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Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung, insbesondere eines
Transistors, wobei während. einer Legierungsbehandlung zum Erzielen einer rekristallisierten Legierungs- zone des einen Leitfähigkeitstyps in einem Halbleiterkörper über eine Legierungsschmelze eine Diffusion zum Erzielen einer Diffusionszone des entgegengesetzten Leitfähigkeitstyps durchgeführt wird.
Das unter dem Namen"Legierungsdiffusion"bekannte Herstellungsverfahren ist in verschiedenen
Ausführungsformen bekannt und wird insbesondere zur Herstellung von Transistoren angewendet. Eshatsich nunmehr ergeben, dass bei bekannten Ausführungsformen dieses Herstellungsverfahrens Schwierigkeiten auftreten, wenn die Stärke der diffundierten Zone, welche als Basiszone dient, äusserst gering, z. B. klei- ner als 1 sein muss, während gleichzeitig der Basiswiderstand minimal sein soll, um einen grossen Fre- quenzbereich, z. B. bis zu 1000 MHz oder mehr, zu bestreichen. Es ergibt sich, dass diese Schwierigkei- ten insbesondere dann auftreten, wenn zur Bildung einer homogenen Legierungsschmelze einige Zeit be- ansprucht wird, was in der Herstellungstechnik oft erwünscht ist, z.
B. zum homogenen Lösen einer später zugesetzten, aktiven Verunreinigung, z. B. Aluminium.
Die Erfindung bezweckt, ein einfaches, verbessertes Verfahren zu schaffen, durch welches die be- kannten Legierungsdiffusionsbehandlungen zur Herstellung von Halbleitervorrichtungen, z. B. Transistoren, mit einem grösseren Frequenzbereich geeignet gemacht werden können.
Bei einem Verfahren eingangs erwähnterArt wird gemäss der Erfindung zunächst eine thermische Vor- behandlung bei einer zum Erzielen einer homogenen Legierungsschmelze ausreichend hohen Temperatur und danach eine Erhitzung auf eine höhere Temperatur vorgenommen, so dass die Front der Legierungs- schmelze schneller in den Körper eindringt als die Diffusionsfront und sich mit letzterer zusammenfügt, worauf die Temperatur erniedrigt wird, bis die Diffusion praktisch aufhört, so dass die Stärke der Diffu-
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de bedingt wird.
An der Stelle, wo eine Legierungsschmelzfront im Körper vorhanden ist und die Temperatur erhöht wird, wird eine grössere Menge des Körpers gelöst, so dass die Legierungsfront tiefer in den Körper eindringt. Die Geschwindigkeit, mit welcher die-Eindringtiefe der Legierungsfront zunimmt, hängt von der Temperaturzunahme ab. Wenn eineDiffusionsfront in den Körper anfangs bis zu einer grösseren Tiefe eingedrungen ist als die Legierurgsfront, erfolgt somit eine Erhitzung auf eine so viel höhere Temperatur, dass die Legierungsfront schneller eindringt als die Diffusionsfront.
In der Praxis wird jedoch stets eine sehr dünne Diffusionszone an der Front der Legierungsschmelze vorangehen, da, auch wenn die Legierungsfront sehr schnell eindringt, immer noch gleichzeitig eine Diffusion von der Legierungsschmelze aus stattfinden wird. Unter der Bezeichnung, dass sich die Front der Legierungsschmelze mit der Diffusionsfront zusammenfügt, wird hier das Erreichen jenes Zustandes verstanden, in dem die Diffusionsfront schneller als es allein durch den Diffusionskoeffizientenderbetreffenden Verunreinigung bedingt wird, u. zw. mit der Geschwindigkeit der Legierungsfront verläuft.
Es ist vorteilhaft, während eines Teiles der thermischen Vorbehandlung die Temperatur konstant zu halten. Es ist aber auch in bestimmten andern Fällen möglich, die thermische Vorbehandlung und die Behandlung auf höherer Temperatur nur mit einer mit der Zeit zunehmenden Temperatur durchzuführen.
Nachdem die Temperatur erreicht ist, bei welcher die Diffusion nahezu aufhört, während der Er-
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niedrigung von der höheren Temperatur zu einem niedrigen TemperatUrwert, \1ird dieAbkühlgeschwindig- keit vorzugsweise verringert, um nachträgliche Spannungen in und in der Nähe der rekristallisierten Le- gierungszone zu verringern.
Die zu diffundierende Verunreinigung kann während der Behandlung aus der Umgebung zugeführt oder auch vorher in die Legierung aufgenommen werden. Sie kann auch in Form einer vordiffundierten Schicht in dem Halbleiterkörper vor dem Legierungsvorgang vorgesehen werden. Ein zu legierendes Material kann anfangs schwach mit dem Körper legiert. und geheftet werden, worauf die Behandlung auf niedrigere Temperatur zur Bildung einer homogenen Schmelze durchgeführt wird.
