Използване на бърз растеж на SiC монокристалCVD-SiC насипно състояниеИзточник чрез сублимационен метод
Чрез използване на рециклираниCVD-SiC блоковекато източник на SiC, кристалите SiC бяха успешно отгледани със скорост от 1,46 mm/h чрез метода PVT. Микротръбата и плътността на дислокациите на отглеждания кристал показват, че въпреки високата скорост на растеж, качеството на кристала е отлично.
Силициев карбид (SiC)е широколентов полупроводник с отлични свойства за приложения при високо напрежение, висока мощност и висока честота. Търсенето му нарасна бързо през последните години, особено в областта на силовите полупроводници. За мощни полупроводникови приложения монокристалите SiC се отглеждат чрез сублимиране на източник на SiC с висока чистота при 2100–2500°C, след което се рекристализират върху зародишен кристал с помощта на метода на физическия транспорт на парите (PVT), последвано от обработка за получаване на монокристални субстрати върху пластини . традиционно,SiC кристалисе отглеждат с помощта на метода PVT при скорост на растеж от 0,3 до 0,8 mm/h за контролиране на кристалността, което е относително бавно в сравнение с други монокристални материали, използвани в полупроводникови приложения. Когато кристалите SiC се отглеждат при високи скорости на растеж, използвайки метода PVT, не е изключено влошаване на качеството, включително въглеродни включвания, намалена чистота, поликристален растеж, образуване на граници на зърната и дефекти на дислокация и порьозност. Следователно бързият растеж на SiC не е разработен и бавният темп на растеж на SiC е основна пречка за производителността на SiC субстрати.
От друга страна, последните доклади за бърз растеж на SiC използват методи за високотемпературно химическо отлагане на пари (HTCVD), а не метода PVT. Методът HTCVD използва пара, съдържаща Si и C, като източник на SiC в реактора. HTCVD все още не е използван за широкомащабно производство на SiC и изисква допълнителни изследвания и разработки за комерсиализация. Интересно е, че дори при висока скорост на растеж от ~3 mm/h, монокристалите SiC могат да се отглеждат с добро качество на кристалите, използвайки метода HTCVD. Междувременно SiC компонентите са били използвани в полупроводникови процеси в тежки среди, които изискват контрол на процеса с изключително висока чистота. За приложения на полупроводникови процеси, SiC компоненти с чистота ~99,9999% (~6N) обикновено се приготвят чрез CVD процес от метилтрихлоросилан (CH3Cl3Si, MTS). Въпреки това, въпреки високата чистота на CVD-SiC компонентите, те са били изхвърлени след употреба. Напоследък изхвърлените CVD-SiC компоненти се считат за източници на SiC за растеж на кристали, въпреки че все още са необходими някои процеси на възстановяване, включително раздробяване и пречистване, за да се отговори на високите изисквания на източник на растеж на кристали. В това проучване използвахме изхвърлени CVD-SiC блокове за рециклиране на материали като източник за отглеждане на SiC кристали. CVD-SiC блоковете за монокристален растеж бяха приготвени като натрошени блокове с контролиран размер, значително различни по форма и размер в сравнение с търговския SiC прах, който обикновено се използва в PVT процеса, следователно поведението на SiC монокристалния растеж се очакваше да бъде значително различни. Преди провеждането на експерименти за растеж на монокристал SiC, бяха извършени компютърни симулации за постигане на високи скорости на растеж и термичната зона беше конфигурирана съответно за растеж на един кристал. След растежа на кристалите, отгледаните кристали бяха оценени чрез томография на напречно сечение, микро-Раманова спектроскопия, рентгенова дифракция с висока разделителна способност и рентгенова топография на синхротронен бял лъч.
Фигура 1 показва CVD-SiC източника, използван за PVT растеж на SiC кристали в това изследване. Както е описано във въведението, CVD-SiC компонентите са синтезирани от MTS чрез CVD процеса и са оформени за използване в полупроводници чрез механична обработка. N е добавен в CVD процеса, за да се постигне проводимост за приложения на полупроводникови процеси. След използване в полупроводникови процеси компонентите на CVD-SiC бяха раздробени, за да се подготви източникът за растеж на кристали, както е показано на фигура 1. Източникът на CVD-SiC беше подготвен като плочи със средна дебелина от ~0,5 mm и среден размер на частиците от 49.75 мм.
Фигура 1: CVD-SiC източник, приготвен чрез базирания на MTS CVD процес.
