Текст реферата: страница 4
Если вытягивание осуществлять только через отверстия на концах щели, можно одновременно выращивать два монокристаллических стержня диаметром около 2,5 мм.
Узкие ленты получали с помощью щели длиной 8 мм с круглыми отверстиями на ее концах диаметром 2,5— 3,0 мм. Диаметр утолщенных краев ленты применяли от 2,5 мм в начале вытягивания до 2 мм в конце вытягивания, скорость вытягивания достигала 0,9—1,7 мм/мин.
РИС. 8.
Германиевая монокристаллическая лента толщиной 0,27 мм, полученная способом Степанова:
a — главная плоскость лепты (111);
б — поперечное “гантелеобразное” сечение ленты
С. В. Цивинским были получены также образцы широких лент толщиной 0,27 мм с плоской частью шириной до 22 мм (при поперечном сечении утолщенных краев 2,9—2,0 мм). Фотография образца ленты представлена на рис. 8. Диаметр тигля в этих опытах 80 мм и масса загрузки германия до 250 г. Однако если применять недостаточно глубокие щели (менее 1,4 мм), то не удается реализовать все преимущества формирующей щели с утолщенными краями: процесс вытягивания неустойчив и выход монокристаллов мал.
При выращивании лент с утолщенными краями из более глубоких щелей (3,8—4 мм) процесс вытягивания становится значительно более устойчивым.
Так, изменение температуры примерно на 1° не оказывало существенного влияния на процесс кристаллизации. Вытягиванием из глубоких щелей возможно систематически получать ленты с монокристаллической структурой.
“Гантелеобразная” форма поперечного сечения лент является серьезным недостатком, так как при их использовании для изготовления приборов придется отрезать утолщенные края, что. неминуемо увеличит отходы полупроводникового материала. Но технологически такая форма поперечного сечения ленты удобна. Выращивание германиевых пластин с утолщенными краями позволяло снизить мощность высокочастотного индуктора, формирующего мениск, до оптимальной величины. В некоторой степени можно скомпенсировать повышенную кривизну мениска повышением давления на расплав.
Опытным путем вытягивали монокристаллические пластины длиной до 230 мм (длина хода штока затравкодержателя) через щель длиной от 12 до 60 мм и шириной от 0,5 до 1,5 мм со скоростью несколько миллиметров в минуту. Образцы полученных германиевых пластин показаны на рис. 9. При наилучших условиях ширина полос достигала 30—40 мм; отношение ширины к толщине составляло около 25. Это отношение уменьшается при получении более тонких образцов и равно 8 при толщине 0,5 мм, что можно объяснить влиянием температурного градиента в кристалле на распределение тепловых потерь в области фронта кристаллизации.
РИС. 9.
Образцы германиевых пластин :
a - направление вытягивания <1-10>; главная поверхность (111);
б—<001>,(110);
e—<001>, (010);
г—<-110>,(110).
Количество тепла, отводимого через кристалл, является функцией поперечного сечения ленты, и поддержание термического равновесия при вытягивании тонких лент становится затруднительным.
Оказалось невозможным существенное увеличение скорости вытягивания без нарушения процесса (отрыв кристалла от мениска, кристаллизация расплава в щели и т.п.). Ленты толщиной 0,16 мм при ширине 6 мм выращивали со скоростью 35 мм/мин, а ленты толщиной 0,25 мм и шириной 12 мм вытягивали со скоростью 8 мм/мни [93].
Важной особенностью процесса вытягивания германиевых лент но способу Степанова является наличие зазора между растущим кристаллом и краями щели. На плоской части ленты зазор составлял 10—20 мкм, а в области утолщенных краев 50—100 мкм. Наличие зазора позволяет осуществлять “свободный” рост кристалла, так как лента не подвергается таким значительным механическим воздействиям, которые могут возникать при ее трении о края щели.