Es ist oft vorteilhaft. zunächst ein Trägermaterial aufzulegieren und dann durch eine Schmelzbehandlung eine aktive Verunreinigung darin homogen zu lösen. Ein Trägermaterial ist ein Stoff, der nahezu keinen Einfluss auf die Leitfähigkeit des Halbleiters ausübt.
Der Erfindung eignet sich insbesondere zur Verwendung z. B. bei p-Typ Germaniumhalbleitern oder n-Typ Siliziumhalbleitern ; das Trägermaterial kann aus Wismut, Blei oder Zinn bestehen. Im allgemeinen wird Zinn nicht bei einem Germaniumkörper benutzt, da es geneigt ist, bis zu einer zu grossen Tiefe einzulegieren, während Wismut nicht bei einem Siliziumkörper verwendet wird, da es sich nicht hinreichend legiert. Bei Germanium kann vorteilhaft als Diffusionsverunreinigung Antimon und/oder Arsen und als Akzeptormaterial vorzugsweise Aluminium benutzt werden.
Bei Silizium ist das Diffusionsakzeptormaterial vorzugsweise Bor und dasDonatormaterial vorzugswei- se Arsen.
Es wird vorzugsweise gleichzeitig eine zweite rekristallisierte Zone des ändern leitfähigkeitstyps an- gebracht, die eine Ohm'sehe Verbindung mit der Diffusionszone herstellt. Zu diesem Zweck kann vorteil-
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werden, die darauf in zwei Teile geteilt wird, von denen ein Teil zur Bildung der Legierungszone des einen Leitfähigkeitstyps und der andere zur Bildung der Legierungszone des andern Leitfähigkeitstyps bestimmt ist.
Nach dem Anbringen der rekristallisierten Legierungszone des einen Leitfähigkeitstyps und der Diffusionszone wird die Oberfläche der Diffusionszone seitlich von der rekristallisierten Legierungszone des einen Leitfähigkeitstyps vorzugsweise durch Ätzen verringert. Dabei wird vorzugsweise auch durch Ätzung
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der Diffusionszone verringert.
EineAusführungsform des erfindungsgemässen Verfahrens wird nachstehend beispielsweise an Hand der Zeichnung näher erläutert, in der die Fig. l, 2 und 4 Querschnitte in verschiedenen Stufen des Verfahrens zur Herstellung eines Transistors und die Fig. 3 und 5 graphische Darstellungen zur weiteren Erläuterung dieses Verfahrens zeigen.
Die Querschnitte sind in den Fig. l, 2 und 4 deutlichkeitshalber nicht schraffiert.
Eine p-Typ Einkristall-Germaniumplatte mit einem spezifischen Widerstand von 3 Ohm. cm und Abmessungen von 150p x 2 cm x 1, 5 mm wird in eine Legierungsform aus Graphit mit Öffnungen für das Legierungsmaterial an zwanzig Stellen gebracht, die in der Längsrichtung der Platte in nahezu gleichen Abständen voneinander vorgesehen sind.
Eine Wismutkugel mit einem Durchmesser von etwa 175 ja und mit 0, 5 Gew.-l Arsen wird in jeder Öffnung untergebracht und das Ganze wird in Wasserstoff auf 6000C während etwa 3 min erhitzt. Infolge der Erhitzung werden die Kügelchen auf gleiche Weise mit der Platte legiert und derart an dieser gehaftet, dass ihre Stelle auf der Platte fixiert ist. DasArsen wird dem Wismut zur Förderung der Benetzung der Plattenoberfläche durch das Material des Kügelchens zugesetzt. Während der Erhitzung vergrössert sich der Durchmesser der Kugel bis etwa 230 je.
Die Spitze jedes Elektrodenansatzes der Platte, welcher Ansatz durch die Legierungsbehandlung erhalten ist, wird derart abgeschliffen, dass die Kügelchen um etwa 60/1 über der Umgebungsfläche der Platte hervorragen und jede vorstehende Elektrodenkugel wird diametral in zwei Teile geteilt, z. B. mittels eines dünnen Rasiermessers, das einen schmalen Einschnitt bis nahe zur Plattenoberfläche hervorruft.
Jeder Einschnitt wird durch Sandstrahlen in die Platte vertieft.
Fig. 1 zeigt einen Teil der Platte mit einem der Ansätze in dieser Herstellungsstufe.
