Брз раст на SiC користење на единечни кристалиCVD-SiC МасовноИзвор преку метод на сублимација
Со користење на рециклираниCVD-SiC блоковикако извор на SiC, кристалите на SiC беа успешно одгледувани со брзина од 1,46 mm/h преку PVT методот. Микроцевката на одгледуваниот кристал и густината на дислокација покажуваат дека и покрај високата стапка на раст, квалитетот на кристалот е одличен.
Силициум карбид (SiC)е полупроводник со широк опсег со одлични својства за апликации во висок напон, висока моќност и висока фреквенција. Неговата побарувачка рапидно расте во последниве години, особено во полето на енергетските полупроводници. За примена на енергетски полупроводници, SiC единечните кристали се одгледуваат со сублимирање на изворот на SiC со висока чистота на 2100-2500 °C, потоа се рекристализираат на семенски кристал користејќи го методот на физички транспорт на пареа (PVT), проследено со обработка за да се добијат еднокристални супстрати на наполитанки . Традиционално,SiC кристалисе одгледуваат со користење на методот PVT со стапка на раст од 0,3 до 0,8 mm/h за да се контролира кристалноста, што е релативно бавно во споредба со другите еднокристални материјали што се користат во апликациите за полупроводници. Кога SiC кристалите се одгледуваат со високи стапки на раст користејќи го методот PVT, не е исклучена деградација на квалитетот, вклучително и вклучување на јаглерод, намалена чистота, поликристален раст, формирање на граница на зрно и дефекти на дислокација и порозност. Затоа, брзиот раст на SiC не е развиен, а бавната стапка на раст на SiC беше главна пречка за продуктивноста на подлогите на SiC.
Од друга страна, неодамнешните извештаи за брзиот раст на SiC користат методи на високотемпературно хемиско таложење на пареа (HTCVD) наместо методот PVT. Методот HTCVD користи пареа што содржи Si и C како извор на SiC во реакторот. HTCVD сè уште не се користи за големо производство на SiC и бара дополнително истражување и развој за комерцијализација. Интересно е што дури и при висока стапка на раст од ~3 mm/h, SiC единечните кристали може да се одгледуваат со добар квалитет на кристалите користејќи го методот HTCVD. Во меѓувреме, компонентите на SiC се користат во полупроводнички процеси под сурови средини кои бараат контрола на процесот со исклучително висока чистота. За апликации со полупроводнички процес, ~99,9999% (~6N) чистота на SiC компонентите обично се подготвуваат со CVD процесот од метилтрихлоросилан (CH3Cl3Si, MTS). Сепак, и покрај високата чистота на CVD-SiC компонентите, тие се отфрлени по употреба. Неодамна, отфрлените компоненти на CVD-SiC се сметаат за извори на SiC за раст на кристалите, иако некои процеси за обновување, вклучувајќи дробење и прочистување, сè уште се потребни за да се задоволат високите барања на изворот на раст на кристалите. Во оваа студија, користевме отфрлени CVD-SiC блокови за рециклирање на материјали како извор за одгледување на кристали на SiC. Блоковите CVD-SiC за раст на единечни кристали беа подготвени како кршени блокови со контролирана големина, значително различни по форма и големина во споредба со комерцијалниот SiC прашок што вообичаено се користи во PVT процесот, па оттука се очекуваше однесувањето на растот на единечниот кристал на SiC да биде значително различни. Пред да се спроведат експерименти за раст на еден кристал SiC, беа извршени компјутерски симулации за да се постигнат високи стапки на раст, а термичката зона беше соодветно конфигурирана за раст на еден кристал. По растот на кристалите, израснатите кристали беа евалуирани со томографија со пресек, микро-Раман спектроскопија, дифракција на Х-зраци со висока резолуција и топографија на рендгенски зраци со синхротрон бел зрак.
Слика 1 го прикажува изворот CVD-SiC што се користи за PVT раст на SiC кристалите во оваа студија. Како што е опишано во воведот, CVD-SiC компонентите беа синтетизирани од MTS со CVD процесот и обликувани за употреба во полупроводници преку механичка обработка. N беше допингуван во CVD процесот за да се постигне спроводливост за апликации со полупроводнички процес. По употребата во полупроводничките процеси, CVD-SiC компонентите беа смачкани за да се подготви изворот за раст на кристалите, како што е прикажано на слика 1. Изворот CVD-SiC беше подготвен како плочи со просечна дебелина од ~0,5 mm и просечна големина на честички од 49,75 мм.
Слика 1: CVD-SiC извор подготвен со CVD процес базиран на MTS.
