CN102668035B - 掺杂物源及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明在于提供一种掺杂物源，其中，B2O3挥发量不易经时降低，长期具有良好的B2O3挥发能力。掺杂物源具有包括硼成分挥发层和耐热层的叠层体，其中，以摩尔%表示，硼成分挥发层含有30～60%的SiO2、10～30%的Al2O3、15～50%的B2O3和2～15%的RO，耐热层含有8～40%的SiO2、40～85%的Al2O3、5～30%的B2O3和0.5～7%的RO，其中，R是碱土金属。叠层体的至少一侧的最外层由硼成分挥发层构成。叠层体还在叠层体内部包括硼成分挥发层。构成叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层中的B2O3的含有率比叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3的含有率低。

Description

掺杂物源及其制造方法
技术领域
本发明涉及掺杂物源及其制造方法。本发明特别涉及用于在硅半导体中使硼扩散而获得P型半导体的掺杂物源及其制造方法。
背景技术
以往，作为在硅半导体基板形成P型区域的方法，已知有掺杂源法、对向BN法、热分解法等。
掺杂物源法是使从与硅晶片等半导体晶片保持一定距离排列的含有B2O3的玻璃陶瓷晶片（掺杂物源）挥发出的B2O3在半导体晶片上沉积（覆盖），使硼成分在半导体基板内热扩散的方法（例如，参照专利文献1）。
对向BN法是具有与掺杂物源法大致相同的工艺的方法。对向BN法与掺杂物源法的不同点在于，使用对氮化硼晶片进行过活性化处理（将BN变换为B2O3的处理）得到的晶片代替玻璃陶瓷晶片。
热分解法是将液状的BCl3、BBr3等鼓泡汽化，使其在预先加热的半导体晶片上覆盖、分解，获得B2O3的沉积膜之后，使其热扩散的方法。
在对向BN法中，掺杂时大致每次都需要对掺杂物源实施活性化处理。另一方面，在掺杂物源法中，活性化处理最初进行1次即可，之后基本不需要。因此，通过使用掺杂物源法能够将p型区域形成的工艺成本抑制得较低。此外，热分解法中，由于使气体覆盖在半导体晶片上，因此在大口径的半导体晶片使B2O3扩散时，存在覆盖量的波动较大的问题。相对于此，在掺杂物源法中，使半导体晶片与相同面积的玻璃陶瓷晶片对置而进行热处理，具有可以抑制硼成分的扩散的波动的优点。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭52-55861号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1中所公开的掺杂物源耐热性较差，因此反复热处理时可能会发生挠曲。如果掺杂物源发生挠曲，则掺杂物源与半导体晶片接触，存在合格率降低或产生B2O3扩散量的波动的问题。此外，专利文献1中所公开的掺杂物源，与对向BN法相比，B2O3挥发量较少，因此，存在B2O3对半导体晶片的热扩散效率较差的问题。
鉴于上述问题，也可以考虑使用具有包括B2O3成分较多的硼成分挥发层和Al2O3含有率较多的耐热层的叠层结构的掺杂物源。该掺杂物源耐热性较高，并且能够使B2O3的挥发量增多。但是，该掺杂物源经时的B2O3挥发量降低，难以长期使用。
因此，本发明的目的在于提供B2O3挥发量不易经时降低、长期具有良好的B2O3挥发能力的掺杂物源。
用于解决课题的方法
本发明的发明人进行了深入的研究，结果发现，在具有包括硼成分挥发层和耐热层的叠层结构的掺杂物源中，通过调整各硼成分挥发层中的B2O3含有率，能够解决上述课题，作为本发明提出。
即，本发明的掺杂物源具有叠层体。叠层体包括硼成分挥发层和耐热层。以摩尔%表示，硼成分挥发层含有30～60%的SiO2、10～30%的Al2O3、15～50%的B2O3和2～15%的RO（R是碱土金属）。以摩尔%表示，耐热层含有8～40%的SiO2、40～85%的Al2O3、5～30%的B2O3和0.5～7%的RO（R是碱土金属）。叠层体的至少一侧的最外层由硼成分挥发层构成。叠层体还在叠层体内部含有硼成分挥发层。构成叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层中B2O3的含有率比叠层体内部的硼成分挥发层中B2O3的含有率低。
