Кафедра микроэлектроники

Пояснительная записка к дипломной работе
на тему: "Влияние механических напряжений на структуру монокристаллов карбида кремния"

Дипломант Нагалюк С.С.
Руководитель Авров Д.Д.

Санкт-Петербург 2002 год

Основные свойства карбида кремния и его применение.

Карбид кремния является перспективным полупроводниковым материалом для высокотемпературной и высокочастотной электроники. Благодаря оптимальному сочетанию физико-химических и электрофизических свойств, таких как: высокая химическая, механическая и радиационная стойкость(100000Вт/см3), широкая ширина запрещенной зоны (от 2,39эВ у политипа 3С до 3,3эВ у 2Н), возможность получения материала n и p электропроводности, высокая теплопроводность(5Вт/см*К) и электрическая прочность (до 6МВ/см). Способность карбида кремния кристаллизоваться в различных политипных модификациях, которых известно более 150, позволяет получать материалы с близкими физико-химическими свойствами, но с различными электрофизическими параметрами.
Карбид кремния, единственное полупроводниковое соединение, состоящее из элементов IV группы. Это широко распространенные в природе углерод и кремний. Карбид кремниевая пластина диаметром 50 мм на данный момент стоит сейчас $1000. Рынок пластин карбида кремния и приборов на его основе составляет более $2 млрд. и имеет резкую тенденцию к росту.
Наличие качественных подложек SiC позволило бы изготавливать приборы, которые применялись бы в таких сферах деятельности как атомная энергетика, топливно-энергетический комплекс, военная техника. Но существует целый ряд проблем, которые не позволяют выращивать монокристаллы с требуемыми свойствами. Поэтому требуется дополнительные исследования, направленные на улучшение структуры выращиваемых слитков монокристаллов карбида кремния.

Дислокационная структура монокристаллов карбида кремния выращенных в направлении [0001] состоит из нескольких типов дефектов [ 10 ]:
1. Торчковые дислокации (ТД), расположенные параллельно или наклонно к направлению роста кристаллов - это краевые и смешанные дислокации с вектором Бюргерса b=1/3<1120> и b=1/3<1120>+p/q [0001] соответственно (плоскость скольжения {1010}) .
2.Базисные дислокации (БД), лежащие в плоскостях (0001) - это частичные дислокации Шокли с вектором Бюргерса b=1/3<1010> и смешанные дислокации с b=1/3<1010>+1/2n [0001] (плоскость скольжения {0001}).Электронно-микроскопические исследования показали, что краевые ТД могут образовываться из базисных за счет переползания последних в призматические плоскости под действием напряжений. Вакансии, поставляемые фронтом роста кристалла, способствуют прорастанию ТД в объем кристалла.
3.Области сброса - это слаборазориентированные домены (не более одного градуса).

Часто базисные дислокации встречаются в виде локальных скоплений петель, связанных с ТД. Большая плотность БД наблюдается обычно в непосредственной близости от затравки, где также были выявлены призматические дислокационные петли вакансионной природы, которые могут быть образованны в следствии как нестихиометрии, так и деформации кристаллической решетки [11].
Анализ рентгенотопографических картин показал, что торчковые дислокации в основном образуются в переходной области (ПО) затравка - объемный монокристалл и пронизывают весь выросший кристалл вдоль направления нормального роста.
Электронно-микроскопические исследования и измерения ПО с помощью косых шлифов показали, что ширина ПО достигает 20…50 мкм. Образование переходной области связано с загрязнением поверхности исходной подложки, при этом возникают блоки ?-SiC.Во-вторых, известно, что источником дефектов являются макронапряжения, возникающие из-за несоответствия параметров решеток растущего слоя и затравки. В-третьих, часть ТД наследуется из затравочного кристалла. В-четвертых, самым значительным фактом, являются термоупругие напряжения.

Измерения показали, что такие параметры решетки как c/n и a , в выращиваемом кристалле меньше, чем в монокристаллической затравке. Эти изменения параметров вероятнее всего связаны с химическим составом кристаллов SiC, так как известно, что равновесную концентрацию вакансий в соединении определяет температура выращивания кристаллов [12].
В ходе проведенных исследований [15] было установлено, что лучшие результаты получаются при росте монокристаллов на затравках выращенных в похожих технологических режимах ( Т, Р и т.д.) .А те дислокации, которые были в затравочном кристалле(наклонные и краевые) , являются активными центрами зародышеобразования [ 13 ].Плотность дислокаций в непосредственной близости от границы раздела затравка-монокристалл этих случаях увеличивалась незначительно, а на некоторых образцах ПО затравка-монокристалл не наблюдалась. Значение напряжений вблизи посторонних включений в кристалле могут на несколько десятков процентов превосходить средние по кристаллу. Поэтому такие концентраторы напряжений являются местами зарождения дислокаций. Таким образом, можно сказать, что при выращивании объемных монокристаллов карбида кремния, наряду с необходимым процессом термовакуумного травления исходных монокристаллов-затравок, необходимо учитывать технологические условия их получения.