An der Platte 1 sind die Teile 2 und 3 des Ansatzes schwach legiert, die durch einen Einschnitt 4 voneinander getrennt sind, welcher Einschnitt bis etwa loli in die Platte eindringt. Der Einschnitt 4 hat eine Breite von etwa 12p an der Oberfläche der Platte 1. Infolge des Sandstrahlen werden die Ansätze 2 und 3 auch etwas abgeschliffen und die freigelassene Oberfläche der Platte 1 wird weggeschliffen bis zu einer Tiefe etwa gleich der Eindringtiefe des Einschnittes in der Platte 1.
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wird, kann die langsamere Abkühlung derart geregelt werden, dass ein hoher Grad der Reproduzierbarkeit der Basisstärke bei verschiedenen Vorrichtungen erzielt wird.
Es ist ersichtlich, dass die Platte und der Erhitzungsofen thermische Trägheit haben, so dass die Temperaturänderungen nicht schroff stattfinden können. Der thermische Zyklus der Fig. 3 ist gewissermassen idealisiert, um die betreffenden Grundsätze besser hervorzuheben.
Die letzte Abkühlung unterhalb 650 oder 6000C wird verhältnismässig langsam durchgeführt, da bei hoherAbkühlungsgeschwindigkeit das Material Risse aufweisen kann. Die Kittform wird darauf entfernt.
Fig. 4 zeigt einen Teil der Platte entsprechend dem der Fig. l und 2 in letzterer Stufe. Der Aluminiumbrei wird auf den linken Teil der zwei getrennten Ansatzteile angebracht. Der erstarrte Teil 11 besteht im wesentlichen aus Wismut und enthält Arsen, Antimon, Aluminium und Germanium und der erstarrte Teil 12 besteht im wesentlichen aus Wismut und enthält Arsen, Antimon und Germanium. Die zugehörenden rekristallisierten Zonen 13 und 14 dringen tiefer in die Platte 1 ein als die entspre- chenden Zonen 6 und 7 nach Fig. 1 und bestehen im wesentlichen aus Germanium. Die Zone 13 enthält ausser Germanium Aluminium, Arsen, Antimon und Wismut und die Zone 14 enthält ausser Germanium Arsen, Antimon und Wismut.
Wie üblich sind die Mengen der aktiven Verunreinigungen Aluminium, Arsen und Antimon in den Schmelzen sehr gross im Vergleich zu den Mengen, welche in den rekristallisierten Zonen vorhanden sein können, so dass die Leitfähigkeitstype der Zonen durch die Segregationskoeffizienten der aktiven Verunreinigungen bedingt werden. Die Zone 13 ist des p-Typs infolge der vorherrschenden Wirkung desAluminiumakzeptors und die Zone 14 ist des n-Typs. Es sei bemerkt, dass eine kleine Menge Aluminium in dem rechten geschmolzenen Teil eindringen kann, aber diese Menge ist klein und deren Effekt wird noch durch die Reaktion mit dem Arsen in der Schmelze verringert, so dass dieser Faktor vemachlässigbar ist.
Die Diffusionsschicht 5 hat eine grössere Stärke an der Oberfläche der Platte 1, wodurch ein niedriger Reihenwiderstand erzielt wird, aber nahe den rekristallisierten Zonen 13 und 14 sind die Zonen 15 und 16 sehr dünn, in diesem Falle etwa 518bu. Die Diffusion aus der linken Legierungsfront betrifft Aluminium, Arsen und Antimon und die Diffusion aus der rechten Legierungsfront bezieht sich nur auf Arsen und Antimon. Der Diffusionskoeffizient von Aluminium ist verhältnismässig niedrig, so dass die
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erfolgt annähernd aus undsenbetrachtet. InFig. 5 istdieKonzentration conc gegen den Abstand x in der Platte 1 aufgetragen.
Die horizontalen Linien 17 und 18 deuten die Konzentrationen von Aluminium und Arsen in der rekri- stallisierten Zone 13 und die vertikale Linie 19 deutet die grösste Eindringtiefe der Legierungsfront an. In dieser Figur wird auch der Effekt einer etwaigen, aktiven Verunreinigung in der Platte vernachlässigt.
Der geringe Diffusionsgrad beim Anfang der Abkühlung wird vernachlässigt. Die Wiederverteilung des Aluminiumprozentsatzes infolge der Diffusion während der Abkühlung ist durch die Kurve 20 und die des Arsens durch die Kurve 21 angedeutet. Es wird einleuchten, dass Aluminium vorherrscht, bis eine Tiefe entsprechend dem Punkt 22 erreicht ist. Die wahrnehmbare Diffusion von Arsen hat eine Tiefe entsprechend dem Punkt 23, so dass die Breite der Basis durch den horizontalen Abstand zwischen den Punkten 22 und 23 bedingt wird. Bei langsamerer Abkühlung ist die Diffusion stärker, was durch die gestrichelten Linien 24 und 25 angedeutet ist und die Breite der Basis ist grösser und wird durch den ho- rizontalen Abstand zwischen den Punkten 26 und 27 bedingt.