硼成分的挥发，从硼成分挥发层中所含有的硼成分产生，因此，本发明的掺杂物源中，硼成分挥发层中B2O3的含有率多达15～50摩尔%。因此，本发明的掺杂物源具备较高的B2O3的挥发能力。此外，本发明的掺杂物源中，耐热层中的Al2O3的含有率多达40～85摩尔%。因此，本发明的掺杂物源具备例如可以耐受1200℃以上的温度的良好的耐热性。
本发明的掺杂物源中，叠层体的至少一侧的最外层由硼成分挥发层构成，并且构成叠层体的最外层的硼成分挥发层中的B2O3含有率比叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3含有率低。这样，通过使位于叠层体的最外层的硼成分挥发层的B2O3含有率相对较低，构成叠层体最外层的硼成分挥发层能够起到B2O3挥发量的调整阀的作用，能够抑制每单位时间的B2O3挥发量。另外，本发明的掺杂物源中，位于叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3含有率相对较高。因此，掺杂物源整体的B2O3含有率较高。因此，可以从掺杂物源挥发的B2O3的量较多。因此，本发明的掺杂物源能够使大量的B2O3长期稳定地挥发。
出于使掺杂物源能够更加长期稳定地挥发B2O3的观点，优选位于叠层体最外层的硼成分挥发层中的B2O3含有率比叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3含有率低1摩尔%以上，更优选低2摩尔%以上。
优选叠层体内部的硼成分挥发层与构成叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层邻接设置。
根据该结构，能够更适当地控制每单位时间的B2O3挥发量，易于长期发挥稳定的B2O3挥发能力。可以认为这是由于叠层体内部的B2O3量更多，即通过设置B2O3的浓度梯度，使BXO3从叠层体内部向表面稳定地供给。
优选构成叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层的厚度比叠层体内部的硼成分挥发层的厚度大。
通过使位于最外层、B2O3含有率较低的硼成分挥发层较厚，能够适当地抑制每单位时间的B2O3挥发量。因此，该结构的掺杂物源能够使B2O3更长期挥发。
优选叠层体的两个最外层分别由硼成分挥发层构成。
根据该结构，B2O3从掺杂物源的两个表面均易于挥发。因此，也易于对配置于掺杂物源的任一表面侧的硅晶片供给B2O3。例如，通过使掺杂物源和硅晶片隔开一定间隔而交替地排列，进行掺杂处理，能够在多个半导体基板上高效地形成p型区域。因此，能够提高P型半导体的生产性。
此外，本发明的掺杂物源中，硼成分挥发层和耐热层中的至少一方可以含有玻璃。此外，硼成分挥发层和耐热层中的至少一方，除了玻璃之外，还可以含有例如Al2O3等的晶体、陶瓷颗粒等。例如，硼成分挥发层由玻璃和玻璃以外的成分组成时，硼成分挥发层整体具有上述结构。另外，耐热层由玻璃和玻璃以外的成分组成时，耐热层整体具有上述结构。
此外，本发明中，玻璃中含有晶化玻璃。即，硼成分挥发层和耐热层中的至少一方可以含有晶化玻璃。硼成分挥发层和耐热层中的至少一方含有晶化玻璃时，优选该晶化玻璃为含有Al4B2O9晶体的晶化玻璃。
此时，由于Al4B2O9晶体为针状晶体，在硼成分挥发层2、耐热层3中，Al4B2O9晶体彼此立体地交织。即，Al4B2O9晶体彼此交错。因此，通过使掺杂物源1中含有Al4B2O9晶体，能够改善掺杂物源1的耐热性。
本发明的掺杂物源的制造方法，涉及上述本发明的掺杂物源的制造方法。本发明的掺杂物源的制造方法，通过对叠层有用于形成硼成分挥发层的第一生片和用于形成耐热层的生片的生片叠层体进行烧制，得到包括硼成分挥发层和耐热层的叠层体。
根据本发明的掺杂物源的制造方法，能够容易地制造上述本发明的掺杂物源。另外，通过适当选择生片的大小，能够容易地制造期望的大小的掺杂物源。另外，由于在制造玻璃陶瓷的铸块之后，无需经过将铸块切断加工为晶片状的工艺，因此能够以低成本制造掺杂物源。
附图说明
图1是本发明的第一实施方式的掺杂物源的概要的截面图。
图2是本发明的第一实施方式的掺杂物源的概要的截面图。
图3是实施例1中制得的掺杂物源的概要的截面图。
图4是实施例2中制得的掺杂物源的概要的截面图。
图5是实施例3中制得的掺杂物源的概要的截面图。
图6是比较例1中制得的掺杂物源的概要的截面图。
