Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций

Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных слоев карбида кремния (SiC) с малой плотностью базальных дислокаций. Способ заключается в том, что так же как в известном способе для роста эпитаксиальных слоев SiC используется подложка SiC, поверхность которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8°. Поверхность подложки с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении водорода не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 мин, после чего на травленой поверхности подложки растится буферный слой SiC р-типа проводимости с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой SiC р-типа проводимости. Изобретение обеспечивает получение бездефектных слоев карбида кремния. 2 ил., 1 табл.

 

Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных слоев карбида кремния (SiC) с малой плотностью базальных дислокаций.

Ключевой технологией в создании биполярных полупроводниковых приборов на основе карбида кремния является технология роста эпитаксиальных слоев (ЭС) карбида кремния р-типа проводимости с низкой плотностью базальных дислокаций. Это обусловлено тем, что именно на основе этого технологического процесса создаются полупроводниковые структуры электронных приборов на SiC. ЭС полупроводниковых приборов, как правило, создаются на основе SiC 4Н-политипа.

В настоящее время основным методом роста эпитаксиальных слоев (ЭС) SiC р-типа проводимости является метод высокотемпературного газофазного осаждения - CVD-метод (ChemicalVaporDeposition). При использовании этого метода рост ЭС р-типа проводимости проводится в ростовой ячейке установки эпитаксии на поверхности пластины монокристаллического SiC (подложки) n-типа проводимости.

Сущность метода CVD заключается в том, что потоком газа-носителя, в качестве которого обычно используется водород, в ростовую ячейку, в которой установлена подложка, доставляются газы-источники кремния и углерода. В качестве кремниевого источника используется моносилан (SiH4), в качестве углеродного источника - пропан (С3Н8).

В горячей зоне ростовой ячейки происходит разложение газов-источников. Типичная температура при проведении высокотемпературного газофазного осаждения карбида кремния составляет 1500-1650°С.

Продукты разложения источников адсорбируются на поверхности подложки и разлагаются на ней окончательно с образованием атомов кремния и углерода, которые встраиваются в кристаллическую структуру растущего слоя, обеспечивая тем самым рост эпитаксиальных слоев.

Для обеспечения требуемого уровня легирования в ростовую ячейку в процессе роста эпитаксиального слоя подаются пары источника легирующей примеси - триметилалюминия (Al(СН3)3) для легирования ЭС р-типа проводимости.

В процессе эпитаксии SiC методом CVD возникают дефекты.

На Рис. 1 приведен внешний вид основных дефектов, наблюдаемых в 4H-SiC(0001) эпитаксиальных слоях (TED- винтовая дислокация, BPD - базальная дислокация).

Наиболее опасными дефектами для биполярных полупроводниковых приборов являются базальные дислокации (BPD).

Они вызывают деградацию прямой и обратной ветви вольт-амперной характеристики (ВАХ) биполярных приборов на основе карбида кремния. Это выражается в увеличении прямого напряжения и токов утечки приборов при их работе.

Это явление является губительным для надежности биполярных приборов, созданных на SiC.

В настоящее время проблема с наличием базальных дислокаций в эпитаксиальных слоях карбида кремния р-типа проводимости является главной причиной, сдерживающей развитие биполярных приборов на основе карбида кремния. Для производства биполярных приборов величина плотности BPD не должна превышать 1 см-2.

Известен способ роста ЭС с малой плотностью базальных дислокаций [1], в котором для снижения плотности базальных дислокаций в эпитаксиальных структурах SiC рост ЭС осуществляют на подложках монокристаллического SiC, у которых поверхность подложки ориентирована по кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120).

Данный способ достаточно прост, однако, выращенных этим способом ЭС SiC возникает недопустимо большое количество дефектов, а также они имеют недопустимо высокую шероховатость поверхности. Это делает данный способ неприемлемым для роста эпитаксиальных слоев р-типа проводимости.

Известен способ роста ЭС SiC с малой плотностью базальных дислокаций [2]. В этом способе для роста эпитаксиального слоя используется подложка монокристаллического SiC4H-политипа, у которой поверхность разориентирована по отношению к кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120) более 0°, но не более 8°. До начала роста ЭС SiC поверхность подложки травится в водороде, силане или аргоне при температуре от 1450°С до 1800°С при давлении газа от 30 до 500 мбар. Время травления составляет не более 90 мин. Затем на травленой поверхности подложки растится буферный слой монокристаллического SiC толщиной от 0,5 до 30 мкм, легированный азотом (N+) или фосфором (Р+), на поверхности которого растится эпитаксиальный слой монокристаллического карбида кремния.

Недостатком данного метода является то, что плотность дефектов, в выращенных таким способом ЭС, часто оказывается недопустимо высокой. Причиной этого является то, что величина концентрации легирующей примеси - алюминия (NA) в буферном слое ЭС, создаваемой этим способом может быть более чем 8⋅1018 см-3. Как известно [3, 4] это может приводить к возникновению большего количества дислокаций и других дефектов кристаллической решетки SiC.