Следует упомянуть также интересный экспериментальный вариант способа Степанова, впервые осуществленный Б. М. Гольцманом при получении монокристаллов фторида лития, хлорида алюминия, иодида цезия и др. На дне тигля укрепляли вкладыш, форма поперечного сечения которого близка к форме будущего изделия. Материал вкладыша должен обязательно смачиваться расплавом, тогда расплав сомкнется над ним, образуя “возвышение” такого типа, как показано на рис. 10. Рост профилированного кристалла из области “возвышения” происходил вполне устойчиво.
В данном случае трудно обеспечить постоянство поперечного сечения кристалла, но зато этот вариант способа Степанова можно легко применить для получения пластин кремния, соединений А3В5 и других веществ, для которых трудно найти материал формообразователя, совершенно не смачиваемый расплавом.
Классическая схема с формообразующей щелью, вырезанной в поплавке из материала, не смачиваемого расплавом, непригодна для кремния, так как расплавленный кремний хорошо смачивает обычные тигельные материалы, применяемые в полупроводниковой металлургии — кварц и графит.
Разработка электротермического оборудования для внедрения способа Степанова в промышленность потребовала решения ряда специфических проблем, обусловленных чрезвычайной тонкостью процесса. Одними из решающих факторов процесса являются температурные условия выращивания. Температурное поле в технологической области установки оказывает непосредственное влияние на устойчивость формообразования, геометрию, структуру и электрофизические свойства получаемого полупроводникового материала.
Распределение температуры в технологической области должно обеспечивать:
1) горизонтальность плоскопараллельного поля в районе щели формообразователя и в расплаве над ним;
это обусловливает устойчивость формообразования, хорошее качество поверхности ленты, а также равномерность оттеснения примесей от зоны формообразования и, как следствие, равномерность удельного сопротивления по ширине получаемой ленты;
2) заданное значение вертикального градиента температуры в щели формообразователя и возможность управления его величиной; это позволяет добиться устойчивого положения фронта кристаллизации при колебаниях температуры и скорости вытягивания и, как следствие, равномерности удельного сопротивления по длине ленты;
3) надежный перегрев всего объема расплава над областью кристаллизации в зоне у верхнего края формообразователя во избежание спонтанной кристаллизации в расплаве для удобства управлением процессом при затравлении, а также при регулировании температуры и давления;
4) заданное значение вертикального градиента температуры в растущей ленте вблизи фронта кристаллизации и отсутствие градиента по ширине ленты, что позволяет достигнуть совершенства структуры получаемого материала.
Распределение температуры в рабочей области всецело определяется конструкцией тепловой зоны установки (формой и расположением нагревателей, тигля, формообразователя и системы экранов), причем условию высокой чистоты рабочего пространства удовлетворяет практически единственный конструкционный Материал тепловой зоны—графит.
Наряду с созданием требуемого температурного поля в рабочей области необходимо также жесткое поддержание распределения температуры во времени. Это предъявляет весьма высокие требования к системе автоматического регулирования температурного режима выращивания. Даже малые отклонения температуры ведут к ухудшению структуры материала, к неравномерности распределения примесей, а также могут вызвать нарушение геометрии ленты.
Важным фактором процесса, обусловливающим качество монокристаллов германия, является также стабильность скорости вытягивания, отсутствие толчков и вибрации. Установка для выращивания ленты германия должна иметь прецизионный механизм вытягивания и электропривод, включающий замкнутую систему регулирования скорости с высокой точностью.
Одновременное выращивание монокристаллов германия на несколько затравок—трудная техническая задача, и, по-видимому, наиболее просто необходимые качество монокристаллов и воспроизводимость геометрических размеров могут быть получены именно при использовании способа Степанова.
