Введение

Развитие новых научных направлений возможно благодаря постоянному накоплению знаний о предмете исследования, доскональному пониманию его свойств, физических и химических процессов, структурных преобразований [1–3].

При выращивании кристаллического карбида кремния эпитаксиальный рост необходим для создания активных слоев с заданной плотностью допирования и толщиной. Технология гомоэпитаксиального роста методом химического осаждения из газовой фазы (ХГО) представляет значительный интерес, поскольку, как описано в первой части статьи [4], позволяет управлять политипной репликацией и контролировать процесс допирования, используя пошаговый рост и управление соотношением C/Si соответственно [5]. В этой части статьи будут описаны основы гомоэпитаксиального роста карбида кремния, а также дефекты, возникающие в эпитаксиальных слоях.

Политип 4H–SiC является основным для изготовления полупроводниковых устройств [4]. Кроме того, потенциал политипа 4H–SiC не ограничивается только силовой электроникой, но и является передовым материалом для квантовой технологии благодаря своей широкой запрещенной зоне и слабой спин-орбитальной связи 4H–SiC [6]. Политипизм карбида кремния предполагает, что контроль политипа является существенным аспектом эпитаксиального роста. Концепция репликации политипа в эпитаксиальных слоях 6H–SiC на подложках 6H–SiC была предложена Мацунами в 1987 г. [7]. При исследовании слоев карбида кремния, выращенных на подложках карбида кремния на грани (0001) с различными углами и направлениями смещения, определены оптимальное направление и угол смещения для достижения высококачественной гомоэпитаксии 6H–SiC. В 1987 г. Дэвис [8] сообщил о гомоэпитаксиальном росте 6H–SiC на подложке, находящейся вне оси. В данной работе с использованием пошагового роста слоев с отклонением на 2–6 градуса от оси 6H–SiC (0001) методом ХГО при температуре 1450–1550 °C достигнут гомоэпитаксиальный рост политипа 6H–SiC с очень гладкой поверхностью. Аналогичным образом гомоэпитаксиальный рост слоев 4H–SiC продемонстрирован при отклонении на 5–6 градусов от оси 4H–SiC (0001) [9]. Описанная в этих работах техника роста также применима к гомоэпитаксии и других политипов карбида кремния, таких как 15R–SiC и 21R–SiC. Успех гомоэпитаксии 4H–SiC и демонстрация работы высокопроизводительных барьерных диодов Шоттки на гомоэпитаксиальных слоях 4H–SiC послужили началом уникальных разработок 4H–SiC для полупроводниковых силовых устройств [10]. Эта эпитаксиальная техника роста из газовой фазы была названа ступенчато-управляемой эпитаксией, поскольку политип эпитаксиальных слоев может контролироваться поверхностными ступенями, существующими на внеосевых подложках. Гомоэпитаксиальный рост высококачественного карбида кремния на внеосевых подложках на грани (0001) подробно рассмотрен в работах [11–15].

Основы гомоэпитаксиального роста

На рис. 1 показаны микрофотографии поверхности (а, б) и поверхности после травления расплавленным KOH (в, г) эпитаксиальных слоев, выращенных на осевых и с отклонением от оси на 6 градусов подложках 6H–SiC (0001) при температуре 1500 °C со скоростью роста 3 мкм/ч [16]. Без отклонения от оси эпитаксиальный слой демонстрирует мозаичную морфологию поверхности, а относительно гладкие домены разделены ступенчатыми или канавкообразными границами.

На рис. 1 наблюдаются также треугольные ямки травления, указывающие на тройную симметрию, что предполагает рост кубической фазы карбида кремния. Ямки травления повернуты на 180 градусов относительно друг друга по границам канавок, это означает, что соседние домены, разделенные границами, имеют двойное позиционирование. Напротив, эпитаксиальные слои на внеосевых подложках демонстрируют зеркальные гладкие поверхности, означающие рост монокристаллического слоя 6H–SiC (0001).

