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pvt法晶體生長

生活經驗pvt

介紹
碳化硅(SiC)是最具吸引力和發展前景的寬帶隙半導體材料之一，具有優異的物理性能和巨大的電子應用潛力 。目前150mm直徑的SiC晶圓已經商業化，由于市場的擴大 ， 投入了大量的精力和資源，晶圓的位錯密度已經降低到5000/cm2 。高質量生長大型SiC晶體最成功的方法是籽晶升華過程，這種生長過程不可避免地導致不均勻形核和熱應力導致生長的SiC晶片缺陷 。
特別是生長的初始階段，在籽晶和生長的晶體之間的界面附近產生了許多位錯 。生長初期位錯的成核是由于熱應力和籽晶晶體與生長晶體之間的氮濃度差異引起的晶格失配引起的應變 。最近 ， H. Suo等人報道了在不同溫度條件下生長的SiC晶體的貫穿位錯(TDs)增加 。在高溫條件下生長的晶體與低溫條件下生長的晶體相比，在生長的初始階段TD顯著增加 。TDs的增加是由于熱應力引起的晶格失配和/或籽晶與生長晶體之間的氮濃度差異造成的 。
特別是對于氮濃度差引起的晶格失配，計算了不同氮濃度下4H-SiC的晶格常數以及摻雜引起的晶格失配 。S. Sadaki等人報道了重氮摻雜在高溫下的晶格收縮，以及1100℃時輕摻雜外延層(6x1014 /cm3)和重摻雜襯底(2x1019 /cm3)之間的計算晶格失配(Δd/d)為1.7x10-4 。因此，由于摻雜濃度的差異，2200~2500℃生長溫度附近的不匹配相比室溫要大得多 。然而 ， 由于生長初期籽晶與生長晶體之間氮濃度的差異而導致的晶格不匹配導致缺陷的形成，目前還沒有研究 。
實驗
本實驗旨在分析生長初期晶體中氮濃度差與熱應力對位錯成核的影響 。采用PVT法在4度偏軸籽晶上生長直徑為4英寸的4H-SiC單晶 。籽晶和碳化硅源材料分別放在帶有絕緣的密封石墨坩堝中 。在相同的生長溫度和壓力下進行晶體生長 ?？刂欺釄宓撞繙囟?，測得坩堝頂部溫度在±5℃范圍內變化，可以消除生長晶體之間熱應力差異的影響 。為了研究初始階段氮濃度對位錯形核和晶格失配之間的關系，在加熱和減壓階段以不同比例的氮氣流量和/或形狀生長晶體，如表1所示 。將Ar氣體和N2氣體引入晶體生長室，固定總流量 。
表1 樣品在加熱和減壓階段的氮氣比 。