Для одновременного выращивания шести монокристаллов германия в форме цилиндрических стержней был применен формообразователь, имеющий шесть отполированных и покрытых пироуглеродом отверстий. Уровень расплава в формообразователе поддерживали постоянным, поднимая тигель на заданную высоту по сигналу, поступающему от электрического контактного устройства (расплав—графитовый штырь). Выращивание вели из столбика расплава высотой 1—2 мм. В результате этого образование кристалла происходило на небольшом расстоянии от поверхности формообразователя. В процессе выращивания измеряли температуру в технологической зоне и под дном тигля хромель-алюмелевыми термопарами.
Сравнение изменений температуры в технологической зоне и под дном тигля при колебаниях напряжения на нагревателе позволило установить, что характер и величина этих изменений идентичны, поэтому измерение температуры под тиглем может быть использовано для определения тепловых условий выращивания монокристаллов в технологической зоне. Кроме того, установлено, что эти изменения воздействуют на диаметр монокристалла, т. е. между температурой в зоне кристаллизации и диаметром монокристалла существует корреляция.
Изменение температуры на 0,5—1 град практически не влияет на диаметр стержней. Скачкообразное изменение скорости вытягивания от 1,5 до 2 мм/мин приводит к изменению диаметра на 0,35 мм и вызывает изменение температуры в технологической зоне па 3 град. Однако на существующих установках колебания скорости составляют доли процента, поэтому соответствующие им изменения условии роста практически не оказывают влияния на величину диаметра кристаллов.
При выращивании одного стержня по способу Степанова удастся обеспечить величину разброса диаметра по длине слитка в пределах ±0,15 мм. В более общем случае, т.е. при многостержневом процессе, не удастся без принятия специальных мер добиться того, чтобы температурные, капиллярные, геометрические и другие условия в каждом из отверстии формообразователя были одинаковыми. В связи с этим возникает разброс величин диаметра по группе выращенных монокристаллов, который существенно превышает разброс по диаметру каждого индивидуального слитка и достигает обычно нескольких миллиметров. Опыт показывает, что разброс по группе не удастся уменьшить применением схем контроля и регулирования, воздействующих на всю многостержневую систему в целом. Требуется стабилизация условий в каждом отдельном отверстии формообразователя.
Наиболее сильно воздействующим на диаметр кристалла фактором является положение расплава относительно формообразователя, т. е. высота и диаметр столбика расплава над отверстием формообразователя. При максимально возможном приближении фронта кристаллизации к верхней кромке формообразователя можно получить слитки с разбросом по диаметру ±0,15 мм при точности стабилизации температуры под дном тигля ±2 град. При высоте столбика меньше 0,5—1 мм на растущем слитке возможно образование “затиров”, в результате чего возрастает вероятность образования поликристаллов.
Для идентификации и стабилизации размеров столбика расплава в каждом отверстии формообразователь выполняли в виде конической втулки с резьбовым соединением. Применение таких втулок позволило регулировать расположение расплава по отношению к формообразователю и тем самым компенсировать неодинаковость начальных условий роста монокристаллов в каждом из отверстий. В результате разброс диаметров по партии монокристаллов уменьшился до ±0,2 мм.
Дальнейшее усовершенствование конструкции теплового узла, в частности, разработка прямоугольной тепловой зоны позволила перейти к загрузке 3 и даже 7,5 кг германия с одновременным выращиванием до 21 прутка германия диаметром 8--9 мм и длиной 500 мм Такая конструкция обеспечивает улучшение визуального контроля процесса роста и способствует снижению осевого температурного градиента в кристаллах, а следовательно, и улучшению их структуры. В отдельных экспериментах все выращиваемые прутки (21 шт.) были свободны от дислокации. Прямоугольная тепловая зона оказалась пригодной также для группового выращивания германиевых кристаллов в форме пластин 7x120 мм и длиной до 400 мм.
Способ Степанова может быть применен для выращивания не только тонких и длинных прутков и лент, но и монокристаллов различной формы с увеличенной площадью поперечного сечения. Такие монокристаллы германия необходимы, например, для инфракрасной оптики.
