英文
czochralski method
简介
半导体晶体生长最主要的方法。利用籽晶坩埚熔体中提拉单晶的技术，由切克劳斯基(J.Czochralski)于1918年首次用此法生长金属晶体，故又称切克劳斯基法，简称CZ法。美国人蒂尔(G.K.Teal)和里特尔(J.B.Little)于1950年用此法拉出锗单晶，蒂尔和布勒(E.Buekler)于1952年用此法拉出硅单晶。
原理与工艺过程 单晶生长的过程如图所示，即建立相应的温度场，在固-液界面形成一定过冷度，在籽晶上进行结晶。工艺可分以下几个阶段：(1)熔料。将坩埚内多晶料全部熔化;(2)引晶。将籽晶放下经烘烤后，使之接触熔体，籽晶向上提拉，控制温度使熔体在籽晶上结晶;(3)缩颈。目的在于减少或消除位错，获得无位错单晶。(4)放肩。使单晶长大到所需要的直径尺寸。(5)等径。单晶保持圆柱形生长。(6)收尾。将单晶直径逐渐缩小，最后呈锥形，以避免位错反延伸。
CZ硅晶体生长示意图
1—电极;2—硅熔体;3—等径生长;4—观察孔;5—放肩;6—缩颈;7—图像传感器;8—卷轴旋转系统;9—提拉绳;10—至真空泵;11—光学系统;12—石英坩埚;13—石墨托;14—石墨加热器;15—保温罩
熔体的流动 在CZ晶体生长过程中，熔体流动状态非常复杂，由于熔体不透明，难以直接观察;因此，常常用数字模拟，实验模拟，以及用X光照射来了解熔体流动。熔体流动图像有5种基本类型的对流，它们是：(1)温度梯度产生的浮力而引起的自然热对流;(2)熔体表面张力梯度引起的马兰哥尼对流;(3)提升晶体引起的强迫对流;(4)晶体旋转引起的强迫对流;(5)坩埚旋转引起的强迫对流。在这5种对流中以热对流和晶转强迫对流最为重要。热对流的速度场完全取决于格拉斯霍夫数。
Gr=gβΔTLL3/ν2
式中g为重力加速度，β为熔体的热膨胀系数，L为特征长度(坩埚半径或熔体深度)，△TL为熔体在特征长度上的温差，ν为熔体的运动粘滞系数。在坩埚底部受热的情况下，则用瑞利数。
R=gβ△TLL3/KLν
代替格拉斯霍夫数，其中KL是熔体的热导率。晶体旋转引起的强制对流常用雷诺数Re来表示。
Re=ωsr2/ν
式中ωs为晶体转速，r为晶体半径。在晶体生长过程中，随着熔体高度降低，晶体导热和散热条件以及与坩埚相对位置不断发生改变。这导致熔体的液流状态和热场的温度分布也随之发生变化。因此在单晶生长时需要选择和及时调整晶体工艺参数，保证单晶继续正常生长和获得性能均匀的高质量单晶是非常重要的。
杂质的分布 为获得一定导电类型和电阻率的单晶体，多以元素或母合金状态作为掺杂剂直接加入坩埚。直拉法晶体生长属正常凝固，因此杂质在晶体中的轴向分布遵循Pfann关系式
Cs＝KC0(1-g)K–1
式中K为杂质的有效分凝系数，C0为熔体中杂质的初始浓度，g是凝固分数。径向分布较轴向分布复杂，径向不均匀性来自(111)小面效应和非稳态分凝。当生长界面上出现(111)小面时，在小面区和非小面区晶体生长速率有很大差别，另外，非稳态分凝常由生长速率和边界层厚度的变化引起。从BPS关系，有效分凝系数可表示为：
可以看到，生长速率v和边界层厚度δ的变化都会引起有效分凝系数Keff的变化，从而造成晶体中杂质浓度的起伏。当温度场的对称轴与晶体生长轴不重合时，瞬时生长速率υ=υ0(1-αcos2πωt)，其中α=2π△Tω/υ0G，这里G是生长界面邻近的轴向温度梯度，△T是界面上一点当晶体旋转一周时的温度变化，υ0是宏观平均生长速率，ω是晶体转速。这种温度场不对称造成杂质呈旋转条纹状分布。熔体热对流将引起杂质呈非旋转条纹分布。它与旋转条纹不同，其间距无规则，振幅与间距都小于旋转条纹。这种条纹叠加在旋转条纹之上。
由于集成电路的飞速发展，要求单晶直径不断趋向大形化。当前直径200mm硅单晶已工业化生产并成为主流产品。直径300mm硅单晶已研制成功，直径400mm的硅单晶也已开始研制。直拉(CZ)法单晶生长技术相对容易掌握且生产率高，现已成为硅、锗及化合物半导体单晶的主要生长方法之一。