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對生長的SiC晶錠進行切片和拋光 ， 制備<11-20>的x斷面樣品 。采用二次離子質譜法(SIMS)對樣品氮濃度進行深度剖面分析 。SIMS測量采用沖擊能量15keV、電流50nA的Cs+ Gun進行 。分析區域為60um (Φ)，檢測到的離子為30Si和30Si14N 。在PAL(Pohang Accelerator Lab)中，利用帶有反射模式的白束源獲得了同步x射線地形圖像，以研究生長初始階段貫穿位錯的產生 。在500℃ KOH腐蝕15~ 25 min后，測定蝕刻坑密度(EPD) 。
結果與討論
我們最小化了運行過程中的溫度差異 ， 這有助于研究氮濃度對位錯成核的影響，排除熱應力的影響 。SiC晶體中氮的加入量受生長速度和生長溫度的影響，生長溫度的變化范圍為±5℃，生長速率的變化范圍為~ 0.05 um/hr；在較低的生長溫度和較低的生長速率下，晶體中氮的摻入量越大 。
用SIMS測量的N2原子濃度(原子/cm3)如表2所示 。對于每個樣品，在幾個位置測量了N2原子濃度，包括：籽晶 ， 籽晶上部100um, 300um和1mm位置 。生長晶體的N2原子濃度(籽晶上方1mm位置)高度依賴于引入的N2氣體比例，如圖1所示 。除(d)樣品外，所有樣品在生長初期N2原子濃度均顯著增加 ， 原子濃度隨生長而單調下降，直到從籽晶開始生長超過300um 。樣品(d)在極低氮流量比0.0375下生長 。
【pvt法晶體生長】表2 樣品中氮原子濃度與晶體位置的關系
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圖1 生長晶體中N2原子濃度與進入晶體生長室的N2氣體占總氣流的比例之間的關系 。
我們對表1中不同氮流量下生長的x斷面樣品進行了研究 。樣品的光學圖像(a-1, b-1, c-1, d-1, e-1)和x射線地形圖像(a-2, b-2, c-2, d-2, e-2)如圖2所示 。這些光學和x射線地形圖像取自x剖面樣品的中心 。從表2中測量到的氮原子濃度和圖2中的光學圖像，我們可以假設生長的初始階段從籽晶到300 ~ 400um，對應于減壓階段 。初始階段的平均生長速率假設為30um/hr左右 。
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圖2所示 。表1中不同氮流量下生長的x剖面樣品的光學圖像(a-1、b-1、c-1、d-1、e-1)和x射線地形圖像(a-2、b-2、c-2、d-2、e-2) 。
樣品(a)在氮氣占總氣體流量的比例為0.5的條件下生長，我們可以在光學圖像(a-1)中看到籽晶和生長晶體之間非常暗的界面 。樣品(a)在距離籽晶1mm處氮原子濃度為1.6E+19個原子/cm3，相關電阻率為0.012 Ω-cm 。在重氮摻雜樣品(a)的x射線形貌圖(a-2)中，在生長至~ 200um的晶體中觀察到無位錯的厚帶，此后開始出現大量的貫穿位錯 。在樣品(b)中 ， 我們發現貫穿位錯是在界面處產生的 。新產生的貫穿位錯數比從籽晶轉移的貫穿位錯數多50% 。樣品(b)在氮氣比為0.15的條件下生長，籽晶與生長晶體距離籽晶100um處氮原子濃度的差值為1.2E+ 19個原子/cm3 。樣品(c) ~ (d)表明 ， 在界面處只觀察到少數新的貫穿位錯 。與(a)和(b)樣品相比，在較低的氮氣比例下生長的樣品，籽晶與離籽晶100um位置的生長晶體之間的氮原子濃度差異小于4.0E+18個原子/cm3 。特別是樣品(d)的界面非常?。?如圖2中(d-1)所示 。，離籽晶100um處生長晶體的氮原子濃度不高于籽晶 。樣品(e)的界面厚度與其他樣品(a, b, c)相似 ， 但我們從光學圖像(e-1)中發現初始階段氮濃度很低，測量氮濃度結果見表2 。然而，在再次生長的碳化硅中 ， 短而彎曲的位錯和基面位錯以非常高的密度存在 。原因尚不清楚，但在樣品(e)中，現有的貫穿位錯已轉變為基面位錯 。
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圖3 表1中氮流量(b)和(c)對應的x剖面樣品邊緣位置的x射線地形圖(b-3, e-3) 。x射線形貌圖像的晶體學方向與圖2(f)相同 。
圖3為表1中樣品(b)和(e)的x射線形貌圖 。這些x射線地形圖像取自x剖面樣品的邊緣 。從邊緣的x射線形貌圖中可以看出，從中心到界面的位錯形成結果相似，但圖2中邊緣位錯密度大于中心位錯密度 。用熔融KOH蝕刻法研究了所選樣品的位錯密度 。這些樣品是使用類似的種子晶體質量生長的，從籽晶進化而來的缺陷密度的差異是可以忽略不計的 。所選樣品(b)、(c)、(e)位錯密度見表3，相關缺陷圖像見圖4 。取樣位置距籽晶1mm 。
表3 KOH蝕刻后所選樣品位錯密度 。
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KOH刻蝕后位錯密度的測量結果與x射線形貌的觀測結果吻合 。樣品(b)的貫穿刃位錯密度(TED)幾乎是樣品(c)和樣品(e)的3~5倍，基面位錯密度(BPD)與貫穿刃位錯密度趨于一致，如表3所示 。
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圖4 表1中不同氮流量下KOH蝕刻樣品的光學圖像 。
另一個需要考慮的因素是生長前沿氮素的失配會使表面形態發生變化 。D.D. Avrov等報道了氮通過降低結晶表面微臺階的高度而積極阻止三維生長 ， 并報道了氮的表面催化作用機制使其逐層生長 。然而，在氮重摻雜的4H-SiC晶體中，產生了更高的微小臺階 ， 使貫穿位錯轉變為基面位錯 。通過在貫穿位錯上覆蓋更高的微臺階，位錯的生長方向改變為90°，位錯的生長方向轉變為基面位錯 。
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圖5 (a)表1中樣品(b)的x射線形貌圖 。x線切片的方向為<1-100> 。x射線形貌圖像的晶體學方向為(b) 。
我們在重氮摻雜樣品(a)中觀察到無位錯的厚帶，在樣品(b)界面處觀察到大量穿線位錯的產生 。為了仔細觀察，我們獲得了g=101-4的x射線形貌圖像，如圖5所示 。在初始生長區域的x射線形貌圖(b)中，發現了向基面方向滑動的貫穿位錯 。
結論
我們研究了PVT法4H-SiC單晶生長初期貫穿位錯的產生 。為了闡明籽晶和生長晶體之間的氮濃度差異對4H-SiC單晶生長初期位錯成核的影響，在不同氮氣流量和/或形態下 ， 在相同的生長條件下形成晶體，以消除樣品之間的熱應力差異的影響 。生長晶體的N原子濃度高度依賴于引入的氮氣比例，并且N原子濃度在生長初期急劇增加 。在界面上產生新的貫穿位錯在很大程度上取決于籽晶和生長晶體之間的氮原子濃度差異 。在低N原子濃度差的樣品中，貫穿位錯很少產生 ， 而在高N原子濃度差的樣品中，貫穿位錯在界面處發生形核 。在PVT生長過程的初始階段，研究了籽晶與生長晶體之間氮濃度差異引起的晶格不匹配引起的貫穿位錯的產生，并確定了加熱和減壓階段適宜的氮氣流量和分布 。