Рис. 1. Морфология поверхности эпитаксиальных слоев карбида кремния, выращенных на осевых без отклонения (а, в) и с отклонением от оси на 6 градусов (б, г) слоях 6H–SiC (0001); в, г – после травления KOH [16]

На рис. 2 схематически изображены режимы роста и последовательность укладки слоев, выращенных на осевом и внеосевом слое 6H–SiC (0001). Механизм роста упрощенно можно описать следующим образом: прекурсоры нагреваются и разлагаются в газовой фазе или вблизи подложки, исходные частицы диффундируют к поверхности подложки, адсорбированные частицы мигрируют по поверхности и включаются в кристалл на ступеньках и/или перегибах, где потенциал низок. Однако существует другой конкурентный процесс роста зародышеобразования на террасах, который происходит, когда пресыщение достаточно высоко.

Рис. 2. Схематическое изображение режимов роста и последовательностей укладки слоев карбида кремния, выращенных на оси(а) и с отклонением от оси (б) на подложке 6H–SiC (0001)

Далее приведено подробное описание обоих процессов роста:

– на оси (0001) плотность ступеней очень низкая и существуют большие террасы, вследствие этого рост кристаллов может первоначально происходить на террасах посредством двухмерного зародышеобразования из-за высокого пресыщения. Политип выращенных слоев определяется условиями роста, особенно температурой. Снижение температуры приводит к росту слоя 3C–SiC, который стабилен при низкой температуре [17]. Это явление было спрогнозировано теоретическими исследованиями с использованием квантово-механического расчета энергии [18, 19]. Поскольку порядок укладки слоев 6H–SiC – ABCACB…, растущий слой 3C–SiC может принимать два возможных порядка укладки, как показано на рис. 2, а: ABCABC… и ACBACB….;

– с отклонением от оси (0001) плотность ступеней высокая, а ширина террасы достаточно узкая для миграции адсорбированных частиц и достижения ими ступеней. На самой же ступени место включения (A, B, C) определяется ее связями, как показано на  рис. 2, б. Следовательно, гомоэпитаксии можно достичь посредством бокового роста из ступеней, наследуя порядок укладки подложки.

В целом пошаговый рост на внеосевых подложках широко изучен во многих работах [16, 20, 21]. Так гомоэпитаксию со значительно улучшенным качеством кристалла при использовании внеосевых подложек наблюдали при сэндвич-сублимационном росте [20] и молекулярно-лучевой эпитаксии [21] гексагонального карбида кремния. Политип  карбида кремния в эпитаксиальных слоях можно контролировать с помощью ступенчатой плотности подложек ‒ поверхностные ступени служат шаблоном, который позволяет проводить репликацию политипа в эпитаксиальном слое. Отсюда и происходит термин ‒  пошаговая контрольная эпитаксия [16].

Гомоэпитаксиальный рост гексагонального карбида кремния (0001) при более низкой температуре исследован в работе [22]. Температура роста может быть снижена до 1200 °C (или даже менее) без включений слоя 3C–SiС, но плотность поверхностных дефектов (таких как «треугольные» дефекты) значительно увеличивается с уменьшением температуры роста слоя. При такой низкой температуре роста слоя скорость роста должна поддерживаться очень низкой, чтобы минимизировать включения слоя 3C–SiC. Другая серьезная проблема, которая возникает во время низкотемпературного роста, – это значительное увеличение фоновой плотности допирования азотом. Например, плотность доноров недопированных эпитаксиальных слоев карбида кремния на оси (0001), выращенных при температуре 1200 °C, составляет ~(3–8)·10¹⁷ см^–3, что совершенно неприемлемо для изготовления полупроводниковых устройств [22].

В типичных условиях роста карбида кремния с применением метода ХГО различия в скоростях роста на разных гранях, таких как (0001) и (1120), очень малы, что указывает на то, что рост карбида кремния ограничен диффузией, а поставка исходных частиц на растущую поверхность является этапом, определяющим скорость роста [23]. На рис. 3, а показана зависимость соотношения C/Si от скорости роста для внеосевого слоя 4H–SiC (0001) [24]. В этой работе соотношение C/Si варьировалось путем изменения скорости подачи соединения C₃H₈ при одновременном изменении скорости подачи соединения SiH₄.