В настоящее время пластины монокристаллов карбида кремния выращиваются диаметром не более 100 мм, что не достаточно для применения к ним современного оборудования.
Поэтому, важное значение имеет формирование дислокационной структуры объемных монокристаллов при разращивании и огранении. Рентгенотопографические исследования установили, что существует различие в дислокационной структуре областей кристалла над плоским фронтом роста и фронтом роста, образующим наклонный угол с плоскостью (0001).Над плоским фронтом роста дислокационная структура состоит из торчковых дислокаций, зарождение которых произошло в ПО затравка-монокристалл. В областях кристалла с наклонным фронтом роста к плоскости (0001) дислокационная структура состоит из базисных дислокаций. При разращивании монокристалла в среде поликристалла формирование базисных дислокаций наблюдалось только в областях кристалла, где происходила огранка. В разрощенных областях кристалла также присутствовали торчковые дислокации. Вероятнее всего, что в этом случае источником торчковых дислокаций служил поликристалл. Исследования дислокационной структуры объемных монокристаллов карбида кремния, разрощенный в конусных графитовых кристаллообразователях с плоским фронтом роста, показали, что в разрощенных частях кристалла отсутствуют торчковые дислокации. В этом случае наблюдалось скопление дислокаций на границе раздела между разрощенной и нормальной частью кристалла.
Базисные дислокации составляют дислокационную основу областей разращивания и огранения. Это приводит к тому, что в направлении [0001] (направление роста кристалла) концентрация торчковых дислокаций в областях разращивания и огранения составляет единицы на см-2. Различия в дислокационной структуре этих областей могут быть объяснены в различных механизмах роста на гранях (0001) и (1010) и т.д., а также различием в захвате примесей (например, азота) различными гранями, что обуславливает различный уровень легирования частей растущего кристалла, и на границе их возникают упругие напряжения, способствующие образованию базисных дислокаций и их распространению в разрощенные части кристалла. Возникновение упругих напряжений вероятнее всего связано с неравенством параметров решеток областей кристалла с различным уровнем легирования, так как генерация базисных дислокаций происходит строго на границе раздела в секторальном легировании объемных монокристаллов карбида кремния.
Важную роль в образовании дислокационной структуры при определенных температурах играет релаксация напряжений. В процессе исследований была зафиксирована анизотропия дислокационной релаксации напряжений в области границы затравка-кристалл SiC при выращивании монокристаллов на полярных гранях (0001)С и (0001)Si. Релаксация напряжений при выращивании кристаллов 6Н-SiC на (0001)С грани затравки осуществлялась за счет генерации ТД , преимущественно в нарастающем кристалле. А при выращивании на (0001)Si грани за счет образования дислокаций и дефектов упаковки в области затравки. Причем, с уменьшением толщины затравочного кристалла процесс релаксации все больше сдвигался в сторону затравки, а плотность дислокаций в выращиваемом на ней кристалле уменьшалась. Релаксация напряжений в затравку сопровождалась изменением параметров решетки затравки и уширением рентгеновских рефлексов. Увеличение температуры кристаллизации приводило к существенному снижению плотности дислокаций в монокристаллах SiC. Эффект ассиметричного распределения плотности дислокаций в переходной области, являющийся результатом проявления анизотропии свойств полярных направлений в SiC, очевидно, связан с изменением упругих постоянных решетки 6Н-SiC, что подтверждается различием трещиностойкости полярных граней кристаллов SiC. Коэффициент концентрации напряжений на фронте трещины для граней (0001)С и (0001)Si составил 0,95 и 0,78 МПа*м-1/2 соответственно[16].

Литература.

10. Дислокационная структура монокристаллов карбида кремния в связи с условиями роста и легирования /Н.И. Долотов, В.А. Карачинов, В.И.Левин и др.//Тез. докл.VI Всесоюзконф. по росту кристаллов, сент. 1985 г., Цахкадзор.-Цазкадзор, 1985.-с.131-132
11.Лувчук Б.Т. Дислокационная структура монокристаллов карбида кремния в связи с условиями их роста. - Автореферат канд. дис. Л.: ЛЭТИ, 1984, 17с.

12.Чернов А.А. Процессы кристаллизации//Современная кристаллография. - М.: Наука,1980.-Т.3.-Гл.1-с.7-232.

13.Молоцкий М.И. Влияние краевых дислокаций на образование поверхностных зародышей//Кристаллография. -1972. - т.17. В.5. -с.1015-1017.

14.Кириллов Б.А. Моделирование роста монокристаллов карбида кремния…………

15.Левин В.И. Методы получения легированных объемных монокристаллов карбида кремния и их применение - Автореферат канд. дис. Л. ЛЭТИ, 1987, 156-160 с.

16.Исследование характеристик и возможностей технологии широкозонных материалов для полупроводниковых приборов, в том числе для устройств на основе карбида кремния - Отчет о научно-исследовательской работе, Л. ЛЭТИ, 1985, 46-67с.

20. Bakin A.S., Kirillov B.A., Dorozhkin S.I., Ivanov A.A., Tairov Yu.M. MATHEMATICAL SIMULATION OF MASS TRANSFER, THERMAL TRANSFER, AND STRESS FORMATION UNDER SILICON CARBIDE BOULES GROWTH

21. К.-К. Щуе, Ч.-Ж Щуе, Ю. Хасегава, