Способ синтеза пленок нанокристаллического карбида кремния на кремниевой подложке

Изобретение относится к технологии получения полупроводниковых материалов и может быть использовано при создании полупроводниковых приборов (фотоприемники ультрафиолетового диапазона, светоизлучающие диоды, датчики температуры и давления). Техническим результатом изобретения является получение нанокристаллической пленки карбида кремния заданной толщины на кремниевой подложке с преимуществами уменьшения времени синтеза за счет активации твердофазного синтеза фотонной обработкой излучением ксеноновых ламп. Сущность изобретения заключается в способе синтеза нанокристаллических пленок карбида кремния заданной толщины в диапазоне от 0,1 мкм до 1,2 мкм на подложке Si, включающим создание на подложке методом ионно-лучевого распыления многослойных периодических гетероструктур Si/C/…Si/С и последующий отжиг методом фотонной обработки для активации твердофазного синтеза. В качестве источника некогерентного света используют импульсные ксеноновые лампы с диапазоном излучения 0,2-1,2 мкм. Обработку кремниевой подложки с нанесенной многослойной гетероструктурой осуществляют пакетами импульсов длительностью 10^-2 с в течение 1,5-3 с, плотность энергии излучения, поступающей на образец, составляет 240-284 Дж⋅см^-2. 2 ил.

 

Изобретение относится к технологии получения полупроводниковых материалов и может быть использовано при создании ряда активных элементов электронных и сенсорных устройств: эффективные фотоприемники ультрафиолетового диапазона, светоизлучающие диоды, датчики температуры й давления.

Известны методы формирования нанокристаллических пленок карбида кремния на различных подложках, базирующиеся на химическом осаждении из газовой фазы (CVD-методы) и физическом осаждении (лазерная абляция, молекулярно-лучевая эпитаксия, магнетронное распыление [М.A. Fraga Silicon Carbide in Microsystem Technology - Thin Film Versus Bulk Material / M.A. Fraga, M. Bosi, M. Negri // Advanced Silicon Carbide Devices and Processing 2014 Ch. 1 Р. 3-31]. Сущность данных методов заключается в том, что в результате химических реакций, протекающих в газовой фазе и на поверхности подложки с участием источников компонентов пленки и промежуточных соединений, происходит синтез материала пленки. В качестве источников компонентов пленки карбида кремния обычно используют силан и пропан, в качестве газа носителя - водород. Кроме того, в качестве источников (прекурсоров) используют и другие вещества: SiCl₄, SiCl₂H₂, CH₃SiH₃, CH₃SiCl₃, (CH₃)₂SiH₂, (CH₃)₂SiCl₂, CH₄, C₂H₂, C₂H₆. Важными достоинствами CVD-методов является возможность получения высокоплотных и чистых однородных пленок с хорошими адгезией и воспроизводимостью при достаточно высоких скоростях осаждения. К недостаткам CVD-методов следует отнести химическую и пожарную опасность, обусловленные высокой токсичностью, коррозионной агрессивностью, горючестью и взрывоопасностью газовых прекурсоров.

Известен способ получения нанокристаллических пленок карбида кремния на подложке кремния [патент RU 2005103321 А], позволяющий упростить технологию и устранить недостатки CVD-методов. В этом способе синтез пленки карбида кремния на поверхности подложки происходит в результате реакции между материалом подложки и углеродсодержащим твердым материалом, находящимся в контакте с подложкой при температуре 1100-1400°С. Однако для этого способа характерен ряд недостатков, ограничивающих его использование в промышленных масштабах: а) неоднородность толщины пленки SiC вследствие ненадежного контакта по площади подложки, б) ограниченная толщина формирующейся пленки SiC (не более 0,2 мкм), с) относительно высокие температуры и длительность синтеза (10-30 мин).

Известен способ синтеза пленок карбида кремния на кремниевой подложке [патент РФ 2341847, кл. H01L 21/26, 2008 г.], основанный на эффекте фотонной активации синтеза. Способ позволяет значительно снизить термическую нагрузку на подложку за счет уменьшения времени синтеза до 3 с. Результат достигается тем, что синтез пленок карбида кремния на кремниевой подложке, включающий нагрев подложки в среде углеродсодержащих газов, осуществляется при воздействии импульсного излучения ксеноновых ламп (λ=0,2-1,2 мкм). Этим способом могут быть получены пленки нано-кристаллического карбида кремния, не содержащие посторонних примесей, однако толщина получаемых этим способом слоев SiC ограничена значением 0,1 мкм.