Използвайки източника CVD-SiC, показан на фигура 1, кристалите SiC се отглеждат по метода PVT в пещ за индукционно нагряване. За да се оцени разпределението на температурата в топлинната зона, беше използван търговски симулационен код VR-PVT 8.2 (STR, Република Сърбия). Реакторът с термичната зона е моделиран като 2D осесиметричен модел, както е показано на фигура 2, с неговия мрежест модел. Всички материали, използвани в симулацията, са показани на Фигура 2, а техните свойства са изброени в Таблица 1. Въз основа на резултатите от симулацията, SiC кристалите са отгледани с помощта на PVT метода при температурен диапазон от 2250–2350°C в Ar атмосфера при 35 Torr за 4 часа. 4° извън оста 4H-SiC пластина беше използвана като SiC зародиш. Отгледаните кристали бяха оценени чрез микро-Раманова спектроскопия (Witec, UHTS 300, Германия) и XRD с висока разделителна способност (HRXRD, X'Pert-PROMED, PANalytical, Холандия). Концентрациите на примеси в отгледаните кристали SiC бяха оценени с помощта на динамична вторична йонна масспектрометрия (SIMS, Cameca IMS-6f, Франция). Плътността на дислокация на отгледаните кристали беше оценена с помощта на рентгенова топография на синхротронен бял лъч в източника на светлина Pohang.
Фигура 2: Диаграма на термична зона и мрежест модел на PVT растеж в пещ за индукционно нагряване.
Тъй като методите HTCVD и PVT отглеждат кристали при равновесие газ-твърда фаза в предната част на растежа, успешният бърз растеж на SiC чрез метода HTCVD предизвика предизвикателството за бърз растеж на SiC чрез метода PVT в това изследване. Методът HTCVD използва източник на газ, който лесно се контролира от потока, докато методът PVT използва твърд източник, който не контролира директно потока. Скоростта на потока, осигурена на фронта на растеж в PVT метода, може да се контролира от скоростта на сублимация на твърдия източник чрез контрол на разпределението на температурата, но не е лесно да се постигне прецизен контрол на разпределението на температурата в практически системи за растеж.
Чрез увеличаване на температурата на източника в PVT реактора, скоростта на растеж на SiC може да се увеличи чрез увеличаване на скоростта на сублимация на източника. За да се постигне стабилен растеж на кристалите, контролът на температурата в предната част на растежа е от решаващо значение. За да се увеличи скоростта на растеж без образуване на поликристали, трябва да се постигне високотемпературен градиент в предната част на растежа, както е показано от растежа на SiC чрез метода HTCVD. Неадекватната вертикална топлопроводимост към задната част на капачката трябва да разсее натрупаната топлина във фронта на растеж чрез топлинно излъчване към повърхността на растежа, което води до образуването на излишни повърхности, т.е. поликристален растеж.
Процесите на пренос на маса и прекристализация в метода PVT са много подобни на метода HTCVD, въпреки че се различават по източника на SiC. Това означава, че бързият растеж на SiC също е постижим, когато скоростта на сублимация на източника на SiC е достатъчно висока. Въпреки това, постигането на висококачествени SiC монокристали при високи условия на растеж чрез PVT метода има няколко предизвикателства. Търговските прахове обикновено съдържат смес от малки и големи частици. Поради разликите в повърхностната енергия, малките частици имат относително високи концентрации на примеси и сублимират преди големите частици, което води до високи концентрации на примеси в ранните етапи на растеж на кристала. Освен това, тъй като твърдият SiC се разлага на парни видове като C и Si, SiC2 и Si2C при високи температури, твърдият C неизбежно се образува, когато източникът на SiC се сублимира при PVT метода. Ако образуваният твърд С е малък и достатъчно лек, при условия на бърз растеж малките С частици, известни като „С прах“, могат да бъдат транспортирани до повърхността на кристала чрез силен трансфер на маса, което води до включвания в порасналия кристал. Следователно, за да се намалят металните примеси и C прах, размерът на частиците на източника на SiC обикновено трябва да се контролира до диаметър по-малък от 200 μm, а скоростта на растеж не трябва да надвишава ~0,4 mm/h, за да се поддържа бавен масов трансфер и да се изключи плаване C прах. Металните примеси и C прах водят до разграждане на отгледаните SiC кристали, които са основните пречки за бързия растеж на SiC чрез PVT метода.
В това изследване са използвани натрошени източници на CVD-SiC без малки частици, елиминирайки плаващ C прах при силен масопренос. По този начин структурата на термичната зона е проектирана с помощта на базиран на мултифизична симулация PVT метод за постигане на бърз растеж на SiC, а симулираното температурно разпределение и температурен градиент са показани на Фигура 3а.
