Snabb tillväxt av SiC Single Crystal AnvändningCVD-SiC BulkKälla via sublimeringsmetod
Genom att använda återvunnetCVD-SiC-blocksom SiC-källa odlades SiC-kristaller framgångsrikt med en hastighet av 1,46 mm/h genom PVT-metoden. Den odlade kristallens mikrorör och dislokationsdensiteter indikerar att trots den höga tillväxthastigheten är kristallkvaliteten utmärkt.
Kiselkarbid (SiC)är en halvledare med breda bandgap med utmärkta egenskaper för tillämpningar inom högspänning, hög effekt och hög frekvens. Dess efterfrågan har vuxit snabbt de senaste åren, särskilt inom krafthalvledarområdet. För krafthalvledarapplikationer odlas SiC-enkristaller genom att sublimera en källa av hög renhet av SiC vid 2100–2500°C, sedan omkristallisera på en frökristall med den fysiska ångtransportmetoden (PVT), följt av bearbetning för att erhålla enkristallsubstrat på wafers . Traditionellt,SiC-kristallerodlas med PVT-metoden med en tillväxthastighet på 0,3 till 0,8 mm/h för att kontrollera kristalliniteten, vilket är relativt långsamt jämfört med andra enkristallmaterial som används i halvledartillämpningar. När SiC-kristaller odlas med höga tillväxthastigheter med PVT-metoden, har kvalitetsförsämring inklusive kolinneslutningar, minskad renhet, polykristallin tillväxt, korngränsbildning och dislokations- och porositetsdefekter inte uteslutits. Därför har snabb tillväxt av SiC inte utvecklats, och den långsamma tillväxthastigheten för SiC har varit ett stort hinder för produktiviteten hos SiC-substrat.
Å andra sidan har de senaste rapporterna om snabb tillväxt av kiselkarbid använt högtemperaturkemiska ångavsättningsmetoder (HTCVD) snarare än PVT-metoden. HTCVD-metoden använder en ånga som innehåller Si och C som SiC-källa i reaktorn. HTCVD har ännu inte använts för storskalig produktion av SiC och kräver ytterligare forskning och utveckling för kommersialisering. Intressant nog, även vid en hög tillväxthastighet på ~3 mm/h, kan SiC-enkristaller odlas med god kristallkvalitet med hjälp av HTCVD-metoden. Samtidigt har SiC-komponenter använts i halvledarprocesser under tuffa miljöer som kräver processkontroll med extremt hög renhet. För halvledarprocessapplikationer framställs vanligtvis SiC-komponenter med ~99,9999% (~6N) renhet genom CVD-processen från metyltriklorsilan (CH3Cl3Si, MTS). Trots den höga renheten hos CVD-SiC-komponenter har de dock kasserats efter användning. Nyligen har kasserade CVD-SiC-komponenter betraktats som SiC-källor för kristalltillväxt, även om vissa återvinningsprocesser inklusive krossning och rening fortfarande krävs för att möta de höga kraven på en kristalltillväxtkälla. I denna studie använde vi kasserade CVD-SiC-block för att återvinna material som en källa för att växa SiC-kristaller. CVD-SiC-blocken för enkristalltillväxt framställdes som storlekskontrollerade krossade block, signifikant olika i form och storlek jämfört med det kommersiella SiC-pulvret som vanligtvis används i PVT-processen, varför beteendet hos SiC-enkristalltillväxt förväntades vara signifikant olik. Innan SiC enkristalltillväxtexperiment genomfördes utfördes datorsimuleringar för att uppnå höga tillväxthastigheter, och den termiska zonen konfigurerades därefter för enkristalltillväxt. Efter kristalltillväxt utvärderades de odlade kristallerna genom tvärsnittstomografi, mikro-Raman-spektroskopi, högupplöst röntgendiffraktion och synkrotron-vitstråleröntgentopografi.
Figur 1 visar CVD-SiC-källan som används för PVT-tillväxt av SiC-kristaller i denna studie. Som beskrivits i inledningen syntetiserades CVD-SiC-komponenter från MTS genom CVD-processen och formades för halvledaranvändning genom mekanisk bearbetning. N dopades i CVD-processen för att uppnå konduktivitet för halvledarprocessapplikationer. Efter användning i halvledarprocesser krossades CVD-SiC-komponenterna för att förbereda källan för kristalltillväxt, som visas i figur 1. CVD-SiC-källan framställdes som plattor med en genomsnittlig tjocklek på ~0,5 mm och en genomsnittlig partikelstorlek på 49,75 mm.
Figur 1: CVD-SiC-källa framställd av den MTS-baserade CVD-processen.
