研究新工艺技术的优化方案

1.硅片的化学腐蚀减薄

由于RSD制作工艺中需去掉一个一次硼扩形成的P型区，减薄厚度在几十至上百微米，因此硅片的减薄工艺成为制作平坦PN结的重要方面。传统的扩散片研磨减薄会在硅片中引入应力，破片问题严重，尤其在硅片较薄时几乎不可行，所以研究了化学腐蚀减薄工艺来代替研磨。选用HNO₃-HF体系的非择优腐蚀液，并在其中加入HAc以及某种缓冲剂改变腐蚀反应速率。在室温条件下按照不同的腐蚀液配比做了减薄试验，在反应开始后70min的时间内每隔10min记录一次硅片的厚度，得到每个时间段的平均反应速率，结果记录在表4-6中，其中腐蚀液的比例对应为HF∶HNO₃∶HAc（体积比）。

表4-6 不同反应溶液比例下的硅片腐蚀速率

由表4-6可见，在HNO₃和HF溶液体积比固定的情况下，增加HAc的含量可稀释腐蚀液、降低反应速率；在HF和HAc溶液体积比固定的情况下，增加HNO₃的含量也可以降低反应速率，但HNO₃加入过多会使腐蚀后的硅片表面过于光亮并出现铁饼状。对于HF∶HNO₃为1∶2和1∶3的腐蚀溶液，前30～40min反应速率很快，随后都迅速下降，这样容易造成被腐蚀硅片表面的不平整；同时反应速率过快会导致腐蚀溶液温度急剧升高，进一步加快反应速率，形成恶性循环，使腐蚀过程失控。最终选定1∶4∶2～2.5比例的腐蚀液，反应过程相对平稳，可得到表面平坦、粗糙度适中的减薄硅片，无“铁饼”、“桔皮”等现象，图4-44所示为腐蚀后芯片的表面形貌。

图4-44 腐蚀后芯片的表层形貌

2.“薄基区-缓冲层-透明阳极”形成工艺

缓冲层的形成工艺是在化学腐蚀减薄和氧化之间增加一道磷扩工序，通源量、扩散温度和时间都低于形成N＋发射区的磷扩散步骤，以保持合适的缓冲层掺杂浓度和厚度。为了保护阴极短路点结构，也可以在缓冲层扩散前增加一次氧化，保证阴极的P型区不反型。表4-7记录了第6～10批投片管芯缓冲层的制作情况，由于石英管壁上积累了磷元素，为降低缓冲层浓度均未通小N₂，其中第10批未通O₂。当扩散温度从1250℃下降到1200℃时，缓冲层表面浓度下降。

表4-7 缓冲层制作记录

以单晶电阻率均为（65±15）Ω·cm、片厚均为350μm、管芯直径均为22mm的RSD为例，测量其伏安特性曲线，如图4-45所示。含缓冲层的RSD转折电压为1800V，漏电流为0.001mA，表现出硬转折特性；不含缓冲层的RSD转折电压为1500V，漏电流为0.002mA，转折特性偏软。

对3组RSD芯片进行了高温阻断特性测试，其中第一组为120Ω·cm单晶制作，单芯片，直径为38mm，不含缓冲层；第二组为（65±15）Ω·cm单晶制作，两只串联，直径为40mm，含缓冲层；第三组为（65±15）Ω·cm单晶制作，3只串联，直径为22mm，含缓冲层。分别在室温（20℃）、80℃、105℃、125℃、150℃、175℃下测试了RSD的转折电压，每个温度点处恒温10min，结果如图4-46所示。对于图4-46a，不含缓冲层的RSD的阻断特性反映出负温系数，即随着结温的升高，RSD阻断电压下降，且当结温升至175℃时，管芯损坏；对于图4-46b和c，含缓冲层的RSD的阻断特性反映出正温系数，当结温升高，RSD阻断电压提高，且管芯均未损坏。

图4-45 RSD阻断电压测试

1—含缓冲层 2—不含缓冲层

以上结果说明，缓冲层的引入可明显改善RSD的阻断特性：常温下RSD转折电压提高，漏电流减小；高温下阻断特性不退化，转折电压不降反升。在高温阻断特性测试中，还有一组高阻单晶制作的RSD，两只串联，直径为40mm，含缓冲层，常温下阻断电压为5600V，由于超过了阻断特性测试台的量程，高温下无法读数，但仍可看到转折电压随结温升高而升高的正温特性，且175℃下管芯仍完好。与之相比，实验室早期用同样单晶制作的无缓冲层RSD（实验证明由于设计和工艺的不完善，该管芯仅具备阻断电压，不能导通），其在25℃和125℃下转折电压和漏电流记录于表4-8，可见转折电压都在高温下退化。此结果再次证明了缓冲层对RSD高温特性的改善。(www.xing528.com)