Die Diffusionsschicht 5 enthält die Donatoren Antimon und Arsen. Es wird jedoch eine kleinere Menge Arsen im Teil 15 der Schicht 5 vorhanden sein, da eine gewisse Reaktion zwischen dem Arsen und dem Aluminium in dem linken Schmelzteil auftritt.
Wismut ist sowohl in den rekristallisierten Zonen 13 und 14 als auch in der Diffusionsschicht 5 vorhanden. Die Mengen Wismut in den Zonen 13 und 14 und in der Schicht 5 sind gering, da Wismut keine grosse Löslichkeit in Germanium aufweist. Das Wismut wird, wie bekannt, als Trägermaterial benutzt, da es keine aktive Verunreinigung bildet und somit praktisch keine Wirkung auf den Leitfähigkeitstyp von Germanium ausübt.
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Die Platte wird in zwanzig Stücke durch Durchschneidung zwischen jedem der nebeneinanderliegenden Paaren von Kontakten 11 und 12, z. B. durch Sägen oder Scheuern der Plattenoberfläche und durch Brechung mit der Hand geteilt.
EinKollektorkontakt und eine Verbindung werden an jedemstück durchauflegierung eines Indiumkü- gelchens mit einem Durchmesser von l mm auf die Platte l gegenüber der Zone 13 durch Erhitzung auf etwa 5000C in Wasserstoff angebracht, wobei nach Abkühlung das Indium auf einen Nickelstreifen gebracht wird, indem die Oberfläche des Indiumkontaktes auf dem Nickelstreifen angebracht wird, der auf einer heissen Platte mit einer Temperatur von etwa 1800C liegt.
Es werden Nickeldrahtverbindungen an den erstarrten Teilen 11 und 12. durch Löten angebracht, indem ein heisser Luftstrahl und Lot mit einem Eutektikum von Blei und Zinn zum Erzielen einer Emitterverbindung und einer Basisverbindung benutzt werden.
Die auf diese Weise fertiggestellten Körper werden darauf elektrolytisch in einem Natriumhydroxydoder Kaliumhydroxydbad dadurch geätzt, dass ein hoher Strom von einigen mA durch die Emitterzufuhr nach der Elektrode 12 geführt wird. Der Boden des Einschnittes 4 wird während des Ätzvorganges durchMaskierlack in dem Einschnitt 4 abgeschirmt und der Lack wird nach Beendigung der Ätzung ge- löst. Die Ätzung wird fortgesetzt, bis ein grosser Teil des Materials unterhalb der Erstarrungszonen 11 und 12 entfernt ist, was durch die gestrichelten Linien 28 und 29 in Fig. 4 angedeutet ist ; der Emitter-Basisübergang wird dabei verkleinert und die Emitter-Basiskapazität wird verringert.
Die geätzten Körper werden darauf gewaschen und getrocknet und gesondert auf bekannte Weise mit einer Hülle versehen.
Bei einem auf diese Weise hergestellten Transistor kann ein Basiswiderstand von nicht mehr als etwa 20 Ohm erreicht werden, so dass der Transistor sich zur Verwendung bei Frequenzen von mehr als 1000 MHz eignet.
Es ist nicht notwendig, eine Periode konstanter Temperatur von 7500C nach Fig. 3 aufrecht zu erhalten, sofern nur eine hinreichend lange Zeit zur Bildung einer homogenen Schmelze zur Verfügung ist, in der Aluminium und Germanium während des ersten Teiles der Erhitzung auf die höhere Temperatur im Gleichgewicht sind und sofern die darauf erfolgende Zunahme der Temperatur sich hinreichend schnell vollzieht, um die Legierungsfront praktisch mit der naheliegenden Diffusionsfront zusammenfallen zu lassen. Die Erhitzung von 6800C auf 8000C lässt sich daher mit einer nahezu konstanten Geschwindigkeit von etwa 500C/min durchführen. Es ist weiter ersichtlich, dass die Eindringtiefe des Einschnittes 4 in die Platte l hinreichend gross sein muss, um die beiden geschmolzenen Zonen voneinander getrennt zuhalten.
Je höher die maximale Erhitzungstemperatur, umso tiefer muss der Einschnitt 4 eindringen.