Получают монокристаллы круглого сечения диаметром 100 мм и квадратного сечения со стороной 75 мм. Круглые кристаллы выращивали в направлении [111], квадратные—в направлении [100].
При выращивании монокристаллов но способу Степанова были проведены исследования действия электрического тока в цепи кристалл—расплав на интенсивность и период полосчатости в кристаллах. Монокристаллы выращивали в направлении [111] и легировали сурьмой для получения удельного сопротивления 5—10 Ом •см. Диаметр монокристаллов составлял 16 мм; плотность тока повышали от 0 до 50 А/см2 при выращивании одного и того же кристалла. В слитках, полученных по способу Степанова, обнаружено уменьшение амплитуды и шага полосчатой неоднородности, которое не зависит от направления тока и связано только с выделением тепла Джоуля (т. е. тепло Джоуля превышает тепло Пельтье). Механизм действия электрического тока не вполне ясен. Существенно отметить, что параметры неоднородности контрольных слитков, выращенных в аналогичных условиях по методу Чохральского, практически не изменялись при пропускании электрического тока. Однако при выращивании германиевых лент по способу Степанова действия пропускаемого электрического тока не ограничиваются влиянием на характер полосчатости в монокристаллах. Путем пропускания постоянного электрического тока через границу фаз можно управлять формой фронта кристаллизации при выращивании ленточных кристаллов. Для выбора значении плотностей тока, необходимых для управления формой фронта кристаллизации, следует учитывать соотношение теплот Пельтье и Джоуля, которые соответственно равны:
и (30)
где Р— коэффициент Пельтье;
R— общее сопротивление участков жидкости и кристалла, примыкающих к фронту кристаллизации;
j— плотность тока.
При одном направлении тока эти эффекты будут складываться, при другом вычитаться.
Если плотность тока такова, что WДж > WП то фронт кристаллизации на данном участке поднимется. Если WДж < WП то опустится. При равенстве теплот Джоуля и Пельтье (WДж = WП) пропускание тока не вызовет изменении формы фронта кристаллизации. Соответствующая равновесная плотность тока будет, очевидно, равна:
Принципиальная схема подвода электрического тока к растущему кристаллу показана па рис.11. Такая схема позволяет выравнивать несимметрично перекошенный фронт кристаллизации. Для выравнивания выпуклого или вогнутого фронта необходима установка контактов с обеих сторон ленты и подвод тока с помощью двух независимых электрических цепей. Были опробованы контакты, закрепленные на ленте, и скользящие контакты, а также три вида токоподводов: жесткая графитовая щетка, кисточка из графитовых волосков и графитовая щетка с наклеенным на нее графитовым полотном. Наилучшим оказался последний токоподвод. Он позволял пропускать токи до 8 А, что соответствовало плотности тока около 20 А/см2. Визуальные наблюдения показали, что пропускание электрического тока позволяет управлять формой фронта кристаллизации (что особенно важно на стадиях затравления и в начальный период роста ленты), а также оказывает влияние на морфологию поверхности растущей ленты.
Рис. 11.
Принципиальная схема управления формой фронта кристаллизации:
/—тигель; 2—расплав; 3 — нагреватель; 4—формообразователь; 5—фронт кристаллизации; б— кристалл; 7 — скользящий токоподвод; в—блок изменения силы и направления тока; 9—нижний шток; 10—линии распределения тока85
Формообразователь был изготовлен таким образом, что его теплопроводность в направлении вытягивания была в 30 раз меньше теплопроводности в плоскостях, перпендикулярных направлению вытягивания. Это позволило получить в центральной части формообразователя строго горизонтальное плоскопараллельное температурное поле, тогда как по краям формообразователя изотермические поверхности имели крутой подъем. Таким образом, с одной стороны, обеспечивается равномерное распределение температуры в зоне кристаллизации, с другой—надежный перегрев всего объема расплава.
