A SiC egykristály felhasználásának gyors növekedéseCVD-SiC tömegesForrás szublimációs módszerrel
Újrahasznosított felhasználásávalCVD-SiC blokkokSiC forrásként a SiC kristályokat sikeresen tenyésztették 1,46 mm/h sebességgel PVT módszerrel. A kinőtt kristály mikrocső és diszlokációs sűrűsége azt jelzi, hogy a magas növekedési ütem ellenére a kristály minősége kiváló.
Szilícium-karbid (SiC)egy széles sávú félvezető kiváló tulajdonságokkal nagyfeszültségű, nagy teljesítményű és nagyfrekvenciás alkalmazásokhoz. Az elmúlt években gyorsan nőtt az igény, különösen a teljesítmény-félvezetők területén. Erőteljes félvezető alkalmazásokhoz a SiC egykristályokat nagy tisztaságú SiC forrás 2100–2500 °C-on történő szublimálásával növesztik, majd fizikai gőztranszport (PVT) módszerrel oltókristályokká átkristályosítják, majd feldolgozzák, hogy ostyákon egykristály szubsztrátumot kapjanak. . Hagyományosan,SiC kristályokPVT módszerrel termesztik 0,3-0,8 mm/h növekedési sebességgel a kristályosság szabályozására, ami viszonylag lassú a félvezető alkalmazásokban használt más egykristályos anyagokhoz képest. Amikor a SiC kristályokat nagy növekedési sebességgel tenyésztik a PVT módszerrel, nem zárták ki a minőségromlást, beleértve a szénzárványokat, a csökkent tisztaságot, a polikristályos növekedést, a szemcsehatárok kialakulását, valamint a diszlokáció és porozitási hibákat. Ezért a SiC gyors növekedését nem fejlesztették ki, és a SiC lassú növekedési üteme komoly akadályt jelent a SiC szubsztrátok termelékenységében.
Másrészt a SiC gyors növekedéséről szóló legújabb jelentések a PVT módszer helyett a magas hőmérsékletű kémiai gőzlerakódás (HTCVD) módszereket alkalmazzák. A HTCVD módszer Si-t és C-t tartalmazó gőzt használ SiC forrásként a reaktorban. A HTCVD-t még nem használták nagyüzemi szilícium-karbid előállítására, és további kutatást és fejlesztést igényel a kereskedelmi forgalomba hozatalhoz. Érdekes módon még nagy, ~3 mm/h növekedési sebesség mellett is jó kristályminőséggel termeszthetők a SiC egykristályok a HTCVD módszerrel. Eközben SiC komponenseket használtak félvezető folyamatokban olyan zord körülmények között, amelyek rendkívül nagy tisztaságú folyamatszabályozást igényelnek. Félvezető eljárási alkalmazásokhoz ~99,9999%-os (~6N) tisztaságú SiC komponenseket általában CVD eljárással állítanak elő metil-triklórszilánból (CH3Cl3Si, MTS). A CVD-SiC komponensek nagy tisztasága ellenére azonban használat után eldobták őket. A közelmúltban a kiselejtezett CVD-SiC komponenseket a kristálynövekedés SiC forrásának tekintették, bár egyes visszanyerési eljárásokra, beleértve az aprítást és tisztítást, még mindig szükség van a kristálynövekedési forrás magas követelményeinek kielégítésére. Ebben a tanulmányban eldobott CVD-SiC blokkokat használtunk az anyagok újrahasznosítására a SiC kristályok termesztésének forrásaként. Az egykristály növesztéshez használt CVD-SiC blokkokat méretszabályozott zúzott tömbökként állítottuk elő, amelyek alakja és mérete jelentősen eltér a PVT eljárásban általánosan használt kereskedelmi SiC portól, ezért a SiC egykristálynövekedés viselkedése várhatóan szignifikánsan eltérő lesz. különböző. A SiC egykristálynövekedési kísérletek elvégzése előtt számítógépes szimulációkat végeztek a magas növekedési sebesség elérése érdekében, és a termikus zónát ennek megfelelően konfigurálták az egykristály növekedéséhez. A kristálynövekedés után a kifejlett kristályokat keresztmetszeti tomográfiával, mikro-Raman spektroszkópiával, nagy felbontású röntgendiffrakcióval és szinkrotron fehérnyaláb röntgen topográfiával értékeltük.
Az 1. ábra a SiC kristályok PVT-növekedésére használt CVD-SiC forrást mutatja ebben a tanulmányban. A bevezetőben leírtak szerint a CVD-SiC komponenseket az MTS-ből CVD-eljárással szintetizálták, és mechanikai feldolgozás útján félvezetői használatra formálták. Az N-t adalékolták a CVD-eljárásban, hogy vezetőképességet érjenek el a félvezető eljárásoknál. A félvezető eljárásokban történő felhasználás után a CVD-SiC komponenseket összetörték, hogy előkészítsék a forrást a kristálynövekedéshez, amint az 1. ábrán látható. A CVD-SiC forrást lemezekként készítették elő, amelyek átlagos vastagsága ~0,5 mm és átlagos részecskemérete kb. 49,75 mm.
1. ábra: CVD-SiC forrás, amelyet MTS-alapú CVD eljárással készítettünk.
Az 1. ábrán látható CVD-SiC forrás felhasználásával SiC kristályokat növesztettünk PVT módszerrel indukciós fűtőkemencében. A termikus zóna hőmérséklet-eloszlásának értékeléséhez a VR-PVT 8.2 (STR, Szerb Köztársaság) kereskedelmi szimulációs kódot használtuk. A termikus zónával rendelkező reaktort 2D tengelyszimmetrikus modellként modelleztük, a 2. ábrán látható módon, annak hálómodelljével. A szimulációban felhasznált összes anyagot a 2. ábra mutatja, tulajdonságaikat pedig az 1. táblázat tartalmazza. A szimulációs eredmények alapján SiC kristályokat növesztettünk PVT módszerrel 2250-2350°C hőmérséklet-tartományban Ar atmoszférában 35 Torr 4 órán keresztül. SiC oltóanyagként egy 4°-os tengelyen kívüli 4H-SiC ostyát használtunk. A kifejlett kristályokat mikro-Raman spektroszkópiával (Witec, UHTS 300, Németország) és nagy felbontású XRD-vel (HRXRD, X'Pert-PROMED, PANalytical, Hollandia) értékeltük. A kifejlett SiC kristályokban a szennyeződések koncentrációját dinamikus szekunder ion tömegspektrometriával (SIMS, Cameca IMS-6f, Franciaország) értékeltük. A kifejlett kristályok diszlokációs sűrűségét szinkrotron fehér nyalábú röntgen topográfiával értékeltük a Pohang fényforrásnál.
2. ábra: A hőzóna diagram és a PVT növekedésének hálómodellje indukciós fűtőkemencében.
Mivel a HTCVD és PVT módszerek a növekedési fronton gáz-szilárd fázis egyensúly mellett kristályokat növesztenek, a SiC sikeres gyors növekedése a HTCVD módszerrel a SiC gyors növekedésének kihívását jelentette a PVT módszerrel ebben a tanulmányban. A HTCVD módszer olyan gázforrást használ, amely könnyen szabályozható áramlással, míg a PVT módszer olyan szilárd forrást használ, amely nem közvetlenül szabályozza az áramlást. A növekedési frontnak biztosított áramlási sebesség a PVT-módszerben a szilárd forrás szublimációs sebességével szabályozható a hőmérséklet-eloszlás szabályozásával, de a hőmérséklet-eloszlás pontos szabályozása gyakorlati növekedési rendszerekben nem egyszerű.
A PVT reaktorban a forrás hőmérsékletének növelésével a SiC növekedési sebessége növelhető a forrás szublimációs sebességének növelésével. A stabil kristálynövekedés eléréséhez elengedhetetlen a hőmérséklet szabályozása a növekedési fronton. A növekedési sebesség polikristályok képződése nélkül történő növeléséhez a növekedési fronton magas hőmérsékleti gradienst kell elérni, amint azt a HTCVD módszerrel végzett SiC növekedés mutatja. A nem megfelelő függőleges hővezetés a kupak hátulján a növekedési fronton felgyülemlett hőt a termikus sugárzáson keresztül a növekedési felület felé vezeti, ami felesleges felületek kialakulásához, azaz polikristályos növekedéshez vezet.
Mind a tömegtranszfer, mind az átkristályosítási folyamatok a PVT módszerben nagyon hasonlóak a HTCVD módszerhez, bár a SiC forrásban különböznek. Ez azt jelenti, hogy a SiC gyors növekedése akkor is elérhető, ha a SiC forrás szublimációs sebessége kellően magas. A kiváló minőségű SiC egykristályok elérése magas növekedési körülmények között a PVT módszerrel azonban számos kihívást jelent. A kereskedelmi forgalomban kapható porok jellemzően kis és nagy részecskék keverékét tartalmazzák. A felületi energiakülönbségek miatt a kis részecskék viszonylag magas szennyezőanyag-koncentrációval rendelkeznek, és a nagy részecskék előtt szublimálódnak, ami magas szennyezőkoncentrációhoz vezet a kristály korai növekedési szakaszában. Ezenkívül, mivel a szilárd SiC gőzfajtákra bomlik, mint például C és Si, SiC2 és Si2C magas hőmérsékleten, elkerülhetetlenül szilárd C képződik, amikor a SiC forrás szublimál a PVT módszerben. Ha a képződött szilárd C elég kicsi és könnyű, akkor gyors növekedési körülmények között a kis C-részecskék, az úgynevezett „C-por”, erős tömegátadással a kristályfelületre kerülhetnek, ami zárványokat eredményez a kifejlett kristályban. Ezért a fémszennyeződések és a C-por csökkentése érdekében a szilícium-karbid-forrás részecskeméretét általában 200 μm-nél kisebb átmérőre kell szabályozni, és a növekedési sebesség nem haladhatja meg a ~0,4 mm/h-t a lassú tömegátadás fenntartása és a lebegés kizárása érdekében. C por. A fémszennyeződések és a C-por a megnövekedett SiC kristályok lebomlásához vezetnek, amelyek a fő akadályai a SiC gyors növekedésének a PVT módszerrel.
Ebben a vizsgálatban zúzott CVD-SiC forrásokat használtak kis részecskék nélkül, kiküszöbölve a lebegő C port erős tömegátadás mellett. Így a termikus zóna szerkezetét multifizikus szimuláción alapuló PVT módszerrel tervezték meg a SiC gyors növekedésének elérése érdekében, és a szimulált hőmérséklet-eloszlás és hőmérsékleti gradiens a 3a. ábrán látható.
3. ábra: (a) Hőmérséklet-eloszlás és hőmérséklet-gradiens a PVT-reaktor növekedési frontja közelében, végeselem-analízissel, és (b) függőleges hőmérséklet-eloszlás a tengelyszimmetrikus vonal mentén.
Az 1 °C/mm-nél kisebb hőmérsékleti gradiens mellett 0,3-0,8 mm/h közötti növekedési sebességű SiC-kristályok termesztésének tipikus termikus zónabeállításaihoz képest a termikus zónabeállítások ebben a vizsgálatban viszonylag nagy, ∼ hőmérsékleti gradienssel rendelkeznek. 3,8 °C/mm ~2268 °C növekedési hőmérsékleten. A hőmérsékleti gradiens értéke ebben a vizsgálatban összevethető a SiC gyors, 2,4 mm/h sebességű növekedésével a HTCVD módszerrel, ahol a hőmérsékleti gradiens ~14 °C/mm-re van beállítva. A 3b. ábrán látható függőleges hőmérséklet-eloszlásból megerősítettük, hogy a növekedési front közelében nem volt jelen a szakirodalomban leírt fordított hőmérsékleti gradiens, amely polikristályokat képezhetne.