Рис. 3. Зависимости скорости роста от соотношения C/Si (а) [22] и относительного пресыщения от соотношения адатомов C/Si (б) [24]

Скорость роста в основном определяется подачей кремния в условиях, когда среда насыщена углеродом. Вблизи точки перегиба (соотношение C/Si составляет 1,0–1,3) на поверхности роста устанавливается почти стехиометрическое состояние. В целом вблизи этого стехиометрического состояния получается очень хорошая морфология поверхности. Если соотношение C/Si слишком низкое, на поверхности образуются макроступени и капли кремния. Напротив, морфологические дефекты поверхности, такие как «треугольные» дефекты, легко образуются, если соотношение C/Si слишком высокое. На рис. 3, б показана зависимость относительного пресыщения на поверхностной террасе от соотношения адатомов C/Si, где  – содержание адатомов углерода и кремния в условиях равновесия.

Дефекты в эпитаксиальных слоях карбида кремния

В эпитаксиальных слоях карбида кремния присутствуют различные виды дефектов. Существуют дефекты, возникающие из-за подложек, и дефекты, создающиеся в процессе эпитаксиального роста. Рассмотрим основные дефекты, возникающие в эпитаксиальных слоях карбида кремния.

За исключением ступенчатой группировки, эпитаксиальные слои карбида кремния, выращенные на внеосевых  подложках на гранях (0001), демонстрируют несколько типов поверхностных дефектов. На рис. 4 показаны типичные поверхностные дефекты, наблюдаемые в гомоэпитаксиальных слоях 4H–SiC и 6H–SiC (0001).

Рис. 4. Типичные поверхностные дефекты, наблюдаемые в гомоэпитаксиальных слоях 4H–SiC и 6H–SiC (0001) [25]

Хотя точные механизмы образования этих дефектов полностью не изучены, они обычно создаются техническими проблемами, такими как неполное удаление полированных повреждений или неоптимизированные процессы роста. Дефект «провал» формируется частицами карбида кремния, изначально образованными на стенках реактора. Плотность этих дефектов в основном зависит от качества поверхности подложек и условий, используемых для процесса роста. Дефект «морковь» (в некоторых случаях в зависимости от формы и структуры ‒ дефект «комета») и «треугольные» дефекты обычно вытянуты вниз вдоль направления ступенчатого роста, что является признаком нарушения ступенчатого роста [25–28]. Как показано на рис. 5, длина дефекта вдоль направления отклонения очень близка к длине базальной плоскости в эпитаксиальном слое при проецировании на поверхность с учетом угла отклонения подложки:

L ≈ d_epi / tanθ,                                                            (1)

где L – длина дефекта; d_epi – толщина эпитаксиального слоя; θ – угол отклонения подложки.

Это наблюдение имеет большое значение, поскольку дефекты зарождаются на самой начальной стадии эпитаксиального роста. Если эти дефекты наблюдаются, то толщину эпитаксиального слоя можно оценить по длине дефекта. Исследования показали, что дефекты «морковь»/«комета» содержат как дефект базальной плоскости, так и призматический дефект плоскости [25, 26].

Рис. 5. Схематическое изображение дефекта «морковь»/«комета» в эпитаксиальном слое карбида кремния

На рис. 6 показана схема дефекта «морковь»/«комета» с отмеченными сопутствующими дефектами. Дефект «морковь» зарождается из пронизывающей дислокации, присутствующей в подложке в области, обозначенной как точка зарождения. Затем во время эпитаксиального роста пронизывающая дислокация расщепляется на несколько частичных. По мере того как пронизывающая дислокация распространяется через эпитаксиальный слой, образуется призматический дефект, перпендикулярный подложке, ограниченный пронизывающей и ступенчатой дислокациями. Третья частичная дислокация также образуется в точке зарождения, создавая дефект базальной плоскости в области между частичной дислокацией Франка и ступенчатой дислокацией. На данный момент механизм образования дефектов типа «морковь»/«комета» не очень ясен. Небольшие ямки, созданные во время травления подложки непосредственно перед ХГО, могут иметь ключевое значение в их образовании [29].

