds厚度的氧原子濃度差。長晶過程中，固液介面面積及液面面積不變，但坩堝融熔液介面面積隨晶體成長而減少，故氧在晶體的含量將隨晶棒的增長而下降。一般而言，提高坩堝旋轉速度可減低ds厚度而增加晶體的
12、氧含量。為了獲得軸向氧含量均勻分布，Om與Oe的差值需保持常數，因此要控制晶體與坩堝旋轉比例，來達成此目標。 融熔矽金屬的電導值為12300(W -cm)-1，係為一良導體。當一外加磁場作用於此融液時，感應力產生，進而改變融熔液對流攪拌狀況及固液介面擴散層的厚度。因此，外加磁場被運用來改變晶棒的氧含量。此磁場有兩種型態，一為水平式，一為垂直式（圖3-8）(5)。實驗結果顯示，水平式磁場可降低晶體內的含氧量，改進晶棒軸向及徑向合金料及含氧量的均勻性。但垂直式磁場昇高晶體內的氧及碳含量，惡化軸向及徑向合金料及氧含量的均勻性。3-7. 試從勢力學觀點討論柴式法矽單晶成長之各種缺陷產生與存在之狀態。A
13、ns : 一般CZ法成長之矽晶圓，由於成長的環境雜質污染及熱應力造成之缺陷均留於晶圓當中，同時後續之加工所造成之缺陷亦存於其中，在IC製造過程中，這些缺陷均會影響元件之良率及電性品質。 利用晶圓中晶格子缺陷來控制或消除其他缺陷稱之為去疵法(Gettering)，常見的去疵法可區分為三類：(a)內部去疵法(Intrinsic gettering)利用CZ長晶過程中過飽和氧含量在熱處理後形成析出物以造成晶格缺陷，這些缺陷將可提供元件設計區雜質或金屬等缺陷之吸附(Sink)。(b)外部去疵法(Extrinsic gettering)乃藉由外在力量造成晶圓背面受機械應力而形成如差排等各種缺陷來達成去疵
14、的目的。常見的外部去疵法有機械研磨、噴砂或施以一層多晶矽(Backside Polysilicon)，以此方法在機械應力控制上及其後續清洗上尤需仔細處理得當以免造成晶圓變形或污染。(c)化學去疵法(Chemical gettering)此法有別於上述兩種去疵法般的提供缺陷的吸附，而是藉由金屬雜質與導入含氯之氣氛（如HCl）的化學反應來消除雜質缺陷3-8. 試說明材料偏析現象對柴式法拉矽單晶之阻質控制之原理。 在柴式長晶法中，若液體凝固速率極為緩慢，雜質在融熔液中始終保持均勻分佈，且雜質在固態晶體內擴散現象不明顯。當凝固速度大時，固液介面的雜質無法快速擴散達成融熔液內的平衡分布，而在介面上有累積
15、的現象。如此雜質濃度需借助有效偏析係數Keff的計算，以估計實際介面上的雜質濃度： D ：雜質在矽金屬融熔液的擴散係數 d ：固液介面的擴散層(Diffusion Layer)厚度 V ：凝固速度 此d值被融熔液對流攪拌情況所影響，例如坩堝及晶棒的旋轉、坩堝大小等因素。在晶棒低旋轉速度W狀態下，d可估計為 獲得d值後，代入原式，便可算出有效偏析係數Keff。如此實際的晶棒軸向雜質濃度分布計算如下： 3-9. 試說明柴式法長晶時固液面之熱平衡與拉晶速度之關係柴式長晶法中（圖3-9）融熔液從加熱器吸收輻射熱QH，再從融熔液表面輻射散熱QM，或經由固液介面傳導至成長中的晶棒，再由晶棒表面輻射散熱QC。矽融液在固態液態介面上持續著結晶，放出凝固熱QL。此熱流需維持平衡關係：QH + QL = QM + QC，因此，晶棒最大的上拉速度被此凝固熱的最高除去率所限定，當凝固熱放出而無法立刻除去時，勢必要減緩晶棒上拉速度，以避免固液介面過熱，晶棒拉離液面。若簡單假設此固液介面為溫度均勻分布平面，融熔液內的溫度亦均勻，只有晶棒沿軸向方向有溫度梯度，則晶棒穩定成長的最大拉升速度f可估計為 (3-15.a) 而其中 (3-15.b) (3-15.c) Ks是晶棒傳導係數(Conductance)，ps及pm代表晶體及融熔液的密度，Cs及Cm代表晶體及融熔液的比熱，R是晶棒半徑，hc及hr指對流(C