Med användning av CVD-SiC-källan som visas i figur 1 odlades SiC-kristaller med PVT-metoden i en induktionsvärmeugn. För att utvärdera temperaturfördelningen i den termiska zonen användes kommersiell simuleringskod VR-PVT 8.2 (STR, Republiken Serbien). Reaktorn med den termiska zonen modellerades som en 2D axisymmetrisk modell, som visas i figur 2, med dess nätmodell. Alla material som används i simuleringen visas i figur 2, och deras egenskaper anges i tabell 1. Baserat på simuleringsresultaten odlades SiC-kristaller med PVT-metoden vid ett temperaturområde på 2250–2350°C i en Ar-atmosfär vid 35 Torr i 4 timmar. En 4° off-axel 4H-SiC-skiva användes som SiC-frö. De odlade kristallerna utvärderades med mikro-Raman-spektroskopi (Witec, UHTS 300, Tyskland) och högupplöst XRD (HRXRD, X'Pert-PROMED, PANalytical, Nederländerna). Föroreningskoncentrationerna i de odlade SiC-kristallerna utvärderades med hjälp av dynamisk sekundär jonmasspektrometri (SIMS, Cameca IMS-6f, Frankrike). Dislokationstätheten hos de odlade kristallerna utvärderades med användning av synkrotron-vitstråleröntgentopografi vid Pohang-ljuskällan.
Figur 2: Termiskt zondiagram och nätmodell av PVT-tillväxt i en induktionsvärmeugn.
Eftersom HTCVD- och PVT-metoder odlar kristaller under gas-fastfas-jämvikt vid tillväxtfronten, ledde framgångsrik snabb tillväxt av SiC med HTCVD-metoden till utmaningen med snabb tillväxt av SiC med PVT-metoden i denna studie. HTCVD-metoden använder en gaskälla som är lätt flödesstyrd, medan PVT-metoden använder en fast källa som inte direkt styr flödet. Flödeshastigheten som ges till tillväxtfronten i PVT-metoden kan styras av sublimeringshastigheten för den fasta källan genom temperaturfördelningskontroll, men exakt kontroll av temperaturfördelningen i praktiska tillväxtsystem är inte lätt att uppnå.
Genom att öka källtemperaturen i PVT-reaktorn kan tillväxthastigheten för SiC ökas genom att öka källans sublimeringshastighet. För att uppnå stabil kristalltillväxt är temperaturkontroll vid tillväxtfronten avgörande. För att öka tillväxthastigheten utan att bilda polykristaller måste en högtemperaturgradient uppnås vid tillväxtfronten, vilket framgår av SiC-tillväxt via HTCVD-metoden. Otillräcklig vertikal värmeledning till lockets baksida bör avleda den ackumulerade värmen vid tillväxtfronten genom termisk strålning till tillväxtytan, vilket leder till bildandet av överskottsytor, dvs polykristallin tillväxt.
Både massöverförings- och omkristalliseringsprocesser i PVT-metoden är mycket lika HTCVD-metoden, även om de skiljer sig åt i SiC-källan. Detta innebär att snabb tillväxt av SiC också är möjlig när sublimeringshastigheten för SiC-källan är tillräckligt hög. Men att uppnå högkvalitativa SiC-enkristaller under höga tillväxtförhållanden via PVT-metoden har flera utmaningar. Kommersiella pulver innehåller vanligtvis en blandning av små och stora partiklar. På grund av ytenergiskillnader har små partiklar relativt höga föroreningskoncentrationer och sublimerar före stora partiklar, vilket leder till höga föroreningskoncentrationer i de tidiga tillväxtstadierna av kristallen. Dessutom, eftersom fast SiC sönderdelas till ångarter som C och Si, SiC2 och Si2C vid höga temperaturer, bildas fast C oundvikligen när SiC-källan sublimeras i PVT-metoden. Om det bildade fasta C-materialet är tillräckligt litet och lätt, under snabba tillväxtförhållanden, kan små C-partiklar, kända som "C-damm", transporteras till kristallytan genom kraftig massöverföring, vilket resulterar i inneslutningar i den växta kristallen. För att minska metallföroreningar och C-damm bör därför partikelstorleken hos SiC-källan i allmänhet kontrolleras till en diameter på mindre än 200 μm, och tillväxthastigheten bör inte överstiga ~0,4 mm/h för att bibehålla långsam massöverföring och utesluta flytande C damm. Metallföroreningar och C-damm leder till nedbrytning av odlade SiC-kristaller, som är de främsta hindren för den snabba tillväxten av SiC via PVT-metoden.
I denna studie användes krossade CVD-SiC-källor utan små partiklar, vilket eliminerade flytande C-damm under stark massöverföring. Således designades den termiska zonstrukturen med hjälp av multifysisk simuleringsbaserad PVT-metod för att uppnå snabb SiC-tillväxt, och den simulerade temperaturfördelningen och temperaturgradienten visas i figur 3a.