Перегрев поверхности расплава вблизи формообразователя в торцовой стенки тигля составляет соответственно 32 и 45 град. При использовании формообразователя из обычного графита эти величины составляли 3 — 6 град.
Сравнивались также формообразователи из графита, кварца и пироуглерода, стенки щели которых были покрыты сажей [НО]. Выяснилось, что сажевое покрытие, играя роль демпфирующего слоя, препятствует образованию поверхностных дефектов на ленте даже при значительном снижении фронта кристаллизации. Нанесение сажевого покрытия позволило использовать для выращивания германиевой ленты формообразователь из кварца, достоинство которого в длительном сохранении его верхней кромки, так как благодаря этому на выращенных лентах отсутствуют поверхностные дефекты в виде продольных полос. Существенным недостатком сажевого покрытия является его недолговечность: через каждые 2—3 процесса необходимо наносить новое покрытие.
Поиски подходящего материала формообразователя оказались особенно трудными при выращивании способом Степанова монокристаллов кремния. Главные требования к этому материалу—несмачиваемость расплавом кремния, отсутствие химического взаимодействия с кремнием и отсутствие примесей, способных переходить в расплав кремния [110, 111].
Изучалась пригодность тугоплавких бескислородных соединений для изготовления тиглей и формообразователей [110, 111]. Были опробованы силицированный графит (смачивается кремнием и частично взаимодействует с ним), карбид кремния (взаимодействует с кремнием и смачивается расплавом германия), алюмонитрид бора (расплавом германия не смачивается, кремний после кристаллизации не отделяется от тигля из алюмонитрида бора), нитрид бора (с кремнием не взаимодействует и не смачивается, но после кристаллизации кремний отделяется от тигля с трудом), азотированный карбонитрид бора (имелись следы постепенного разрушения поверхности тигля вследствие взаимодействия с расплавленным кремнием, в кремний в большом количестве переходил в качестве примеси бор), борированный графит (масса тигля уменьшилась на 0,5% после пяти плавок кремния, расплавленный германий с борированный графитом не взаимодействует).
Конструктивная особенность выращивания профильных монокристаллов
Рассмотрим формообразователь с отверстием произвольного контура из несмачиваемого расплавом материала, например графита (краевой угол смачивания 0 > p/2). Формообразователь постепенно погружается в расплав (рис. 12,а), проходя ряд последовательных положений — от I до V. В положении формообразователь касается расплава нижней плоскостью. Давление, при котором расплав подается в щель (Р), равно нулю, а угол между стенкой щели и поверхностью расплава g=p/2.
При дальнейшем погружении формообразователя угол у увеличивается вплоть до величины q. В момент, когда глубина погружения равна (t0+t), линия контакта расплава в формообразователе совпадает с его верхней кромкой (положение IV), и при последующем повышении давления должно иметь место условие “зацепления”. При этом угол g растет до значения 0+л/2, т.е. достигает угла смачивания с горизонтальной поверхностью формообразователя. Дальнейшее погружение формообразователя приводит к растеканию капли.
Как следует из приведенного рисунка, положения II—V соответствуют выпуклым столбам расплава, которые могут быть образованы внутри формообразующего отверстия (положения I - III) или над ним (IV—V). Таким образом, образование столба расплава происходит в формообразователе под действием давления расплава без затравки.
Произведем касание затравки с мениском типа IV или V в предположении, что площадь сечения затравки много меньше площади формообразующего отверстия. При этом образуется граница фазовый переход—фронт кристаллизации и устанавливается его начальное положение (VI).
И, наконец, собственно выращивание кристалла включает в себя ряд переходных состояний фронта кристаллизации—от начального положения V! до положения VIII.
РИС. 12.