Рис. 6. Схема дефекта «морковь»/«комета» с отмеченными сопутствующими дефектами

«Треугольные» дефекты также демонстрируют различные структуры. В некоторых «треугольных» дефектах треугольная область представляет собой политип слоя 3C–SiC, в то время как в других «треугольных» дефектах (в базальной плоскости) расширена только ламинарная область толщиной в несколько  двойных слоев Si–C [27]. В некоторых случаях областей 3C–SiC не наблюдается, а частичная дислокация проходит вдоль двух сторон треугольной формы. Такие дефекты не всегда наблюдаются под небольшими ямками, типичная глубина 20–100 нм (рис. 4, а). Интересно, что более высокие плотности дефектов типа «морковь»/«комета» и «треугольных» дефектов возникают, когда выращивают эпитаксиальные слои, богатые кремнием и углеродом. В условиях, когда слои богаты кремнием, поверхностные дефекты имеют тенденцию соединяться в базальные плоскости, образуя дефекты упаковки. Длина миграции адсорбированных частиц уменьшается, а пресыщение увеличивается в условиях высокого содержания углерода [30]. Типичная плотность этих макроскопических дефектов в гомоэпитаксиальных слоях карбида кремния составляет ~(0,02–2) см^–2. Образование дефекта в виде «мелких ямок» можно подавить, минимизировав образование капель кремния во время процесса травления [30, 31]. Когда полупроводниковые устройства из карбида кремния включают дефекты типа «морковь»/«комета» или «треугольные» дефекты, они демонстрируют чрезмерные токи утечки и значительно сниженные напряжения пробоя, в то время как воздействие дефекта в виде «мелких ямок» пренебрежимо мало [32, 33]. Это неудивительно, поскольку дефекты упаковки, связанные с дефектами типа «морковь»/«комета» и «треугольные» (как в базальных, так и в призматических плоскостях), должны представлять собой пути для токов утечки. На рис. 7 показана морфология поверхности эпитаксиального слоя 4H–SiC, наблюдаемая с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) [34] ‒ изображение получено с низким ускоряющим напряжением для повышения разрешения.

Рис. 7. Морфология поверхности эпитаксиального слоя 4H–SiC [33]

Обнаружено, что небольшие углубления размером 0,5–1 мкм образуются в местах расположения пронизывающих дислокаций с нарушением ступенчатых переходов на дислокациях. Форма и глубина этих дефектов существенно зависят от условий роста, включая процессы травления и охлаждения [34].

В процессе роста карбида кремния методом ХГО большинство микротрубок в подложке реплицируются в эпитаксиальном слое. Обнаружено, что микротрубки в подложке карбида кремния на грани (0001) вне оси могут диссоциировать на несколько элементарных винтовых дислокаций с закрытым ядром [34].

Рис. 8. Схематическое изображение закрытия микротрубки

На рис. 8 показано, что часть супервинтовой дислокации (ядро микротрубки) фиксируется в базальной плоскости посредством взаимодействия с боковым ростом ступеней. Фиксированная винтовая дислокация имеет тенденцию снова менять направление и пронизывать направление вдоль оси (0001). Общий результат заключается в том, что одна элементарная винтовая дислокация отделяется от супервинтовой дислокации. Повторяя этот процесс преобразования несколько раз, микротрубка полностью диссоциируется на отдельные элементарные винтовые дислокации и закрывается. Вероятность закрытия микротрубки существенно зависит от соотношения C/Si во время ХГО. В условиях, когда слои богаты кремнием, улучшается закрытие микротрубки [35, 36]. При снижении значения соотношения C/Si до 0,7 вероятность закрытия микротрубки достигает 99 % или даже более. Считается, что закрытие микротрубки происходит, когда преобладает ступенчатый рост слоев, даже вблизи сердцевины микротрубки [35, 36]. В условиях роста слоев, богатых кремнием, ступенчатый рост усиливается, в то время как спиральный рост стимулируется в условиях, когда слои богаты углеродом [37]. Хотя в настоящее время микротрубки практически полностью исчезли из подложек, закрытие микротрубок во время эпитаксиального роста слоев представляет собой интересное явление с точки зрения дефектотехники.