A PVT rendszert használva SiC kristályokat növesztettek a CVD-SiC forrásból 4 órán keresztül, amint az a 2. és 3. ábrán látható. A 4a. ábrán látható egy reprezentatív SiC kristálynövekedés a tenyésztett SiC-ből. A 4a ábrán látható SiC kristály vastagsága és növekedési sebessége 5,84 mm, illetve 1,46 mm/h. A SiC-forrás hatását a 4a. ábrán látható kifejlett SiC kristály minőségére, politípusára, morfológiájára és tisztaságára a 4b-e ábrákon látható módon vizsgáltuk. A 4b. ábrán látható keresztmetszeti tomográfiás kép azt mutatja, hogy a kristálynövekedés konvex alakú volt a szuboptimális növekedési körülmények miatt. A 4c. ábrán látható mikro-Raman-spektroszkópia azonban a kifejlett kristályt 4H-SiC egyetlen fázisaként azonosította, politípusos zárványok nélkül. A (0004) csúcs FWHM értéke a röntgensugaras ringató görbe analíziséből 18,9 ívmásodperc volt, ami szintén a jó kristályminőséget igazolja.
4. ábra: (a) Növelt SiC kristály (növekedési sebesség 1,46 mm/h) és értékelési eredményei (b) keresztmetszeti tomográfiával, (c) mikro-Raman spektroszkópiával, (d) röntgen-ringa görbe, és ( e) Röntgen topográfia.
A 4e. ábra a fehér sugaras röntgensugaras topográfiát mutatja, amely azonosítja a karcolásokat és a menetes elmozdulásokat a kinőtt kristály csiszolt szeletén. A kifejlett kristály diszlokációs sűrűségét ~3000 ea/cm²-nek mértük, ami valamivel magasabb, mint a magkristály diszlokációs sűrűsége, amely ~2000 ea/cm² volt. Megerősítették, hogy a kinőtt kristály viszonylag alacsony diszlokációs sűrűséggel rendelkezik, amely összehasonlítható a kereskedelmi forgalomban kapható ostyák kristályminőségével. Érdekes módon a SiC kristályok gyors növekedését a PVT módszerrel zúzott CVD-SiC forrással, nagy hőmérsékleti gradiens mellett értek el. A B, Al és N koncentrációja a kifejlett kristályban 2,18 × 1016, 7,61 × 1015, illetve 1,98 × 1019 atom/cm3 volt. A kifejlett kristályban a P koncentrációja a kimutatási határ alatt volt (<1,0 × 10¹4 atom/cm3). A szennyeződések koncentrációja kellően alacsony volt a töltéshordozók számára, kivéve a N-t, amelyet szándékosan adalékoltak a CVD-folyamat során.
Bár ebben a tanulmányban a kristálynövekedés kis léptékű volt, figyelembe véve a kereskedelmi termékeket, a gyors SiC növekedés és a jó kristályminőségű sikeres demonstráció a CVD-SiC forrás segítségével a PVT módszerrel jelentős következményekkel jár. Mivel a CVD-SiC források kiváló tulajdonságaik ellenére költség-versenyképesek a kiselejtezett anyagok újrahasznosításával, várhatóan széles körű hasznosításuk ígéretes SiC forrásként helyettesíti a SiC por forrásokat. A CVD-SiC források alkalmazása a SiC gyors növekedéséhez szükséges a hőmérséklet-eloszlás optimalizálása a PVT rendszerben, ami további kérdéseket vet fel a jövőbeli kutatások számára.
Következtetés
Ebben a tanulmányban sikeresen demonstrálták a SiC kristályok gyors növekedését zúzott CVD-SiC blokkok segítségével, magas hőmérsékletű gradiens körülmények között a PVT módszerrel. Érdekes módon a SiC kristályok gyors növekedése a SiC forrás PVT módszerrel való helyettesítésével valósult meg. Ez a módszer várhatóan jelentősen növeli a SiC egykristályok nagy léptékű gyártási hatékonyságát, végső soron csökkenti a SiC szubsztrátok egységköltségét, és elősegíti a nagy teljesítményű áramellátó eszközök széles körű elterjedését.
Feladás időpontja: 2024. július 19