Последовательные стадии формирования столба расплава при выращивании сплошных (цилиндрических) (а) и полых трубчатых (б) монокристаллов германия :
1—формообразователь;2—расплав; 3—граница раздела фаз;4 — кристалл
Формообразователи могут быть различных видов. Схематически некоторые из возможных видов формообразователей приведены на рис. 13. На рис. 14 представлены примеры различных вариантов размещения расплава,- из которого производится вытягивание кристалла. Для поддержания постоянства уровня расплава но отношению к формообразующему устройству можно применят различные системы регулирования, в том числе уже применяемые в полупроводниковой металлургии (например, плавающий тигель и другие способы подпитки расплава). На рис. 15 показаны возможные схемы поддержания постоянства уровня расплава при выращивании кристаллов способом Степанова.
Одновременно с выращиванием монокристалла предполагаются возможными последовательная н непрерывная термообработка или нанесение слоев других веществ. В процессе кристаллизации можно получить многослойные структуры с распределенными p n переходами. Следует отметить, что для получения монокристаллических слоистых структур совмещение этих процессов является рациональным лишь при выращивании профилированных кристаллов необходимой формы и с достаточно высоким качеством поверхности. Способ непрерывного выращиванием p n перехода.
РИС. 13.
Схема некоторых возможных видов формообразователей:
а — дополнительное регулирование температуры в зоне формообразования за счет отдельною подогрева щели формообразователя; б—формообразователь—экран помещен под поверхность расплава так, чтобы на поверхности жидкости был изгиб необходимой формы;1—расплав; 2—формообразователь; 3— крышка, закрывающая поверхность расплава; 4— нагреватель
(рис.14)Примеры размещения расплавов
а — в тигле; б — на поверхности твердого куска, из которого выращивают монокристалл; в—в расплавленной зоне, образованной поддерживающим огнеупорным цилиндром;
г—на “пьедестале”;
1 — растущий кристалл; 2 — формообразователь; 3 — расплав; 4 — твердый материал для плавки; 5—тигель; 6—держатель расплава; 7—индуктор для плавления; 8—опора, для формообразователя.
Выращивание полупроводникового кристалла с р— л-переходом начинают с одновременного введения в формующие отверстия необходимой формы двух раздельно укрепленных затравок. В формообразователи подается расплав с определенной легирующей добавкой. Столбики расплава от обеих затравок соединяются вместе, в результате чего вытягивается единый слиток с р—/г-переходом вдоль вертикальной оси. Поскольку кристаллизация расплава происходит несколько выше края формующего устройства, получающиеся кристаллы обладают совершенной структурой.
Далеко не все из приведенных на рис. 13—15 вариантов аппаратурных решений применяются в настоящее время на практике. Но это свидетельствует лишь о больших, еще не исследованных, потенциальных возможностях способа Степанова. Основным отличием способа Степанова от способа Чохральского является применение того или иного формообразователя, роль которого не ограничивается управлением капиллярными условиями кристаллизации. Формообразователь выравнивает тепловое поле вблизи области столба расплава, экранирует тепловое поле расплава в тигле от теплового поля в столбе расплава и в растущем кристалле, уменьшая тем самым колебания температуры вблизи фронта кристаллизации; обеспечивает создание любой желаемой симметрии теплового поля, что особенно важно при выращивании монокристаллов различной ориентации; влияет на распределение дислокации и примесей в вытягиваемом кристалле.
рис. 15.
Схемы поддержания постоянства уровня расплава по отношению к формообразователю:
а—система с опусканием формообразователя; б—система с подъемом тигля; в — регулирование уровня расплава; г—подпитка расплава;
1—растущий кристалл; 2—формообразователь; 3—расплав; 4—электромеханический привод; 5—пневматическая система регулирования уровня расплава; 6—система подпитки расплава
Область применения профильных монокристаллов
Несмотря на успехи, достигнутые в области выращивания профильных полупроводниковых монокристаллов, и в первую очередь — германия, применение таких монокристаллов в полупроводниковом приборостроении еще сопряжено со значительными трудностями, которые обусловлены несколькими причинами.