Die Elektrodenpaare brauchen nicht durch Aufschmelzen einer grösseren Elektrode und durch nach- trägliches Schneiden der letzteren in zwei Teile vorgesehen zu werden. Die Elektroden können bereits anfangs getrennt in einem kleinen Abstand voneinander auflegiert werden, in welchem Falle sich eine Kittform erübrigen kann. Wenn die Platte aus Silizium besteht, werden die Elektroden im allgemeinen bereits anfangs getrennt auflegiert. Das Aluminium oder ein anderer passender Akzeptor kann nicht nur in Form eines Breies, sondern auch durch Aufdampfen auf einem der Elektrodenteile angebracht werden.
Bei einer Germaniumvorrichtung empfiehlt es sich mit einer Platte anzufangen, die aus p-Typ Germanium besteht und bei einer Siliziumvorrichtung empfiehlt sich die Verwendung einer Siliziumplatte des n-Typs, da die üblichen Donatoren schneller in Germanium eindiffundieren als die bekannten Akzeptoren, während die bekannten Akzeptoren schneller in Silizium eindiffundieren als die bekannten Donatoren.
Wenn ein Verfahren vorstehend beschriebener Art zur Herstellung eines Siliziumtransistors durchgeführt wird, müssen die Temperaturen höher gewählt werden, um die Diffusion in und die Legierung auf Silizium zu sichern. Es können dann zwei Zinnkügelchen als Trägermaterial benutzt werden und das Diffusionsmaterial kann in diesem Falle Bor oderphosphor sein, welche Verunreinigungen in Form einer vordiffundierten Schicht in der Platte vorgesehen werden können. Es kann Aluminiumbrei auf einen Ansatz im wesentlichen aus Zinn und auch mit Silizium und Bor und/oder Phosphor gestrichen werden, worauf das Ganze in einer arsenhaltigen Atmosphäre erhitzt wird.
Das Arsen greift die geschmolzene Zone mit dem Aluminium nicht an und die rekristallisierte Zone ist nach wie vor des p-Leitfähigkeitstyps, während die andere geschmolzene Zone Arsen aufnimmt und des n-Typs wird. Die Aufnahme von Arsen zum Erzielen einer homogenen Schmelzzone mit einer hinreichenden Arsenmenge beansprucht gewisse Zeit, aber nicht eine so lange Zeit wie die homogene Zone mit Aluminium in dem vorstehend beschriebenen Beispiel, in dem ein Germaniumkörper verwendet wird ; die letzte Erhitzung wird auf gleiche Weise auf eine höhere Temperatur durchgeführt, so dass die Legierungsfront die naheliegende Diffusionsfront überholt.
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Es ist weiter nicht notwendig, zwei rekristallisierte Zonen des n-Typs bzw. des p-Typs auf die vorstehend geschilderte Weise anzubringen durch Anwendung zweier gesonderter Kügelchen oder durch Anbringung eines einzigen, später geteilten Kügelchens, da eine Ohm'sche Elektrodenverbindung mit der Diffusionszone auf andere bekannte Weise erhalten werden kann, indem eines der Kügelchen später aufgeschmolzen wird. Im allgemeinen jedoch wird die Verbindung mit der Diffusionszone vorzugsweise nahe an der Emitterzone angebracht, um den Widerstand zwischen der Basiselektrode auf der Diffusionszone und dem Diffusionszonen-Emitter-pn-Übergang niedrig zu halten.
PATENTANSPRÜCHE :
1. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung, wobei während einer Legierungsbehandlung zum Erzielen einer rekristallisierten Legierungszone des einen Leitfähigkeitstyps in einem Halbleiterkörper über eine Legierungschmelze eine Diffusion zum Erzielen einer Diffusionszone des entgegengesetzten Leitfähigkeitstyps durchgeführt wird, dadurch gekennzeichnet, dass zunächst eine thermische Vorbehandlung bei einer zum Erzielen einer homogenen Legierungsschmelze ausreichend hohen Temperatur vorgenommen wird und danach eine Erhitzung auf eine höhere Temperatur vorgenommen wird, so dass die Legierungsschmelzfront schneller in den Körper eindringt als die Diffusionsfront und sich mit letzterer zusammenfügt, worauf die Temperatur erniedrigt wird, bis die Diffusion praktisch aufhört,
so dass die Stärke der Diffusionszone nahe der Stelle der grössten Eindringtiefe der Legierungsfront durch die Abkühlperiode bedingt wird.
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Method of manufacturing a semiconductor device
The invention relates to a method for manufacturing a semiconductor device, in particular one
Transistor, being during. an alloy treatment to achieve a recrystallized alloy zone of one conductivity type in a semiconductor body via an alloy melt, a diffusion to achieve a diffusion zone of the opposite conductivity type is carried out.