图7是比较例2中制得的掺杂物源的概要的截面图。
图8是表示使用实施例1～3和比较例1、2的各掺杂物源、掺杂有硼成分的硅晶片的表面电阻值的经时变化的曲线图。
具体实施方式
（第一实施方式）
图1中表示了本发明的第一实施方式的掺杂物源的概要的截面图。如图1所示，第一实施方式的掺杂物源1由包括硼成分挥发层2和耐热层3的叠层体构成。具体而言，掺杂物源1由交替地叠层有多个硼成分挥发层2和多个耐热层3的叠层体构成。
优选掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2的层数为3层以上，优选为5层以上。因此，掺杂物源1的两个最外层由硼成分挥发层2a构成时，优选叠层体内部的硼成分挥发层2b的层数为3层以上。这是因为掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2的层数越多，能够使可以从掺杂物源1挥发的B2O3的量越多。但是，掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2的层数过多时，掺杂物源1变厚，重量增大。因此，存在难以使用、或者能够投入热扩散炉的硅晶片的片数减少、生产性降低的情况。因此，优选掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2的层数为50层以下，更优选为40层以下。
优选掺杂物源1中所包括的耐热层3的层数为3层以上，更优选为5层以上。这是因为掺杂物源1中所包括的耐热层3的层数越多，提高掺杂物源1的耐热性。但是，掺杂物源1中所包括的耐热层3的层数过多时，掺杂物源1变厚，重量增大。因此，存在难以使用、或者能够投入热扩散炉的硅晶片的片数减少、生产性降低的情况。因此，优选掺杂物源1中所包括的耐热层3的层数为50层以下，更优选为40层以下。
各硼成分挥发层2和耐热层3的厚度没有特别限定。硼成分挥发层2的厚度能够为例如50μm～1000μm。优选硼成分挥发层2的厚度为100μm～500μm。硼成分挥发层2a过薄时，存在难以获得要求的B2O3挥发能力的情况。另一方面，硼成分挥发层2过厚时，存在掺杂物源1容易产生裂缝的情况。
耐热层3的厚度能够为例如30μm～300μm。优选耐热层3的厚度为50μm～100μm。耐热层3过薄时，存在掺杂物源1的耐热性降低的情况。另一方面，耐热层3过厚时，存在掺杂物源1容易产生裂缝的情况。
像本实施方式这样，硼成分挥发层2a位于掺杂物源1的最外层时，优选硼成分挥发层2a比其他硼成分挥发层2b厚。此时，能够提高硼成分挥发层2a作为调整阀的功能，因此能够使掺杂物源更长期地发挥优良的B2O3挥发能力。
硼成分挥发层2，以摩尔%表示，含有30～60%的SiO2、10～30%的Al2O3、15～50%的B2O3和2～15%的RO（R是碱土金属）。其中，碱土金属包括Mg、Ca、Sr和Ba。具体而言，本实施方式的硼成分挥发层2含有玻璃、Al2O3晶体、Al4B2O9晶体等晶体，整体具有上述结构。
说明对硼成分挥发层2中各成分的含有率如上所述地进行限制的理由。其中，以下的说明中只要没有特别说明，“%”表示“摩尔%”。
SiO2是构成硼成分挥发层2中含有的玻璃的网络的成分。SiO2的含有率为30～60%，优选为35～45%。SiO2的含有率过低时，存在掺杂物源1的化学稳定性较低的情况。另一方面，SiO2的含有率过高时，存在玻璃的软化点升高的情况。因此，SiO2的含有率过高时，玻璃的熔融性恶化，玻璃的成型困难，作为结果，存在掺杂物源1的制作变得困难的情况。此外，硼成分挥发层2的玻璃以外的成分中也可以含有SiO2。
Al2O3是与SiO2同时构成硼成分挥发层2中含有的玻璃的网络的成分。Al2O3的含有率为10～30%，优选为15～25%。Al2O3的含有率过低时，存在掺杂物源1的化学稳定性较低的情况。另一方面，Al2O3的含有率过高时，存在硼成分挥发层2的气孔率增大，硼成分挥发层2的强度降低的情况。此外，硼成分挥发层2的玻璃以外的成分中也可以含有Al2O3。
B2O3是挥发成分。B2O3的含有率为15～50%，优选为20～40%。B2O3的含有率过低时，存在来自掺杂物源1的B2O3挥发量变得不充分的情况。另一方面，B2O3的含有率过高时，存在掺杂物源1的化学稳定性较低的情况。此外，B2O3的含有率过高时，存在来自硼成分挥发层2的B2O3挥发量过多，进行掺杂处理时在硅晶片上形成BSi膜的情况。此外，BSi膜用氢氟酸等进行蚀刻也难以除去，成为不良的原因。