Предлагается способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций устраняющий перечисленные выше недостатки. Способ заключается в том, что также как в известном способе для роста ЭС SiC используется подложка SiC, поверхность, которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8° (рис. 2). Поверхность подложки с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении водорода не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 минут, после чего на травленной поверхности подложки растится буферный слой SiC р-типа проводимости с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой SiC р-типа проводимости.

На Рис. 2 показан эпитаксиальный слой карбида кремния р-типа проводимости и буферный слой карбида кремния р-типа проводимости, выращенные на подложке карбида кремния n-типа проводимости.

Однако, в отличие от известного способа [2], при использовании предлагаемого способа в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости осуществляется контроль за величиной отношения объема газа-источника легирующей примеси, поступающего в ростовую ячейку (Vлег) к общему объему газов поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе: газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и легирующей примеси. В соответствии с предлагаемым способом для обеспечения малой плотности эпитаксиальных дефектов в выращенном эпитаксиальном слое, в процессе роста буферного слоя величина этого отношения должна удовлетворять соотношению

где m - величина отношения, при котором концентрация легирующей примеси в выращенном буферном слое р-типа проводимости равна 8⋅1018 см-3.

В [3, 4] представлена подробная информация о влиянии условий роста ЭС на их свойства, в частности, указано, что при высоких концентрациях легирующей примеси (≥8⋅1018 см-3) в кристаллической решетке SiC возникает много дефектов, вследствие чего в ЭС в процессе ее роста возникает значительное количество эпитаксиальных дефектов.

Величина концентрации легирующей примеси в эпитаксиальном слое р-типа проводимости пропорциональна величине отношения объема паров источника легирующей примеси р-типа проводимости, поступающих в ростовую ячейку (Vлег) к общему объему газов поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе: газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и паров легирующей примеси, поэтому для обеспечения малой плотности эпитаксиальных дефектов в выращенном эпитаксиальном слое р-типа проводимости, в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости, необходимо чтобы выполнялось соотношение (1).

С целью проверки предлагаемого способа на установке VP508GFR (фирмы Aixtron) проводился рост ЭС карбида кремния р-типа проводимости.

При выполнении этой работы были изготовлены три опытных партий ЭС SiC в количестве по 3 шт. в каждой.

В качестве подложки в них использовались одинаковые подложки с малой (≤1000 см-2) плотностью BPD типа W4NPE4C-B200 изготовленные компанией CreeInc. (США) n-типа проводимости 4-Н политипа диаметром 100,0 мм. Они имели разориентацию базовой плоскости относительно кристаллографической оси 4±0,5°. До начала роста ЭС поверхности всех подложек протравлены в водороде при температуре 1650°С и давлении 100 мБар в течение 15 минут. После этого на травленной поверхности для ЭС всех партий выращивались буферные слои толщиной 10 мкм. При их выращивании в реактор подавался газ носитель - водород (Н2) в объеме 60 л/мин, газ источник кремния - моносилан (SiH4) в объеме 150 мл/мин, газ источник углерода - пропан (С3Н8) в объеме 65 мл/мин. В качестве источника легирующей примеси р-типа проводимости использовался триметилалюминий. Величина его объема, подаваемого в реактор для партий 1-3, приведена в таблице 1. Затем на поверхности буферного слоя р-типа проводимости выращивался эпитаксиальный слой р-типа проводимости с концентрацией легирующей примеси 8⋅1015 см-3 толщиной 6 мкм.

На выращенных ЭС проводился контроль основных параметров: толщины, концентрации легирующей примеси, плотности эпитаксиальных дефектов.

Контроль толщины выращенных буферного и эпитаксиального слоев р-типа проводимости проводился на установке ИК Фурье спектрометр Nicolet 6700.

Контроль концентрации легирующей примеси в буферном и эпитаксиальном слоях р-типа проводимости проводился на установке ртутный зонд CVMap 92А.

Контроль плотности эпитаксиальных дефектов проводился с использованием оптического микроскопа Nikon LV100D.

Все вышеперечисленные виды контроля проводились на основе методов разработанных авторами [5].

Контроль плотности BPD проводился с использованием оптического микроскопа Nikon LV100D с предварительным травлением поверхности эпитаксиального слоя р-типа проводимости в расплаве KOH при температуре 500°С в течении 20 мин.

Результаты испытаний приведены в таблице 1.

где Nб - среднеарифметическое значение величины концентрации легирующей примеси в буферном слое ЭС р-типа проводимости для опытных партий;

NЭС - среднеарифметическое значение плотности эпитаксиальных дефектов для опытных партий.

Результаты.

Из приведенных в таблице данных, следует, что при значениях Nб≤8⋅1018 см-3 (k=0,013) величина NЭС имеет допустимые значения (≤1 см-2). При значениях Nб>8⋅1018 см-3 величина NЭС становится недопустимо высокой. Это свидетельствует о высокой эффективности предлагаемого способа.

Список используемых источников

[1] N. Thierry-Jebali, J. Hassan, M. Lazar, D. Planson, E. Bano, etall. Observation of the generation of stacking faults and active degradation measurements off-axis and on-axis 4H-SiC PiN diodes// Applied Physics Letters, American Institute of Physics. - 2012 - P. 8.