The manufacturing process known under the name "alloy diffusion" is in various ways
Embodiments are known and are used in particular for the production of transistors. It has now been found that with known embodiments of this manufacturing process difficulties arise when the thickness of the diffused zone, which serves as the base zone, is extremely small, e.g. B. must be less than 1, while at the same time the base resistance should be minimal in order to cover a large frequency range, e. B. up to 1000 MHz or more. It turns out that these difficulties arise in particular when it takes some time to form a homogeneous alloy melt, which is often desirable in manufacturing technology, e.g.
B. to homogeneously dissolve a later added, active impurity, z. B. aluminum.
The invention aims to provide a simple, improved method by which the known alloy diffusion treatments for the manufacture of semiconductor devices, e.g. B. transistors can be made suitable with a wider frequency range.
In a method of the type mentioned at the beginning, according to the invention, first a thermal pretreatment is carried out at a temperature high enough to achieve a homogeneous alloy melt and then heating to a higher temperature so that the front of the alloy melt penetrates the body faster than the Diffusion front and merges with the latter, whereupon the temperature is lowered until the diffusion practically ceases, so that the strength of the diffusion
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de is conditioned.
At the point where an alloy melt front is present in the body and the temperature is increased, a larger amount of the body is dissolved, so that the alloy front penetrates deeper into the body. The speed with which the penetration depth of the alloy front increases depends on the increase in temperature. If a diffusion front has initially penetrated the body to a greater depth than the alloy front, it is heated to a temperature so much higher that the alloy front penetrates faster than the diffusion front.
In practice, however, a very thin diffusion zone will always precede the front of the alloy melt, since even if the alloy front penetrates very quickly, diffusion from the alloy melt will still take place at the same time. The term that the front of the alloy melt merges with the diffusion front is understood here to mean reaching the state in which the diffusion front is caused more quickly than is solely due to the diffusion coefficient of the impurity concerned, and the like. between the speed of the alloy front.
It is advantageous to keep the temperature constant during part of the thermal pretreatment. However, in certain other cases it is also possible to carry out the thermal pretreatment and the treatment at a higher temperature only at a temperature that increases with time.
After the temperature is reached at which the diffusion almost stops, during the
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If the temperature is lowered from the higher temperature to a lower temperature value, the cooling rate is preferably reduced in order to reduce subsequent stresses in and in the vicinity of the recrystallized alloy zone.
The impurity to be diffused can be added from the environment during the treatment or it can be absorbed into the alloy beforehand. It can also be provided in the form of a prediffused layer in the semiconductor body before the alloying process. A material to be alloyed may initially be weakly alloyed with the body. and tacked, whereupon the treatment is carried out at a lower temperature to form a homogeneous melt.
It is often beneficial. first to alloy a carrier material and then to dissolve an active impurity homogeneously in it by means of a melt treatment. A carrier material is a substance that has almost no influence on the conductivity of the semiconductor.
The invention is particularly suitable for use e.g. B. p-type germanium semiconductors or n-type silicon semiconductors; the carrier material can consist of bismuth, lead or tin. In general, tin is not used in a germanium body because it tends to alloy to too great a depth, while bismuth is not used in a silicon body because it does not alloy sufficiently. In the case of germanium, antimony and / or arsenic can advantageously be used as diffusion impurities and preferably aluminum as acceptor material.
In the case of silicon, the diffusion acceptor material is preferably boron and the donor material is preferably arsenic.
A second recrystallized zone of the different conductivity type is preferably applied at the same time, which creates an ohmic connection with the diffusion zone. For this purpose, advantageous
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which is then divided into two parts, one of which is intended to form the alloy zone of one conductivity type and the other to form the alloy zone of the other conductivity type.
After the application of the recrystallized alloy zone of one conductivity type and the diffusion zone, the surface of the diffusion zone is reduced to the side of the recrystallized alloy zone of one conductivity type, preferably by etching. This is preferably also done by etching
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the diffusion zone is reduced.
An embodiment of the method according to the invention is explained in more detail below, for example with reference to the drawing, in which FIGS. 1, 2 and 4 show cross-sections in different stages of the method for producing a transistor and FIGS. 3 and 5 show graphic representations to further explain this method.
The cross sections are not hatched in FIGS. 1, 2 and 4 for the sake of clarity.
A p-type single crystal germanium plate with a resistivity of 3 ohms. cm and dimensions of 150p x 2 cm x 1.5 mm is placed in an alloy mold made of graphite with openings for the alloy material at twenty places which are provided in the longitudinal direction of the plate at almost equal distances from each other.