图4-46 RSD高温阻断特性测试

a）第一组 b）第二组 c）第三组

表4-8 高阻单晶制作的不含缓冲层RSD的阻断特性

为了保证阳极发射区对基区的有效注入，缓冲层浓度必须限制在一定范围。图4-47表示了缓冲层表面浓度与RSD开通电压（已归一化）的关系，数据取自第6～10批典型的开通电压波形，曲线经数据拟合得到。可见，当缓冲层表面浓度高于10¹⁷cm^-3时，由于阳极发射效率的下降，RSD正向压降增大，实验证明这样的管芯多数在开通一次后损坏；而当缓冲层表面浓度低于10¹⁶cm^-3时，其对开通特性影响不大，不过对阻断特性的改善也减弱。所以，缓冲层浓度一般在10¹⁶～10¹⁷cm^-3之间。

形成透明阳极或者说薄发射极的工艺一般有离子注入法、多晶硅膜原位掺杂法、低温扩散掺杂法等，这些方法普遍存在的问题是：后续制作欧姆电极的过程中，金属层可能破坏厚度很薄的半导体发射层。此外，离子注入法对工艺设备要求较高，扩散掺杂法不易控制浅结的扩散。

图4-47 缓冲层表面浓度对开通电压的影响

提出采用在N型Si衬底上进行Al烧结的工艺实现薄发射极结构。与现有几种薄发射极形成工艺相比，可以一步完成RSD阳极P＋发射区和欧姆电极的制作，保证了薄发射极不在后续工艺（如退火）中被破坏。此外，此工艺降低了对设备的要求，节省了工序，并且不会引起RSD阴极面反型。

合金法制作PN结，利用的是合金过程中熔解度随温度变化的可逆性，通过再结晶的方法，使再结晶层具有相反的导电类型。Al与N型Si的共晶温度为577℃，当温度升高到577℃时，Al原子和Si原子开始互熔，并在交界面处形成组成约为88.7％Al原子和11.3％Si原子的熔体。合金温度越高，Si在熔体中的熔解度越大，衬底被熔部分就越多。然后缓慢降低系统温度，则Si原子在熔体中的熔解度下降，多余的Si原子将逐渐从熔体中析出，形成再结晶层，这时带入再结晶层的Al原子数由它们在Si中的固熔度决定。合金PN结的结深主要由合金温度和铝层厚度决定，有如下计算式

式中，z_j为结深；Y_Si为合金温度下Al-Si熔体中Si的最大含量；N_Si和N_Al分别为固体Si和Al的原子密度；z_Al为Al片厚度。

在690℃合金温度下，Y_Si＝19.4％，Y_Al＝1-Y_Si＝80.6％，又z_Al＝30μm，则z_j＝8.7μm。除去被缓冲层补偿的部分，P^＋发射区宽度约小于5μm，属于薄发射极理论范围，这也与4.1.4.1节中EDS线扫结果一致。是否能获得大面积平坦、均匀合金结主要受晶片和电极表面的洁净程度和沾润性、烧结合金的温度选择以及冷却速度的影响。

此外，在实验室多批投片中，缓冲层与Al烧结制作的P^＋发射区相结合的管芯呈现了良好的开通特性，相比之下，缓冲层与B扩散制作的P^＋发射区相结合的管芯在开通后多数损坏。分析其原因，还是与实际工艺中未控制好缓冲层掺杂浓度有关。Al烧结工艺在形成合金结时会熔掉缓冲层表面的高浓度，保证了阳极的发射效率；而B扩散工艺制备阳极，较低浓度的P^＋区与N型缓冲层杂质补偿，严重时还会使P^＋区反型，因而导通时阳极空穴注入不足，出现不均匀开通现象。在第10批管芯中，通过调整淡磷扩散降低缓冲层表面浓度，最终二次硼扩的工艺也制备出了开通特性良好的带缓冲层结构的RSD管芯。浓硼扩散的时间为30min，温度为1200℃，测得mV数为0.13-0.14mV／mA。