硼成分挥发层2中，包括位于构成掺杂物源1的叠层体的最外层的硼成分挥发层2a和位于叠层体内部的硼成分挥发层2b。
在硼成分挥发层2a、2b的任一个中，B2O3的含有率均为15～50%。而位于最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3的含有率比位于内部的硼成分挥发层2b中的B2O3的含有率低。优选位于最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3的含有率比位于内部的硼成分挥发层2b中的B2O3的含有率低1摩尔%以上，更优选低2摩尔%以上。位于最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3的含有率与位于内部的硼成分挥发层2b中的B2O3的含有率之差过小时，不能充分获得最外层的硼成分挥发层2a作为调整阀的功能，存在B2O3从掺杂物源挥发的期间变短的情况。
具体而言，优选位于最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3的含有率为25～35%，更优选为27～32%。另一方面，优选位于内部的硼成分挥发层2b中的B2O3的含有率为30～40%，更优选为30～38%。
RO是促进玻璃化的成分。作为R，能够选择MgO、CaO、SrO、BaO，能够将这些单独使用或者组合2种以上使用。RO的含有率（总量）为2～15%，优选为2.5～10%。RO的含有率过低时，存在难以玻璃化的情况。另一方面，RO的含有率过高时，存在掺杂物源1的化学稳定性较低的情况。此外，硼成分挥发层2的玻璃以外的成分也可以含有RO。
除此以外，硼成分挥发层2中，以提高化学稳定性为目的，还能够含有总量30%以下的ZrO2、TiO2等成分。
耐热层3含有8～40%的SiO2、40～85%的Al2O3、5～30%的B2O3和0.5～7%的RO（R是碱土金属）。具体而言，本实施方式的耐热层3含有玻璃、Al2O3晶体和Al4B2O9晶体等晶体，整体具有上述结构。
接着，说明对耐热层3中的各成分的含有率如上所述地进行限制的理由。
SiO2是构成耐热层3中包含的玻璃的网络的成分。SiO2的含有率为8～40%，优选为20～30%。SiO2的含有率过低时，存在掺杂物源1的化学稳定性较低的情况。另一方面，SiO2的含有率过高时，存在玻璃的软化点升高，B2O3挥发量过少的情况。这是由于玻璃的软化点升高时，玻璃的粘度升高，B2O3的移动被限制而难以挥发。此外，耐热层3的玻璃以外的成分中也可以含有SiO2。
Al2O3是用于保持耐热性的主要成分。Al2O3的含有率为40～85%，优选为40～55%。Al2O3的含有率过低时，存在掺杂物源1的耐热性恶化的情况。另一方面，Al2O3的含有率过高时，存在耐热层3的气孔率增大，掺杂物源1的强度降低的情况。此外，Al2O3也可以作为Al2O3晶体含有。由此，能够进一步提高掺杂物源1的耐热性。
B2O3是耐热层3中所含有的玻璃的结构成分。B2O3的含有率为5～30%，优选为10～30%。B2O3的含有率过低时，存在掺杂物源1的机械强度较低的情况。另一方面，B2O3的含有率过高时，存在耐热层3的耐热性过低，例如在比1200℃低的温度中掺杂物源1上也容易产生变形的情况。此外，耐热层3的玻璃以外的成分中也可以含有B2O3。
RO是促进玻璃化的成分。作为RO，能够选择MgO、CaO、SrO、BaO，能够将这些单独使用或者组合2种以上使用。RO的含有率（总量）为0.5～7%，优选为2.5～6%。RO的含有率过低时存在难以玻璃化的情况。另一方面，RO的含有率过高时存在掺杂物源1的耐热性降低的情况。此外，耐热层3的玻璃以外的成分中也可以含有RO。
此外，以提高耐热层3的耐热性等为目的，还可以使耐热层3含有总量30%以下的ZrO2、TiO2等成分。
优选掺杂物源1含有Al4B2O9晶体。具体而言，优选硼成分挥发层2和耐热层3的至少一方含有Al4B2O9晶体。更优选硼成分挥发层2和耐热层3双方含有Al4B2O9晶体。由于Al4B2O9晶体是针状结晶，因此在硼成分挥发层2、耐热层3中，Al4B2O9晶体之间立体地交织。即，Al4B2O9晶体相互交错。因此，通过使掺杂物源1中含有Al4B2O9晶体，能够改善掺杂物源1的耐热性。另外，通过使掺杂物源1中含有Al4B2O9晶体，能够使B2O3挥发量增多。