A bismuth ball with a diameter of about 175 yes and with 0.5% by weight of arsenic is placed in each opening and the whole is heated in hydrogen to 6000 ° C. for about 3 minutes. As a result of the heating, the spheres are alloyed in the same way with the plate and adhered to it in such a way that their position on the plate is fixed. The arsenic is added to the bismuth to promote wetting of the plate surface by the material of the bead. During the heating process, the diameter of the sphere increases to around 230 each.
The tip of each electrode lug of the plate, which lug is obtained by the alloy treatment, is ground so that the spheres protrude about 60/1 above the surrounding surface of the plate and each protruding electrode sphere is diametrically divided into two parts, e.g. B. by means of a thin razor, which creates a narrow incision close to the plate surface.
Each incision is deepened into the plate by sandblasting.
Fig. 1 shows part of the plate with one of the approaches in this manufacturing stage.
On the plate 1, the parts 2 and 3 of the approach are weakly alloyed, which are separated from one another by an incision 4, which incision penetrates up to about loli in the plate. The incision 4 has a width of about 12p on the surface of the plate 1. As a result of the sandblasting, the projections 2 and 3 are also slightly abraded and the exposed surface of the plate 1 is abraded to a depth approximately equal to the penetration depth of the incision in the plate 1.
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is, the slower cooling can be controlled in such a way that a high degree of reproducibility of the base thickness is achieved in different devices.
It can be seen that the plate and the heating furnace have thermal inertia so that the temperature changes cannot take place abruptly. The thermal cycle of FIG. 3 is idealized in a sense to better emphasize the principles involved.
The last cooling below 650 or 6000C is carried out relatively slowly, since the material can show cracks at high cooling rates. The putty mold is then removed.
Fig. 4 shows a part of the plate corresponding to that of Figs. 1 and 2 in the latter stage. The aluminum paste is applied to the left part of the two separate attachment parts. The solidified part 11 consists essentially of bismuth and contains arsenic, antimony, aluminum and germanium, and the solidified part 12 consists essentially of bismuth and contains arsenic, antimony and germanium. The associated recrystallized zones 13 and 14 penetrate deeper into the plate 1 than the corresponding zones 6 and 7 according to FIG. 1 and consist essentially of germanium. Zone 13 contains aluminum, arsenic, antimony and bismuth in addition to germanium and zone 14 contains arsenic, antimony and bismuth in addition to germanium.
As usual, the amounts of the active impurities aluminum, arsenic and antimony in the melts are very large compared to the amounts which can be present in the recrystallized zones, so that the conductivity type of the zones is determined by the segregation coefficients of the active impurities. Zone 13 is p-type due to the prevailing effect of the aluminum acceptor and zone 14 is n-type. It should be noted that a small amount of aluminum can penetrate into the right molten part, but this amount is small and its effect is further reduced by the reaction with the arsenic in the melt, so this factor is negligible.
The diffusion layer 5 has a greater thickness on the surface of the plate 1, as a result of which a low series resistance is achieved, but near the recrystallized zones 13 and 14 the zones 15 and 16 are very thin, in this case about 518bu. The diffusion from the left alloy front relates to aluminum, arsenic and antimony and the diffusion from the right alloy front relates only to arsenic and antimony. The diffusion coefficient of aluminum is relatively low, so that the
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is approximately seen from the outside. InFig. 5 the concentration conc is plotted against the distance x in the plate 1.
The horizontal lines 17 and 18 indicate the concentrations of aluminum and arsenic in the recrystallized zone 13 and the vertical line 19 indicates the greatest penetration depth of the alloy front. In this figure, the effect of any active contamination in the plate is also neglected.
The low degree of diffusion at the start of cooling is neglected. The redistribution of the aluminum percentage due to the diffusion during cooling is indicated by curve 20 and that of the arsenic by curve 21. It will be evident that aluminum will predominate until a depth corresponding to point 22 is reached. The perceptible diffusion of arsenic has a depth corresponding to point 23, so that the width of the base is determined by the horizontal distance between points 22 and 23. With slower cooling, the diffusion is stronger, which is indicated by the dashed lines 24 and 25 and the width of the base is greater and is caused by the horizontal distance between the points 26 and 27.
The diffusion layer 5 contains the donors antimony and arsenic. However, a smaller amount of arsenic will be present in part 15 of layer 5, since some reaction occurs between the arsenic and aluminum in the left melting part.
Bismuth is present both in the recrystallized zones 13 and 14 and in the diffusion layer 5. The amounts of bismuth in zones 13 and 14 and in layer 5 are small, since bismuth is not very soluble in germanium. As is known, bismuth is used as a carrier material because it does not form any active impurity and thus has practically no effect on the conductivity type of germanium.