Користејќи го изворот CVD-SiC прикажан на слика 1, кристалите на SiC беа одгледувани со методот PVT во индукциона печка за греење. За да се оцени дистрибуцијата на температурата во термалната зона, користена е комерцијална симулациска шифра VR-PVT 8.2 (STR, Република Србија). Реакторот со термичка зона беше моделиран како 2D оскисиметричен модел, како што е прикажано на слика 2, со неговиот мрежен модел. Сите материјали користени во симулацијата се прикажани на слика 2, а нивните својства се наведени во Табела 1. Врз основа на резултатите од симулацијата, SiC кристалите се одгледувале со помош на методот PVT на температурен опсег од 2250–2350 °C во атмосфера Ar во 35 Тор за 4 часа. Како семе на SiC се користеше нафора 4H-SiC од 4° надвор од оската. Одгледаните кристали беа евалуирани со микро-Раман спектроскопија (Witec, UHTS 300, Германија) и XRD со висока резолуција (HRXRD, X'Pert-PROMED, PANalytical, Холандија). Концентрациите на нечистотии во одгледуваните SiC кристали беа оценети со користење на динамичка секундарна јонска масена спектрометрија (SIMS, Cameca IMS-6f, Франција). Густината на дислокација на израснатите кристали беше оценета со користење на топографија на рендгенски зраци со синхротрон бел зрак на изворот на светлина Поханг.
Слика 2: Дијаграм на топлинска зона и мрежен модел на раст на PVT во индукциона печка за греење.
Бидејќи HTCVD и PVT методите растат кристали под рамнотежа на гас-цврста фаза на предниот дел на растот, успешниот брз раст на SiC со методот HTCVD го поттикна предизвикот за брзиот раст на SiC со методот PVT во оваа студија. Методот HTCVD користи извор на гас кој лесно се контролира со протокот, додека методот PVT користи цврст извор кој директно не го контролира протокот. Стапката на проток обезбедена до фронтот на раст во методот PVT може да се контролира со стапката на сублимација на цврстиот извор преку контрола на дистрибуцијата на температурата, но прецизната контрола на распределбата на температурата во практичните системи за раст не е лесно да се постигне.
Со зголемување на температурата на изворот во PVT реакторот, стапката на раст на SiC може да се зголеми со зголемување на стапката на сублимација на изворот. За да се постигне стабилен раст на кристалите, контролата на температурата на предниот дел на растот е од клучно значење. За да се зголеми стапката на раст без да се формираат поликристали, треба да се постигне градиент на висока температура на предниот дел на растот, како што е прикажано со растот на SiC преку методот HTCVD. Несоодветната вертикална топлинска спроводливост на задниот дел од капачето треба да ја потроши акумулираната топлина на предниот дел на растот преку топлинското зрачење до површината на растот, што доведува до формирање на вишок површини, т.е. поликристален раст.
И процесите на пренос на маса и на рекристализација во методот PVT се многу слични на методот HTCVD, иако се разликуваат во изворот на SiC. Ова значи дека брзиот раст на SiC е исто така остварлив кога стапката на сублимација на изворот на SiC е доволно висока. Сепак, постигнувањето висококвалитетни SiC единечни кристали во услови на висок раст преку методот PVT има неколку предизвици. Комерцијалните прашоци обично содржат мешавина од мали и големи честички. Поради површинските енергетски разлики, малите честички имаат релативно високи концентрации на нечистотии и се сублимираат пред големите честички, што доведува до високи концентрации на нечистотии во раните фази на раст на кристалот. Дополнително, како што цврстиот SiC се распаѓа на видови на пареа како C и Si, SiC2 и Si2C на високи температури, цврстиот C неизбежно се формира кога изворот на SiC се сублимира во методот PVT. Ако формираниот цврст C е доволно мал и лесен, во услови на брз раст, малите честички C, познати како „C прашина“, може да се транспортираат до површината на кристалната со силен пренос на маса, што резултира со вметнување во растениот кристал. Затоа, за да се намалат металните нечистотии и C прашината, големината на честичките на изворот на SiC генерално треба да се контролира на дијаметар помал од 200 μm, а стапката на раст не треба да надминува ~ 0,4 mm/h за да се одржи бавниот пренос на маса и да се исклучи лебдењето C прашина. Металните нечистотии и C прашината доведуваат до деградација на растените SiC кристали, кои се главните пречки за брзиот раст на SiC преку PVT методот.
Во оваа студија, беа користени смачкани извори на CVD-SiC без мали честички, елиминирајќи ја пловечката C прашина при силен пренос на маса. Така, структурата на топлинската зона беше дизајнирана со користење на методот PVT базиран на мултифизичка симулација за да се постигне брз раст на SiC, а симулираната температурна дистрибуција и температурниот градиент се прикажани на слика 3а.
