Результат интеллектуальной деятельности: 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.

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 (N_A) 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 N_б - среднеарифметическое значение величины концентрации легирующей примеси в буферном слое ЭС р-типа проводимости для опытных партий;

N_ЭС - среднеарифметическое значение плотности эпитаксиальных дефектов для опытных партий.

Результаты.

Из приведенных в таблице данных, следует, что при значениях N_б≤8⋅10¹⁸ см^-3 (k=0,013) величина N_ЭС имеет допустимые значения (≤1 см^-2). При значениях N_б>8⋅10¹⁸ см^-3 величина N_ЭС 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.