Наиболее близким аналогом к заявляемому решению является способ синтеза нанокристаллического SiC, образующегося в результате термического отжига многослойных гетероструктур Si/C/…Si/С на подложке Si. [I.A. Zhuravel Structural and Phase Transformations in C/Si Multilayers during Annealing /I.A. Zhuravel et al. // Technical Physics, 2014.-V. 59. - No. 5. P. 701-707.(705)] и [T. Han, Microstructure Characterization of Si/C Multilayer Thin Films/ T. Han, G. Chang, Y. Sun, F. Ma, K. Xu // Materials Science Forum Vols: 743-744 (2013) pp. 910-914] Синтез нанокристаллических пленок из гетероструктур Si/C/…Si/С позволяет устранить недостатки а) и б) способа, защищенного патентом RU 2005103321 А, а также недостатки CVD-методов. Однако для этого метода характерен недостаток с), приводящий к большой термической нагрузке на подложку кремния, что не совместимо с кремниевой технологией.

Техническим результатом данного изобретения является получение нанокристаллических сплошных пленок карбида кремния с заранее заданной толщиной в диапазоне от 0,1 мкм до 1,2 мкм на кремниевых подложках.

Указанный технический результат достигается тем, что синтез пленки карбида кремния проводится методом фотонной обработки (ФО) тонкопленочной гетерофазной композиции Si/C/…Si/С на подложке Si. При этом структурные характеристики полученного SiC определяются процессами самоорганизации при твердофазном синтезе.

Сущность изобретения состоит в том, что формирование сплошных нанокристаллических пленок SiC на подложке Si осуществляется активацией твердофазной реакции в многослойных гетероструктурах Si/C/…Si/С методом ФО с использованием излучения ксеноновых ламп.Гомогенность пленок SiC обеспечивается тем, что толщины слоев углерода в гетероструктурах Si/C/…Si/С не превышают значения длины свободного пробега атомов кремния (около 20 нм при Т=1270 K). Стехиометричность состава пленок SiC достигается соблюдением соотношения толщин слоев Si и С (отношение толщины слоя кремния к толщине слоя углерода в многослойной композиции должно составлять 2,08).

Способ реализуется следующим образом.

На подложке методом ионно-лучевого распыления формируется многослойная периодическая гетероструктура Si/C/…Si/С. Перед конденсацией поверхность подложки для лучшей адгезии подвергается ионной очистке в среде аргона в течение 30 мин. Для последовательного нанесения слоев Si и С на подложку распыляются противоположно расположенные в камере мишени Si и С двумя независимыми ионными источниками. Подложки крепятся на подложкодержателе параллельно плоскости мишени.

Синтез пленок карбида кремния на подложке осуществляется методом ФО, которую осуществляли пакетами импульсов длительностью 10^-2 с в течение 1,5-3 с. При этом плотность энергии излучения, поступающей на образец (Е_и) и необходимой для активации синтеза, подбирается в зависимости от материала подложки и ее толщины до достижения максимально допустимых температур.

В ходе ФО слоевой гетероструктуры происходят следующие процессы: кристаллизация слоев аморфного кремния и углерода (графитизация), химическое взаимодействие углерода с кремнием на межфазных границах с образованием нанокристаллической прослойки β-SiC, взаимная диффузия атомов углерода и кремния. В результате твердофазного взаимодействия углерода с кремнием в объеме слоевой гетероструктуры формируется нанокристаллическая пленка карбида кремния. Полученная пленка β-SiC сплошная, характеризуется однородной по толщине структурой.