Во-первых, технология выращивания германия и кремния методом Чохральского совершенствовалась десятилетиями, и профилированный материал вряд ли сможет превзойти по качеству стандартные слитки. При этом следует учитывать, что технология наиболее массовых типов германиевых диодов и транзисторов детально отработана применительно к этому стандартному исходному материалу, и прибористы совершенно не заинтересованы в дополнительных капиталовложениях на корректировку технологии изготовления приборов для перехода на профильные монокристаллы, если только это не приводит к существенному повышению выхода годных приборов или снижению их себестоимости.
Вторая причина трудностей заключается в том, что весовая производительность процесса выращивания профильных монокристаллов сравнительно низка, а себестоимость профильного Германия выше, чем себестоимость слитков, выращенных способом Чохральского, и это сводит к минимуму экономический эффект, обусловленный сокращением потерь дефицитного полупроводникового материала.
Наконец, третья причина заключается в том, что исследовательские работы по технологии выращивания профильных кристаллов, естественно, опережают исследования но применению полученных кристаллов в приборах, и этот сдвиг может быть преодолен лишь через несколько лет.
Поэтому основным направлением технической политики при определении первоочередных областей применения профильных монокристаллов является их опробование в таких новых типах полупроводниковых приборов и в таких новых процессах, где рациональная геометрическая форма профильных монокристаллов может оказаться решающим фактором. Одним из характерных примеров является использование монокристаллических германиевых труб для изготовления германий-литиевых детекторов g-излучения с n—i—р - структурой. В отличие от диодных и транзисторных устройств, имеющих рабочий объем порядка нескольких кубических миллиметров, детекторы g - излучения изготавливаются из кусков монокристаллического германия объемом от 3 до 150 см3. Конструктивно германий-литиевые детекторы подразделяются на пленарные и коаксиальные с рабочим объемом 3--I5 см'1 и 15—150 см3 соответственно. Трубообразный коаксиальный детектор с двумя открытыми концами является в настоящее время наиболее совершенным устройством.
Специфика n—i—p-структуры, выполненной в таких больших объемах, предъявляет особые требования к величине и степени однородности плотности дислокации как параметра, определяющего вольтамперную характеристику детектора. Оптимальная величина плотности дислокации находится в интервале 103-104 см-2 без скоплении и малоугловых границ.
Трубчатые полупроводниковые монокристаллы могут быть использованы также для расширения рабочего диапазона мощных выпрямителей и других приборов. В таких приборах р—n-переход должен быт;; коаксиален боковой цилиндрической поверхности. Элемент герметизируется между двумя медными цилиндрами, причем пространство между стенками корпуса и полупроводниковым элементом заполняется с обеих сторон ртутью, выполняющей роль электрода. При такой конструкции обеспечивается интенсивное двустороннее охлаждение кристалла.
Монокристаллы антимонида индия трубчатой формы предложено применять при изготовлении низковольтных силовых преобразователей электрического тока, основанных на использовании гальваномагнитного эффекта изменения электросопротивления в магнитном поле.
Экспериментальные и расчетные данные свидетельствуют и том, что применение магниторезисторов из антимонида индия позволяет расширить диапазон преобразуемых напряжений в сторону низких значении напряжений до десятых долей вольта при к. п. д. преобразования до 67%. Чтобы получить высокий к. п. д. преобразования при достаточно низких напряжениях, магниторезистор должен иметь форму тонкого кольца, внутренняя и внешняя окружности которого являются токовыми электродами (диск ,Корбино). Размеры кольца определяются конкретной конструкцией преобразователя. Преобразователь, рассчитанный на 1 кВт полезной мощности, может содержать до 50 таких колец, соединенных в параллельные цепи.
Способ Степанова позволяет легко осуществить выращивание ленточных бикристаллов германия с искусственными двойниковыми, симметричными и несимметричными границами. Так как уже известны полупроводниковые приборы, использующие свойства межзеренных границ, то представляет интерес опробование профилированного материала в приборах этого типа.