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The board is cut into twenty pieces by cutting between each of the adjacent pairs of contacts 11 and 12, e.g. B. divided by sawing or scrubbing the plate surface and by breaking by hand.
A collector contact and a connection are attached to each piece by alloying an indium ball with a diameter of 1 mm on the plate 1 opposite the zone 13 by heating to about 5000C in hydrogen, after which the indium is brought onto a nickel strip by touching the surface of the Indium contact is attached to the nickel strip, which is on a hot plate with a temperature of about 1800C.
Nickel wire connections are attached to the solidified parts 11 and 12 by soldering using a hot air jet and solder with a eutectic of lead and tin to achieve an emitter connection and a base connection.
The bodies finished in this way are then electrolytically etched in a sodium hydroxide or potassium hydroxide bath in that a high current of a few mA is passed through the emitter supply to the electrode 12. The bottom of the incision 4 is shielded during the etching process by masking lacquer in the incision 4 and the lacquer is loosened after the end of the etching. The etching is continued until a large part of the material below the solidification zones 11 and 12 has been removed, which is indicated by the dashed lines 28 and 29 in FIG. 4; the emitter-base junction is made smaller and the emitter-base capacitance is reduced.
The etched bodies are then washed and dried and sheathed separately in a known manner.
A transistor made in this way cannot achieve a base resistance of more than about 20 ohms, so that the transistor is suitable for use at frequencies in excess of 1000 MHz.
It is not necessary to maintain a constant temperature period of 7500C according to FIG. 3, provided that there is a sufficiently long time for the formation of a homogeneous melt in which aluminum and germanium during the first part of the heating to the higher temperature in Are in equilibrium and provided that the subsequent increase in temperature takes place sufficiently quickly to make the alloy front practically coincide with the nearby diffusion front. The heating from 6800C to 8000C can therefore be carried out at an almost constant rate of around 500C / min. It can also be seen that the depth of penetration of the incision 4 into the plate 1 must be large enough to keep the two melted zones separated from one another.
The higher the maximum heating temperature, the deeper the incision 4 must penetrate.
The electrode pairs do not need to be provided by melting a larger electrode and then cutting the latter into two parts. The electrodes can already be alloyed separately at a small distance from one another at the beginning, in which case a cement form can be unnecessary. If the plate is made of silicon, the electrodes are generally alloyed separately at the beginning. The aluminum or another suitable acceptor can be attached to one of the electrode parts not only in the form of a slurry, but also by vapor deposition.
For a germanium device it is advisable to start with a plate made of p-type germanium and for a silicon device it is advisable to use an n-type silicon plate, since the usual donors diffuse into germanium faster than the known acceptors, while the known acceptors diffuse faster into silicon than the known donors.
If a method of the type described above is carried out for the production of a silicon transistor, the temperatures must be selected higher in order to ensure the diffusion in and the alloy on silicon. Two tin spheres can then be used as carrier material and the diffusion material in this case can be boron or phosphorus, which impurities can be provided in the form of a prediffused layer in the plate. It can be painted aluminum paste on a base consisting essentially of tin and also with silicon and boron and / or phosphorus, whereupon the whole thing is heated in an arsenic-containing atmosphere.
The arsenic does not attack the molten zone with the aluminum and the recrystallized zone is still of the p-conductivity type, while the other molten zone takes up arsenic and becomes the n-type. The uptake of arsenic to achieve a homogeneous melting zone with a sufficient amount of arsenic takes some time, but not as long as the homogeneous zone with aluminum in the example described above, in which a germanium body is used; the final heating is carried out in the same way to a higher temperature, so that the alloy front overtakes the nearby diffusion front.
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It is also not necessary to apply two recrystallized zones of the n-type or the p-type in the manner described above by using two separate beads or by attaching a single, later divided bead, since there is an ohmic electrode connection with the diffusion zone can be obtained in another known manner by later melting one of the beads. In general, however, the connection with the diffusion zone is preferably made close to the emitter zone in order to keep the resistance between the base electrode on the diffusion zone and the diffusion zone-emitter-pn-junction low.
PATENT CLAIMS:
1. A method for producing a semiconductor device, wherein during an alloy treatment to achieve a recrystallized alloy zone of one conductivity type in a semiconductor body via an alloy melt, a diffusion to achieve a diffusion zone of the opposite conductivity type is carried out, characterized in that first a thermal pretreatment in one to achieve a homogeneous alloy melt is carried out at a sufficiently high temperature and then heated to a higher temperature, so that the alloy melt front penetrates the body faster than the diffusion front and merges with the latter, whereupon the temperature is lowered until the diffusion practically ceases,
so that the strength of the diffusion zone near the point of greatest penetration depth of the alloy front is determined by the cooling period.