优选掺杂物源1中的Al4B2O9的含有率为20～50质量%，更优选为30～50质量%。优选硼成分挥发层2中的Al4B2O9的含有率为10～30质量%，更优选为10～20质量%。此外，优选耐热层3中的Al4B2O9的含有率为30～60质量%，更优选为35～50质量%。Al4B2O9晶体的含有率过低时，存在掺杂物源1的耐热性过低，或者B2O3挥发量过少的情况。另一方面，Al4B2O9晶体的含有率过高时，存在掺杂物源1的气孔率过大，掺杂物源1的强度降低的情况。
可以使硼成分挥发层2和耐热层3的至少一方，除了Al4B2O9晶体以外还含有Al2O3晶体（α-刚玉晶体）。优选各硼成分挥发层2和耐热层3中Al2O3晶体的含有率为0～60质量%，更优选为10～50质量%。此外，Al2O3晶体（α-刚玉晶体）也可以来源于原料氧化铝粉末的未反应成分。
如上所述，本实施方式中，位于叠层体最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3含有率比叠层体内部的硼成分挥发层2b中的B2O3含有率低。即，位于叠层体最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3含有率相对较高，叠层体内部的硼成分挥发层2b中的B2O3含有率相对较高。这样，通过使位于叠层体最外层的硼成分挥发层2a中的B2O3含有率相对较低，能够抑制每单位时间的B2O3挥发量。另外，由于叠层体内部的硼成分挥发层2b中的B2O3含有率相对较高，因此掺杂物源1整体的B2O3含有率较高。所以，可以从掺杂物源1挥发的B2O3的量较多。因此，掺杂物源1能够长期稳定地挥发大量的B2O3。
出于从掺杂物源1更长期稳定地挥发大量的B2O3的观点，优选最外层的硼成分挥发层2a与叠层体内部的硼成分挥发层2b中的B2O3含有率之差为1%以上，更优选为2%以上。
此外，硼成分挥发层2a过薄时，存在不能充分发挥硼成分挥发层2a具有的阀功能的情况。因此，优选硼成分挥发层2a比硼成分挥发层2b厚。通过使硼成分挥发层2a比硼成分挥发层2b厚，能够更长期地挥发B2O3。具体而言，优选硼成分挥发层2a的厚度为50μm以上，更优选为60μm以上。
此外，硼成分挥发层2的结构不同时，通过对硼成分挥发层2进行烧制而形成时的收缩率也不同。因此，掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2的种类（不同结构的数量）越多，有硼成分挥发层2与耐热层3之间产生的变形容易增大，掺杂物源1的耐久性降低的倾向。出于这样的观点，优选掺杂物源1中所包括的硼成分挥发层2为3种以下。
硼成分挥发层2和耐热层3的叠层顺序没有特别限定，优选如图1所示，使硼成分挥发层2与耐热层3交替地叠层。这是由于此时可以进一步提高掺杂物源1的B2O3挥发能力和耐热性。
本实施方式的掺杂物源1中，两个最外层由硼成分挥发层2a构成。因此，B2O3从掺杂物源1的两个表面的任一个均能适当地挥发。因此，将硅晶片配置在掺杂物源1的两个表面中的任一侧时，都能够对掺杂物源1掺杂硼成分。例如，还能够在掺杂物源1的两侧配置硅晶片，在这两个硅晶片上同时形成p型区域。所以，通过使用本实施方式的掺杂物源1，能够以较高的生产性生产p型半导体。
以下，说明实施本发明的优选的方式的其他例子。以下说明中，对于与上述第一实施方式具有实质上相同的功能的部件用同样的符号参照，省略说明。
（第二实施方式）
图2中表示了本实施方式的掺杂物源的概要的截面图。
上述第一实施方式中，说明了最外层的硼成分挥发层2a与耐热层3邻接的例子。但是，本发明不限于该结构。本发明的掺杂物源中，也可以使硼成分挥发层彼此或者耐热层彼此邻接地设置。
如图2所示，本实施方式的掺杂物源中，位于最外层的硼成分挥发层2a与B2O3含有率比硼成分挥发层2a高的硼成分挥发层2b邻接。因此，本实施方式的掺杂物源能够更加长期地发挥稳定的B2O3挥发能力。获得该效果的理由并不明确，可以认为是由于叠层体内部的B2O3量更多，即通过设置B2O3的浓度梯度，B2O3可以从叠层体内部对表面稳定地供给。