Репликацию и преобразование дислокаций, обычно наблюдаемых в эпитаксиальных слоях 4H–SiC, выращенных с отклонением от оси на грани (0001) методом ХГО, иллюстрирует рис. 9, а [14, 38]. Поведение базальных плоскостных дислокаций (БПД) во время эпитаксиального роста слоев довольно сложный процесс. Этот дефект является вредным для биполярных устройств, поскольку он может стать источником дефекта упаковки типа Шокли при инжекции носителей. Такой дефект упаковки вызывает локальное сокращение срока службы носителей (увеличение сопротивления в открытом состоянии) и увеличение тока утечки [39]. Когда дефект БПД реплицируется в эпитаксиальном слое, он простирается в базальной плоскости, которая наклонена на несколько градусов от поверхности кристалла. Поскольку упругая энергия дислокации естественным образом пропорциональна длине дислокации, репликация БПД в эпитаксиальном слое, выращенном вне оси на грани (0001), приводит к значительному увеличению упругой энергии дислокации [40]. Обнаружено, что все дефекты БПД, распространяющиеся в базальных плоскостях эпитаксиального слоя, имеют винтовой характер [14, 41]. Известно, что идеальная БПД в карбиде кремния диссоциирует на две частичные дислокации, между которыми создается один дефект упаковки типа Шокли [42]. Ширина дефектов упаковки типа Шокли обычно составляет 30–70 нм  и зависит от направления смещения внутри базальной плоскости, а также от плотности легирования [43]. Ширина дефекта упаковки типа Шокли обычно больше для карбида кремния с высоким содержанием азота, что получается из-за увеличения электростатической энергии, вызванного захватом свободных электронов на локализованном уровне дефектов упаковки. Дефекты БПД легко сдвигаются под напряжением, поскольку критическое разрешенное напряжение сдвига в карбиде кремния относительно низкое, особенно при высокой температуре [44, 45].

Схематическое изображение смещения БПД во время эпитаксиального роста карбида кремния методом ХГО вне оси (0001) представлено на рис. 9, б. В структуре эпитаксиального слоя и подложки одна базальная плоскость, пересекающая поверхность эпитаксиального слоя с углом среза, обозначена пунктиром. Три белые стрелки указывают на процесс смещения БПД слева направо. Во время смещения нисходящий конец БПД создает короткие сегменты на движущемся фронте роста слоя. Как показано на схеме, эти сегменты БПД вырастают в дислокационные полупетли. Смещение БПД также оставляет пограничную дислокацию на стыке эпитаксиального слоя и подложки, отмеченную черной стрелкой с правой стороны. Подобная морфология дефектов проявляется в виде массивов точек [45].

Рис. 9. Схематическое изображение репликации и преобразования дислокаций, наблюдаемых в эпитаксиальных слоях 4H–SiC, выращенных вне оси (0001) (а), и смещения базальных плоскостных дислокаций (БПД) во время эпитаксиального роста карбида кремния (б)

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Заключения

Представлены основы гомоэпитаксиального роста карбида кремния методом ХГО. Рассмотрены основные дефекты, возникающие в процессе роста и допирования карбида кремния, описаны причины возникновения дефектов и их влияние на свойства полупроводниковых устройств. Рассмотрены условия для снижения количества дефектов.

Большинство дефектов в эпитаксиальных слоях 4H–SiC возникает из-за некачественных подложек. Плотность дефектов значительно увеличивается с ростом температуры осаждения. Это можно объяснить более высокой равновесной плотностью углеродной вакансии при высоких температурах. В целом высокая температура осаждения предпочтительна для получения хорошей морфологии поверхности с пониженной плотностью протяженных дефектов, таких как дефекты «морковь» и других вросших дефектов поверхности. Однако осаждение при высокой температуре приводит к высокой плотности дефектов глубинных уровней, что влияет на снижение срока службы полупроводниковых устройств. Необходимо учитывать влияние соотношения C/Si на образование дефектов, так как при слишком низком соотношении на поверхности образуются макроступени и капли кремния. Морфологические дефекты поверхности, такие как «треугольные» дефекты, легко образуются при высоком соотношении C/Si.

Таким образом, в процессе эпитаксиального роста карбида кремния с помощью метода ХГО необходимо тщательно подбирать и контролировать все параметры, оказывающие влияние на эпитаксиальный рост слоев, а также соблюдать компромисс между дефектами в эпитаксиальных слоях и характеристиками полупроводниковых устройств.