Figur 3: (a) Temperaturfördelning och temperaturgradient nära tillväxtfronten av PVT-reaktorn erhållen genom finita elementanalys, och (b) vertikal temperaturfördelning längs den axisymmetriska linjen.
Jämfört med typiska termiska zoninställningar för att odla SiC-kristaller med en tillväxthastighet på 0,3 till 0,8 mm/h under en liten temperaturgradient på mindre än 1 °C/mm, har de termiska zoninställningarna i denna studie en relativt stor temperaturgradient på ~ 3,8°C/mm vid en tillväxttemperatur av ~2268°C. Temperaturgradientvärdet i denna studie är jämförbart med den snabba tillväxten av SiC med en hastighet av 2,4 mm/h med HTCVD-metoden, där temperaturgradienten är inställd på ~14 °C/mm. Från den vertikala temperaturfördelningen som visas i figur 3b bekräftade vi att ingen omvänd temperaturgradient som kunde bilda polykristaller fanns nära tillväxtfronten, som beskrivs i litteraturen.
Med användning av PVT-systemet odlades SiC-kristaller från CVD-SiC-källan under 4 timmar, såsom visas i figurerna 2 och 3. En representativ SiC-kristalltillväxt från den odlade SiC visas i figur 4a. Tjockleken och tillväxthastigheten för SiC-kristallen som visas i figur 4a är 5,84 mm respektive 1,46 mm/h. SiC-källans inverkan på kvaliteten, polytypen, morfologin och renheten hos den odlade SiC-kristallen som visas i figur 4a undersöktes, som visas i figurerna 4b-e. Tvärsnittstomografibilden i figur 4b visar att kristalltillväxten var konvex-formad på grund av de suboptimala tillväxtförhållandena. Emellertid identifierade mikro-Raman-spektroskopin i figur 4c den odlade kristallen som en enda fas av 4H-SiC utan några polytypinneslutningar. FWHM-värdet för (0004)-toppen som erhölls från analysen av röntgenvagningskurvan var 18,9 bågsekunder, vilket också bekräftar god kristallkvalitet.
Figur 4: (a) Tillväxt SiC-kristall (tillväxthastighet på 1,46 mm/h) och dess utvärderingsresultat med (b) tvärsnittstomografi, (c) mikro-Raman-spektroskopi, (d) röntgenvagningskurva och ( e) Röntgentopografi.
Figur 4e visar den vita strålröntgentopografin som identifierar repor och gängförskjutningar i den polerade skivan av den odlade kristallen. Dislokationsdensiteten för den odlade kristallen uppmättes till ~3000 ea/cm², något högre än dislokationsdensiteten för groddkristallen, som var ~2000 ea/cm². Den odlade kristallen bekräftades ha relativt låg dislokationsdensitet, jämförbar med kristallkvaliteten hos kommersiella wafers. Intressant nog uppnåddes snabb tillväxt av SiC-kristaller med användning av PVT-metoden med en krossad CVD-SiC-källa under en stor temperaturgradient. Koncentrationerna av B, Al och N i den odlade kristallen var 2,18 x 1016, 7,61 x 1015 respektive 1,98 x 1019 atomer/cm3. Koncentrationen av P i den odlade kristallen var under detektionsgränsen (<1,0 x 1014 atomer/cm3). Föroreningskoncentrationerna var tillräckligt låga för laddningsbärare, förutom N, som avsiktligt dopades under CVD-processen.
Även om kristalltillväxten i denna studie var småskalig med tanke på kommersiella produkter, har den framgångsrika demonstrationen av snabb SiC-tillväxt med god kristallkvalitet med användning av CVD-SiC-källan genom PVT-metoden betydande implikationer. Eftersom CVD-SiC-källor, trots sina utmärkta egenskaper, är kostnadskonkurrenskraftiga genom att återvinna kasserade material, förväntar vi oss att de används i stor utsträckning som en lovande SiC-källa för att ersätta SiC-pulverkällor. För att tillämpa CVD-SiC-källor för snabb tillväxt av SiC, krävs optimering av temperaturfördelningen i PVT-systemet, vilket ställer ytterligare frågor för framtida forskning.
Slutsats
I denna studie uppnåddes den framgångsrika demonstrationen av snabb SiC-kristalltillväxt med hjälp av krossade CVD-SiC-block under högtemperaturgradientförhållanden genom PVT-metoden. Intressant nog realiserades den snabba tillväxten av SiC-kristaller genom att ersätta SiC-källan med PVT-metoden. Denna metod förväntas avsevärt öka den storskaliga produktionseffektiviteten för SiC-enkristaller, vilket i slutändan minskar enhetskostnaden för SiC-substrat och främjar den utbredda användningen av högpresterande kraftenheter.
Posttid: 2024-jul-19