此外，还可以考虑在最外层的硼成分挥发层2a的内侧连续配置多个B2O3含有率比硼成分挥发层2a高的多个硼成分挥发层2b。但是，此时，有硼成分挥发层2之间产生的变形较大，掺杂物源1的耐久性降低的可能性。因此，与硼成分挥发层2a邻接配置硼成分挥发层2b时，优选在硼成分挥发层2b的与硼成分挥发层2a相反的一侧配置耐热层3。
（掺杂物源的制造方法）
上述第一和第二实施方式的各掺杂物源的制造方法没有特别限定。以下，说明掺杂物源1的制造方法的一例。
首先，制作用于形成硼成分挥发层2的硼成分挥发层用生片。硼成分挥发层用生片，例如能够按如下所述地制作。
首先，将含有SiO2、Al2O3、B2O3、RO的原料粉末混合为分批配料，例如在1600℃前后熔融，大约1小时玻璃化之后，通过成型、粉碎、分级而得到玻璃粉末。
接着，通过对玻璃粉末添加粘结剂、塑化剂、溶剂等进行混炼形成浆料。其中，为了使Al4B2O9晶体容易析出，也可以在浆料中混合氧化铝粉末。
作为粘结剂，通常使用热塑性树脂。热塑性树脂是提高干燥后的膜强度并赋予柔韧性的成分。浆料中的热塑性树脂的含有率，一般而言，在浆料中为5～30质量%左右。
作为热塑性树脂，能够使用聚甲基丙烯酸丁酯、聚甲基丙烯酸甲酯、聚甲基丙烯酸乙酯等丙烯酸树脂、聚乙烯醇缩丁醛、乙基纤维素等，能够将这些单独使用或者混合使用。
塑化剂是控制干燥速度并对干燥膜赋予柔韧性的成分。塑化剂的含有率，一般而言，在浆料中为0～10质量%左右。作为塑化剂，能够使用邻苯二甲酸丁苄酯、邻苯二甲酸二辛酯、邻苯二甲酸二异辛酯、邻苯二甲酸二仲辛酯、邻苯二甲酸二丁酯等，能够将这些单独使用或者混合使用。
溶剂是用于使原料浆状化的成分。浆料中的溶剂的含有率一般为10～50质量%左右。作为溶剂，能够使用例如松油醇、甲乙酮、二乙二醇单丁醚乙酸酯、2,2,4-三甲基-1,3-戊二醇单异丁酸酯等，能够将这些单独使用或者混合使用。
接着，对于得到的浆料，例如，通过刮刀法，在聚对苯二甲酸乙二酯（PET）等机械和热稳定性优良的膜上成型为片材状，通过使其干燥除去溶剂等。由此，能够制成硼成分挥发层用生片。
原料粉末在硼成分挥发层用生片中所占的比例一般为60～95%质量%左右。
优选硼成分挥发层用生片的厚度为30～1500μm，更优选为50～1000μm，更优选为100～500μm，更加优选为150～300μm。硼成分挥发层用生片过薄时，存在制作变得困难，或者叠层中容易破损的情况。另一方面，硼成分挥发层用生片过厚时，存在干燥中容易产生裂缝的情况。
用刮刀制作硼成分挥发层用生片时，优选浆料的粘度为1～50Pa·s，更优选为2～30Pa·s，更加优选为3～20Pa·s。浆料粘度过低时，可能会发生生片成型时产生凹陷，或生片膜厚的波动较大等问题。另一方面，浆料粘度过高时，浆料的流动性恶化，生片上产生不均、条纹，难以得到均匀的膜。另外，存在浆料对配管和容器的附着量增多，材料损失增大的倾向。其中，浆料的粘度能够通过适当选择粘结剂、塑化剂、溶剂的添加量来调整。
用于耐热层的生片例如将含有SiO2、B2O3、RO的玻璃粉末和氧化铝粉末的混合物作为原料粉末，按照与用于硼成分挥发层的生片同样的方法制作。
将得到的两种生片叠层、压接而使其一体化。叠层的总片数，根据生片的厚度，在例如3～100片的范围内适当选择即可。更优选生片的叠层片数为5～50片。将得到的生片根据需要冲裁为要求的形状。可以在冲裁为要求的形状之后叠层，也可以在叠层后进行冲裁。
此后，能够通过对生片的叠层体进行烧制而得到半导体用硼掺杂部件。优选烧制温度为1000～1300℃，更优选为1100～1200℃。烧制时间根据烧制温度在例如0.5～100小时的范围内适当调整。优选烧制时间为50～100小时。（实施例）
以下，基于实施例详细说明本发明，但是本发明不限于这些实施例。
（实施例1～3和比较例1）首先，混合玻璃原料，使其成为规定的玻璃组成之后，投入白金坩埚中，在1400℃～1650℃熔融3小时。使熔融玻璃流过一对水冷辊，成型为薄板状。然后，将得到的薄板状成型体用球磨机粉碎后，添加乙醇进行湿磨，调整为50%粒径（D50）为2.5μm。通过以上的工序，制作原料玻璃粉末。将该原料玻璃粉末本身作为用于硼成分挥发层的原料。另一方面，作为耐热层用的原料粉末，使用将上述原料玻璃粉末与氧化铝粉末混合并制备为规定的组成的材料。