Пример 1. На подложке методом ионно-лучевого распыления формируется многослойная периодическая гетероструктура Si/C/…Si/С (до 30 периодов) общей толщиной около 1,2 мкм. В качестве подложки используется пластина монокристаллического кремния марки КДБ-10 толщиной 0,45 мм с ориентацией поверхности (100). Толщина одного слоя углерода составляла ~13 нм, одного слоя кремния ~27 нм. Перед конденсацией поверхность полированной пластины кремния для лучшей адгезии подвергается ионной очистке в течение 30 мин. на установке, спроектированной на основе вакуумного напылительного поста УВН-2М, с давлением аргона P_Ar=9⋅10^-2 Па, ускоряющим напряжением U=2 кВ и током плазмы I_пл=50 мА. Для последовательного нанесения слоев Si и С на подложку противоположно расположенные в камере мишени Si и С распыляются двумя независимыми ионными источниками с P_Ar=5⋅10^-2 Па, U=2,2 кВ, I_пл=62 мА для Si и P_Ar=5⋅10^-2 Па, U=2 кВ, I_пл=60 мА для С. Подложки крепятся на подложкодержателе параллельно плоскости мишени. Для оценки толщины слоя осуществляется конденсация отдельных пленок из разных мишеней на вращающиеся с заданной угловой скоростью подложки. Угловая скорость карусели в зоне распыления кремния составляла ω_Si=4,2⋅10^-3 рад/с, в зоне распыления углерода ω_C=1,1⋅10^-2 рад/с. После продолжительного (длительность более 1 часа) процесса нанесения пленки проводили оценку толщины полученных пленок с помощью интерферометра МИИ-4. Параметры ионных источников и скорость карусели задаются до начала формирования многослойной структуры.

Синтез нанокристаллических пленок карбида кремния на кремниевой подложке производится на модернизированной установке фотонной обработки УОЛП-1. Установка состоит из рабочей камеры, в которой, установлены ксеноновые лампы (диапазон длин волн 0,2-1,2 мкм), вакуумной системы, системы напуска газовой смеси в рабочую камеру и блока управления. Созданная слоистая гетероструктура помещается в рабочую камеру параллельно плоскости расположения ламп. Из рабочей камеры с помощью вакуумной системы откачивается воздух и непрерывно подается Ar, при этом поддерживается давление 7⋅10^-2 Па.

Фазовый состав, структура и субструктура полученного образца, исследовалась методами рентгенофлуоресцентного анализа, просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на электронном микроскопе ЭМВ-100БР и дифракции быстрых электронов на электронографе ЭГ-100М. Для исследования в электронном микроскопе на просвет образцы утонялись с обратной стороны методом химической полировки в растворе HF:HNO₃=1:4 до толщины около 150 нм.

На фиг. 1 представлены рентгеновские дифрактограммы малоуглового рассеяния от исходной слоистой гетероструктуры (кривая 1) и гетероструктуры, прошедшей ФО с Е_и=265 Дж⋅см^-2 (кривая 2). Периодические осцилляции интенсивности малоуглового рентгеновского рассеяния на кривой 1 подтверждают слоистую структуру исходной композиции Si/C/…Si/С с периодом около 40 нм (суммарная толщина монослоев Si и С). Отсутствие осцилляции интенсивности на кривой 2 свидетельствует о формировании однородной структуры после ФО. На фиг. 2 представлены электронограммы на просвет, на отражение и фрагмент ПЭМ изображения, подтверждающие образование из исходной слоистой гетероструктуры Si/C/…Si/С после ФО нанокристаллической пленки β-SiC. Таким образом, получено изделие, представляющее собой кремниевую пластину с пленкой нанокристаллического карбида кремния заданной толщины на ее поверхности.

Реализация предлагаемого способа позволяет получить изделия, состоящие из кремниевой подложки и сформированной на ее поверхности пленки нанокристаллического карбида кремния заданной толщины в диапазоне от 0,1 до 1,2 мкм. В сравнении с известными способами, предложенное техническое решение позволяет получать достаточно толстые пленки SiC с закрытой пористостью, обеспечивающие стабильность механических и электрофизических свойств полупроводниковых изделий.

Способ синтеза пленок нанокристаллического карбида кремния, имеющих необходимую для практического применения толщину и допустимую пористость, включающий формирование многослойной периодической гетероструктуры Si/C/…Si/С на подложке кремния и ее последующую фотонную обработку в вакууме, отличающийся тем, что синтез осуществляется в многослойных гетероструктурах Si/C/…Si/С на подложке кремния пакетами импульсов излучения ксеноновых ламп с длительностью импульсов 10^-2 с в течение 1,5-3 с, при плотности энергии излучения, поступающей на поверхность гетероструктуры, в диапазоне 240-284 Дж⋅см^-2.