[2] Pat. US 20140190399. Reduction of basal plane dislocations in epitaxial SiC using an in-situ etch process/ Appl. No US 14/204.045. - 10.07.2014.

[3] Kimoto T. Cooper J.A. Fundamentals of Silicon Carbide Technology: Growth, Characterization, Devices and Application // 2014.

[4] La Via F. Silicon Carbide Epitaxy // CNR-IMM, Z.I. Strada VIII 5, 95121 Catania, Italy-2012.

[5] Geyfman E.M., Chibirkin V.V. Gartsev N.A., and at. Complex study of SiC epitaxial films / Silicon Carbide and Related Materials (2012), p. 593-596.

Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций, заключающийся в том, что поверхность подложки карбида кремния 4Н-политипа, которая разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8°, с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении газа не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 мин, после чего на травленой поверхности подложки растится буферный слой р-типа проводимости карбида кремния с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, в процессе роста которого в ростовую ячейку подаются пары источника легирующей примеси - триметилалюминия, затем на поверхности буферного слоя р-типа проводимости растится эпитаксиальный слой карбида кремния р-типа проводимости, отличающийся тем, что в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости величина отношений объема паров источника легирующей примеси р-типа проводимости, поступающих в ростовую ячейку (Vлег), к общему объему газов, поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и паров легирующей примеси, должно удовлетворять соотношению

где m - величина отношения, при котором концентрация легирующей примеси в выращенном буферном слое р-типа проводимости равна 8⋅10 см-3.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к классу полупроводниковых приборов и может быть использовано в микро-, нано- и оптоэлектронике. Функциональный элемент полупроводникового прибора имеет основу, выполненную из кремния со сформированным на нем переходным слоем, содержащим карбид кремния, на котором имеется покрывающий слой в виде нанопленки углерода с кристаллической решеткой алмазного типа.

Изобретение относится к области микроэлектронной технологии, а именно к способу формирования полупроводниковых структур для преобразования энергии радиохимического распада С-14 в постоянный ток.

Изобретение относится к области технологии производства полупроводниковых приборов, в частности к технологии изготовления гетероструктур с низкой плотностью дефектов.

Использование: для получения наноразмерных композитных структур. Сущность изобретения заключается в том, что способ формирования упорядоченного массива нанокристаллов или нанокластеров кремния в диэлектрической матрице включает формирование на подложке многослойной пленки, состоящей из чередующихся слоев SiNx и Si3N4, где 0<х<4/3, методом низкочастотного плазмохимического осаждения из газовой фазы с использованием смеси моносилана (SiH4) и аммиака (NH3) с объемным соотношением [NH3]/[SiH4] в диапазоне от 1 до 5 при давлении в камере 100-250 Па, температуре подложки 20-400°С и удельной мощности разряда 0,02-0,2 Вт/см2 с последующим отжигом полученной многослойной пленки в инертной атмосфере при температуре в диапазоне 800-1150°С не менее 5 минут с получением многослойной матрицы с нанокристаллами или нанокластерами.

Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных структур монокристаллического карбида кремния (SiC) с малой плотностью эпитаксиальных дефектов.

Изобретение относится к технологии эпитаксии легированных слоев германия, основанной на сочетании в одной вакуумной камере одновременных осаждения германия из германа и сублимации германия с легирующим элементом с поверхности источника легированного германия, разогретого электрическим током, и может быть использовано для производства полупроводниковых структур.

Изобретение предназначено для производства гетероэпитаксиальных структур для изготовления светодиодов, фотоприемников, полупроводниковых лазеров, транзисторов и диодов.

Изобретение относится к области микроэлектронной технологии, а именно к способу получения полупроводниковой гетероструктуры карбида кремния на кремниевой подложке.

Настоящее изобретение предусматривает способ получения шаблона для эпитаксиального выращивания. Способ содержит стадию поверхностной обработки, включающий диспергирование Ga-атомов на поверхности сапфировой подложки, и стадию эпитаксиального выращивания AlN-слоя на сапфировой подложке, где при распределении концентрации Ga в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая зону вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученной вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где Ga - концентрация имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением, на 400 нм отстоящим от границы раздела к стороне AlN-слоя, и максимальное значение Ga-концентрации составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее.

Изобретение относится к области технологии производства полупроводниковых приборов, в частности к технологии получения кремниевых пленок на сапфире с пониженной дефектностью.

Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных слоев карбида кремния с малой плотностью базальных дислокаций. Способ заключается в том, что так же как в известном способе для роста эпитаксиальных слоев SiC используется подложка SiC, поверхность которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ более чем на 0°, но не более чем на 8°. Поверхность подложки с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении водорода не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 мин, после чего на травленой поверхности подложки растится буферный слой SiC р-типа проводимости с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой SiC р-типа проводимости. Изобретение обеспечивает получение бездефектных слоев карбида кремния. 2 ил., 1 табл.

Наверх