接着，对各原料粉末添加粘结剂（丙烯酸树脂）、塑化剂（邻苯二甲酸丁苄酯）和溶剂（甲乙酮），制备浆料。使得到的浆料通过刮刀法成型为规定的厚度，分别制作硼成分挥发层用生片和耐热层用生片。干燥之后，切断为具有规定尺寸的圆盘状。接着，使得到的硼成分挥发层用生片和耐热层用生片多片叠层，通过热压接一体化之后，在900～1300℃进行烧制，得到掺杂物源。
其中，实施例1中，叠层硼成分挥发层用生片和耐热层用生片，使硼成分挥发层2和耐热层3如图3所示地叠层。即，实施例1的掺杂物源具有与上述第二实施方式的掺杂物源实质上同样的结构。
实施例2中，叠层硼成分挥发层用生片和耐热层用生片，使硼成分挥发层2和耐热层3如图4所示地叠层。实施例3中，叠层硼成分挥发层用生片和耐热层用生片，使硼成分挥发层2和耐热层3如图5所示地叠层。即，实施例2、3的掺杂物源具有与上述第一实施方式的掺杂物源1实质上同样的结构。
比较例1中，叠层硼成分挥发层用生片和耐热层用生片，使硼成分挥发层2和耐热层3如图6所示地叠层。即，比较例1的掺杂物源，除了将硼成分挥发层2b替换为硼成分挥发层2a以外，具有与上述第一实施方式实质上同样的结构。即，比较例1的掺杂物源仅设置一种硼成分挥发层。
实施例1～3和比较例1的各掺杂物源中，使硼成分挥发层的叠层片数相同。所得到的掺杂物源的硼成分挥发层2和耐热层3的组成如表1所示。
对于这样得到的实施例1～3和比较例1的各掺杂物源，评价耐热性和B2O3挥发性。
通过将烧结体加工为50×10×2mm的长方体，载置于跨度30mm的支撑台上，在对中央施加15g的负重的状态下，对样品整体加热，求出开始变形的温度（耐热温度），评价耐热性。结果如下述表1和图8所示。
如下所述地评价B2O3挥发性。使硅晶片与实施例1～3和比较例1的各掺杂物源隔开一定间隔相对设置在石英舟上，通过在流通过载体气体的电炉内在1150℃烧制2小时，使B2O3覆盖在硅晶片上。对处理后的硅晶片表层用氢氟酸进行蚀刻后，将硅晶片与电极连接，流通电流，测定表面电阻值的经时变化。结果如图8所示。其中，硅晶片的表面电阻值的经时上升较小，表示覆盖在硅晶片上的B2O3量较多，来自掺杂物源的B2OX挥发性良好。
（比较例2）将混合为表1所示的组成的玻璃原料投入白金坩埚中，在1600℃熔融1小时，使其玻璃化。接着，通过将熔融玻璃浇铸到成型体中，进行退火而得到与实施例1的掺杂物源具有相同直径的圆柱状玻璃。对得到的圆柱状玻璃进行热处理使其结晶，切断为与实施例1的掺杂物源具有相同的厚度。因此，比较例2的掺杂物源是由单一的硼成分挥发层2所组成的。对于得到的掺杂物源，与实施例1同样地测定耐热性和B2O3挥发性。结果如下述表1和图8所示。
[表1]
一般而言，如果硅晶片的表面电阻值为3Ω/□，则能够判定为可使用。使用实施例1～3的掺杂物源而覆盖有B2O3的硅晶片的可使用时间为20小时以上，是良好的。另一方面，比较例1和2的掺杂物源的可使用时间较短，为10小时。此外，比较例2的掺杂物源的耐热温度较低，为1100℃。
符号说明
1…掺杂物源2…硼成分挥发层2a…最外层的硼成分挥发层2b…叠层体内部的硼成分挥发层3…耐热层

Claims (8)

1.一种掺杂剂源，其特征在于：
具有包括硼成分挥发层和耐热层的叠层体，其中，以摩尔％表示，硼成分挥发层含有30～60％的SiO2、10～30％的Al2O3、15～50％的B2O3和2～15％的RO，耐热层含有8～40％的SiO2、40～85％的Al2O3、5～30％的B2O3和0.5～7％的RO，其中，R是碱土金属，
所述叠层体的至少一侧的最外层由所述硼成分挥发层构成，并且，所述叠层体还在所述叠层体内部包括所述硼成分挥发层；
构成所述叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层中的B2O3的含有率比所述叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3的含有率低。
2.如权利要求1所述的掺杂剂源，其特征在于：
构成所述叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层中的B2O3的含有率，比所述叠层体内部的硼成分挥发层中的B2O3的含有率低1摩尔％以上。
3.如权利要求1或2所述的掺杂剂源，其特征在于：
所述叠层体内部的硼成分挥发层与构成所述叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层邻接设置。
4.如权利要求1或2所述的掺杂剂源，其特征在于：