Слика 3: (а) Дистрибуција на температурата и температурен градиент во близина на предниот дел на растот на PVT реакторот добиени со анализа на конечни елементи и (б) вертикална распределба на температурата долж оската симетрична линија.
Во споредба со типичните поставки за термална зона за растење на SiC кристали со стапка на раст од 0,3 до 0,8 mm/h под мал температурен градиент помал од 1 °C/mm, поставките за термална зона во оваа студија имаат релативно голем температурен градиент од ~ ~ 3,8 °C/mm при температура на раст од ~2268°C. Вредноста на температурниот градиент во оваа студија е споредлива со брзиот раст на SiC со брзина од 2,4 mm/h со користење на методот HTCVD, каде што температурниот градиент е поставен на ~14 °C/mm. Од вертикалната дистрибуција на температурата прикажана на Слика 3б, потврдивме дека не е присутен обратен температурен градиент што може да формира поликристали во близина на предниот дел на растот, како што е опишано во литературата.
Користејќи го PVT системот, SiC кристалите се одгледуваа од изворот CVD-SiC за 4 часа, како што е прикажано на сликите 2 и 3. Претставничкиот раст на SiC кристалите од растениот SiC е прикажан на слика 4а. Дебелината и стапката на раст на SiC кристалот прикажани на Слика 4а се 5,84 mm и 1,46 mm/h, соодветно. Истражувано е влијанието на изворот на SiC врз квалитетот, политипот, морфологијата и чистотата на растениот SiC кристал прикажан на слика 4а, како што е прикажано на сликите 4б-д. Сликата со томографија со попречен пресек на слика 4б покажува дека растот на кристалот имал конвексен облик поради неоптималните услови за раст. Сепак, микро-Раман спектроскопијата на Слика 4в го идентификуваше растениот кристал како единечна фаза од 4H-SiC без никакви политипски подмножества. Вредноста FWHM на пикот (0004) добиен од анализата на кривата на нишање на Х-зраци беше 18,9 лачни секунди, што исто така го потврдува добриот квалитет на кристалот.
Слика 4: (а) Одгледан SiC кристал (стапка на раст од 1,46 mm/h) и неговите резултати од евалуација со (б) томографија со пресек, (в) спектроскопија микро-Раман, (г) крива на нишање на Х-зраци и ( д) Топографија со рендген.
Слика 4д ја прикажува топографијата со рендген со бел зрак која ги идентификува гребаниците и дислокациите на конецот во полираната обланда на израснатиот кристал. Густината на дислокација на израснатиот кристал беше измерена да биде ~ 3000 ea/cm², малку повисока од густината на дислокација на семениот кристал, која беше ~2000 ea/cm². Потврдено е дека растениот кристал има релативно мала густина на дислокација, споредлива со квалитетот на кристалот на комерцијалните наполитанки. Интересно, брзиот раст на SiC кристалите беше постигнат со користење на методот PVT со смачкан CVD-SiC извор под голем температурен градиент. Концентрациите на B, Al и N во одгледуваниот кристал беа 2,18 × 1016, 7,61 × 1015 и 1,98 × 1019 атоми/cm3, соодветно. Концентрацијата на P во одгледуваниот кристал беше под границата за откривање (<1,0 × 1014 атоми/cm3). Концентрациите на нечистотијата беа доволно ниски за носителите на полнеж, освен за N, кој беше намерно допингуван за време на CVD процесот.
Иако растот на кристалите во оваа студија беше мал, земајќи ги во предвид комерцијалните производи, успешната демонстрација на брзиот раст на SiC со добар квалитет на кристалите користејќи го изворот CVD-SiC преку методот PVT има значителни импликации. Бидејќи изворите на CVD-SiC, и покрај нивните одлични својства, се конкурентни на трошоците со рециклирање на фрлените материјали, очекуваме нивната широка употреба како ветувачки извор на SiC да ги замени изворите на прав на SiC. За да се применат изворите на CVD-SiC за брз раст на SiC, потребно е оптимизирање на распределбата на температурата во PVT системот, поставувајќи дополнителни прашања за идни истражувања.
Заклучок
Во оваа студија, беше постигната успешна демонстрација на брзиот раст на SiC кристалите со користење на смачкани CVD-SiC блокови во услови на градиент на висока температура преку методот PVT. Интересно, брзиот раст на SiC кристалите беше реализиран со замена на изворот на SiC со методот PVT. Овој метод се очекува значително да ја зголеми ефикасноста на производството во големи размери на единечни кристали SiC, на крајот да ја намали единечната цена на подлогите на SiC и да промовира широка употреба на уреди со моќност со високи перформанси.
Време на објавување: 19 јули 2024 година