Способ роста эпитаксиальной структуры монокристаллического карбида кремния с малой плотностью эпитаксиальных дефектов

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

С начала XXI века происходит все более широкое внедрение в мировую полупроводниковую промышленность широкозонного полупроводникового материала - монокристаллического карбида кремния (SiC), обладающего уникальными физическими и электронными свойствами, которые определяют его исключительную перспективность в современной высокочастотной силовой электронике и энергетике.

Ключевой технологией в создании полупроводниковых приборов на основе карбида кремния является технология роста эпитаксиальных структур (ЭС) монокристаллического карбида кремния. 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 монокристаллического SiC 4Н- или 6Н-политипов.

В настоящее время основным методом роста эпитаксиальных структур (ЭС) SiC является метод высокотемпературного газофазного осаждения -CVD-метод (Chemical Vapor Deposition). При использовании этого метода рост ЭС проводится в ростовой ячейке установки эпитаксии на поверхности пластины монокристаллического SiC (подложки).

Сущность метода CVD заключается в том, что потоком газа-носителя, в качестве которого обычно используется водород (реже-аргон), в ростовую ячейку, в которой установлена подложка, доставляются газы-источники кремния и углерода. В качестве кремниевого источника обычно используется моносилан (SiH₄) или хлорсиланы (SiH₃Cl или SiH₂Cl₂), в качестве углеродного источника - пропан (С₃Н₈) или этилен (С₂Н₄).

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 структур.

Для обеспечения требуемого уровня легирования в ростовую ячейку в процессе роста эпитаксиальной структуры подается газ-источник легирующей примеси, например азот, для легирования ЭС n-типа проводимости.

В настоящее время применяется два механизма CVD эпитаксиального роста: ступенчатый (на подложках, у которых поверхность разориентирована по отношению к кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120)) и спиральный (на подложках, у которых поверхность ориентирована по кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120)).

В процессе эпитаксии SiC методом CVD возникают эпитаксиальные макро- и нанодефекты.

На Фиг. 1 приведен внешний вид основных эпитаксиальных макродефектов, наблюдаемых в 4H-SiC(0001) эпитаксиальных слоях (а- дефект в виде «моркови» (carrotdefect) и «ямки травления» (shallowpit), b- дефект в виде «треугольника» (triangulardefect), с- дефект типа «падающая частица» (down-fall).

Наиболее опасными нанодефектами 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 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, в выращенных этим способом ЭС SiC возникает недопустимо большое количество эпитаксиальных макродефектов, а также они имеют недопустимо высокую шероховатость поверхности. Это делает данный способ неприемлемым для роста эпитаксиальных структур.

Известен способ роста ЭС SiC с малой плотностью базальных дислокаций [2]. В этом способе для роста эпитаксиальной структуры используется подложка монокристаллического SiC4H- или 6Н-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 травленной 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 эпитаксиальных дефектов, в выращенных таким способом ЭС, часто оказывается недопустимо высокой. Причиной этого является то, что величина концентрации легирующей примеси (N_A) в буферном слое ЭС, создаваемой этим способом может быть более чем 5⋅10¹⁸ см^-3. Как известно [3, 4] это может приводить к возникновению большего количества дислокаций и других дефектов кристаллической решетки SiC.

Предлагается способ роста эпитаксиальной структуры монокристаллического карбида кремния с малой плотностью эпитаксиальных дефектов устраняющий перечисленные выше недостатки. Способ заключается в том, что также как в известном способе для роста ЭС монокристаллического SiC используется подложка монокристаллического SiC, поверхность которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8° (Фиг. 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 монокристаллического SiC с толщиной не менее 0,5 мкм и не более 30 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой монокристаллического SiC.

Однако, в отличие от известного способа [2], при использовании предлагаемого способа в процессе роста буферного слоя 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 k - величина отношения, при котором концентрация легирующей примеси в выращенном буферном слое равна 5-10¹⁸ 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 (≥5⋅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 пропорциональна величине 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, поэтому для обеспечения малой плотности эпитаксиальных дефектов в выращенном эпитаксиальном слое, в процессе роста буферного слоя, необходимо чтобы выполнялось соотношение (1).

С целью проверки предлагаемого способа на установке VP508GFR (фирмы Aixtron) проводился рост ЭС монокристаллического карбида кремния.

При выполнении этой работы были изготовлены пять опытных партий ЭС SiC в количестве по 5 штук 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 газа источника легирующей примеси использовался азот (N₂). Величина его объема, подаваемого в реактор для партий 1-5, приведена в таблице 1. Затем на поверхности буферного слоя выращивался эпитаксиальный слой с концентрацией легирующей примеси 5⋅10¹⁵ см^-3 толщиной 10 мкм.

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

Контроль толщины выращенных буферного и эпитаксиального слоя проводился на установке ИК Фурье спектрометр Nicolet 6700.

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

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

Все выше перечисленные 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 в расплаве КОН 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 для опытных партий;

N_ЭС - среднеарифметическое значение плотности эпитаксиальных дефектов для опытных партий.

Из приведенных в таблице данных, следует, что при значениях N_б≤5⋅10¹⁸ см^-3 (k=0,0092) величина N_ЭС имеет допустимые значения (≤1 см^-2). При значениях N_б>5⋅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, М. 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.