Фигура 3: (а) Температурно разпределение и температурен градиент близо до фронта на растеж на PVT реактора, получени чрез анализ на крайните елементи, и (б) вертикално температурно разпределение по осесиметричната линия.
В сравнение с типичните настройки на термичната зона за отглеждане на кристали SiC при скорост на растеж от 0,3 до 0,8 mm/h при малък температурен градиент от по-малко от 1 °C/mm, настройките на термичната зона в това изследване имат относително голям температурен градиент от ~ 3,8 °C/mm при температура на растеж ~2268°C. Стойността на температурния градиент в това изследване е сравнима с бързия растеж на SiC със скорост от 2,4 mm/h при използване на метода HTCVD, където температурният градиент е настроен на ~14 °C/mm. От вертикалното разпределение на температурата, показано на Фигура 3b, ние потвърдихме, че няма обратен температурен градиент, който може да образува поликристали, близо до фронта на растеж, както е описано в литературата.
Използвайки PVT системата, кристалите SiC се отглеждат от CVD-SiC източника за 4 часа, както е показано на фигури 2 и 3. Представителен растеж на кристали SiC от отглеждания SiC е показан на фигура 4а. Дебелината и скоростта на растеж на кристала SiC, показани на фигура 4а, са съответно 5,84 mm и 1,46 mm/h. Влиянието на източника на SiC върху качеството, политипа, морфологията и чистотата на отглеждания SiC кристал, показан на фигура 4а, беше изследвано, както е показано на фигури 4b-e. Томографското изображение на напречното сечение на Фигура 4b показва, че растежът на кристала е с изпъкнала форма поради неоптималните условия на растеж. Въпреки това, микро-Раманова спектроскопия на Фигура 4с идентифицира израсналия кристал като единична фаза на 4H-SiC без никакви политипни включвания. Стойността FWHM на (0004) пика, получена от анализа на рентгеновата крива на люлеене, е 18,9 дъгови секунди, което също потвърждава доброто качество на кристала.
Фигура 4: (a) Израснал SiC кристал (скорост на растеж от 1,46 mm/h) и резултатите от оценката му с (b) томография на напречно сечение, (c) микро-Раманова спектроскопия, (d) рентгенова крива на люлеене и ( д) Рентгенова топография.
Фигура 4е показва топографията на рентгеновите лъчи с бял лъч, идентифицираща драскотини и дислокации на резби в полираната пластина на отгледания кристал. Плътността на дислокация на израсналия кристал беше измерена на ~3000 ea/cm², малко по-висока от плътността на дислокация на зародишния кристал, която беше ~2000 ea/cm². Беше потвърдено, че отгледаният кристал има относително ниска плътност на дислокация, сравнима с кристалното качество на търговските пластини. Интересното е, че бързият растеж на SiC кристалите е постигнат с помощта на PVT метода с натрошен CVD-SiC източник при голям температурен градиент. Концентрациите на B, Al и N в израсналия кристал бяха съответно 2,18 × 10¹6, 7,61 × 10¹5 и 1,98 × 10¹⁹ атоми/cm³. Концентрацията на P в израсналия кристал беше под границата на откриване (<1,0 × 10¹4 атоми/cm³). Концентрациите на примеси бяха достатъчно ниски за носители на заряд, с изключение на N, който беше умишлено легиран по време на CVD процеса.
Въпреки че растежът на кристалите в това проучване беше в малък мащаб, като се имат предвид търговските продукти, успешната демонстрация на бърз растеж на SiC с добро качество на кристалите, използвайки източника CVD-SiC чрез метода PVT, има значителни последици. Тъй като източниците на CVD-SiC, въпреки техните отлични свойства, са конкурентни по отношение на разходите чрез рециклиране на изхвърлени материали, ние очакваме тяхното широко използване като обещаващ източник на SiC, който да замени източниците на SiC на прах. За да се приложат CVD-SiC източници за бърз растеж на SiC, е необходимо оптимизиране на разпределението на температурата в PVT системата, което поставя допълнителни въпроси за бъдещи изследвания.
Заключение
В това изследване беше постигната успешна демонстрация на бърз кристален растеж на SiC с помощта на натрошени CVD-SiC блокове при високотемпературни градиентни условия чрез метода PVT. Интересното е, че бързият растеж на кристалите SiC беше реализиран чрез замяна на източника на SiC с метода PVT. Очаква се този метод значително да повиши широкомащабната производствена ефективност на SiC монокристали, като в крайна сметка намали единичната цена на SiC субстратите и насърчи широкото използване на високопроизводителни захранващи устройства.
Време на публикуване: 19 юли 2024 г