Перспектива применения германиевых лент и пластин большой площади и качестве подложек привлекает внимание многих исследователей. Есть возможности создания фотодиодов на основе эпитаксиальных слоев арсенида галлия, осажденных на германиевых лентах, полученных но способу Степанова с использованием плавающего формообразователя и гибко подвешенного затравкодержателя. Естественная поверхность ленты на лучших участках имела неровности высотой менее 1 мкм, а на остальных участках была не хуже, чем поверхность обычного германия после химической полировки (~2—3 мкм). Плотность дислокации составляла в среднем 104 см~2, удельное сопротивление ленты 10 Ом-см (разброс не более 5—7%). Образцы были легированы галлием и имели проводимость p-типа.
На полученных структурах были изготовлены фотолитографическим методом мезафотодиоды. Приборы, изготовленные с использованием монокристаллических германиевых лент, обладали практически такими же параметрами, как и приборы контрольной серии, и даже несколько более высокой интегральной чувствительностью, что было обусловлено меньшей толщиной осажденного на лентах слоя арсенида галлия.
Профильные монокристаллы и поликристаллы кремния, полученные способом Степанова, опробовали при изготовлении солнечных фотопреобразователей. Кристаллы кремния р-типа сечением 3х26 мм и 10х20 мм с удельным сопротивлением в диапазоне от 0,1 до 15 Ом-см.
Что касается профильного кремния, то, по зарубежным данным Г1241, монокристаллы в форме пластин и лент представляют наибольший интерес в качестве подложек большой площади для интегральных схем, а также для солнечных батарей.
Примеры на основе кремния
О выращивании кристаллов кремния различного профиля из кварцевого тигля с формообразователями из нитрида бора и борированного графита некототорые данные: диаметр отверстия в формообразователе при выращивании кристаллов круглого сечения был равен 10 мм. При этом разница между уровнем расплава в тигле и высотой верхнего края отверстия, характеризующая давление расплава кремния в отверстии формообразователя, составляла в зависимости от примененного материала и условий процесса 3—5 мм. Кремниевая монокристаллическая затравка представляла в сечении квадрат 3Х3 мм и имела кристаллографическую ориентацию [111].
Выращивание проводили в вакууме »10-3 мм рт. ст. Условия процесса подбирали так, чтобы мениск расплава над отверстием формообразователя был выпуклым, контакта поверхности растущего кристалла с кромкой формообразователя не происходило. Если по каким-либо причинам фронт кристаллизации опускался, управление процессом затруднялось, рост кристалла становился неустойчивым.
Выращивание ленточных кристаллов кремния было более сложным, чем выращивание кристаллов круглых профилей, в основном из-за трудности поддержания постоянного теплового режима. После прекращения процесса обнаруживалось, что оставшийся кремний после затвердевания прочно соединен с материалом формообразователя, и дальнейшее применение последнего невозможно. В этом случае для сохранения формообразователя целесообразно отделять его от расплавленного кремния специальным приспособлением.
Были получены кристаллы кремния круглой формы и кремниевые ленты сечением 4Х13 мм. Диаметр круглых кристаллов отличался от заданного формообразователем на ±0,1 мм, ширина ленты — на ±0,2 мм, толщина ленты выдерживалась без отклонений. Структура полученных кристаллов крупнокристаллическая; лишь один из плоских кристаллов на длине около 40 мм от начала имел монокристаллическую структуру, затем перешел в двойник и далее — в поликристалл. Обнаружено резкое уменьшение удельного электросопротивления кристаллов по сравнению с исходным материалом, имевшим электросопротивление порядка 10 Ом-см, что свидетельствует о диффузии бора Из материала формообразователя в расплав.
Нарушения монокристалличности в самом начале процесса выращивания можно объяснить недостаточной чистотой мат