构成所述叠层体的至少一侧的最外层的硼成分挥发层比所述叠层体内部的硼成分挥发层厚。
5.如权利要求1或2所述的掺杂剂源，其特征在于：
所述叠层体的两个最外层分别由所述硼成分挥发层构成。
6.如权利要求1或2所述的掺杂剂源，其特征在于：
所述硼成分挥发层和所述耐热层中至少一个含有晶化玻璃。
7.如权利要求6所述的掺杂剂源，其特征在于：
所述晶化玻璃含有Al4B2O9结晶。
8.权利要求1～7中任一项所述的掺杂剂源的制造方法，其特征在于：
通过对生片叠层体进行烧制，其中，所述生片叠层体叠层有用于形成所述硼成分挥发层的第一生片和用于形成所述耐热层的生片，由此得到包括所述硼成分挥发层和所述耐热层的叠层体。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009060761A1 (ja) * 2007-11-09 2009-05-14 Nippon Electric Glass Co., Ltd. ドーパントホストおよびその製造方法
CN112340998B (zh) * 2020-09-30 2023-05-23 重庆鑫景特种玻璃有限公司 一种防护件及其制备方法、微晶玻璃和电子设备

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4282282A (en) * 1977-10-03 1981-08-04 Owens-Illinois, Inc. Barium aluminosilicate glasses, glass-ceramics and dopant
US4846902A (en) * 1988-05-19 1989-07-11 Owens-Illinois Television Products Inc. Solid diffusion source of GD oxide/P205 compound and method of making silicon wafer
JPH0244716A (ja) * 1988-08-05 1990-02-14 Matsushita Electric Ind Co Ltd 不純物導入方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5325789B2 (zh) * 1974-01-07 1978-07-28
JP5382606B2 (ja) 2007-12-25 2014-01-08 日本電気硝子株式会社 半導体用ホウ素ドープ材の製造方法
JP2009117729A (ja) 2007-11-09 2009-05-28 Nippon Electric Glass Co Ltd ドーパントホストおよびその製造方法
WO2009060761A1 (ja) * 2007-11-09 2009-05-14 Nippon Electric Glass Co., Ltd. ドーパントホストおよびその製造方法
CN102176412B (zh) 2007-11-09 2013-12-25 日本电气硝子株式会社 掺杂剂源及其制造方法
JP5476849B2 (ja) 2008-08-20 2014-04-23 日本電気硝子株式会社 ドーパントホスト

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4282282A (en) * 1977-10-03 1981-08-04 Owens-Illinois, Inc. Barium aluminosilicate glasses, glass-ceramics and dopant
US4846902A (en) * 1988-05-19 1989-07-11 Owens-Illinois Television Products Inc. Solid diffusion source of GD oxide/P205 compound and method of making silicon wafer
JPH0244716A (ja) * 1988-08-05 1990-02-14 Matsushita Electric Ind Co Ltd 不純物導入方法

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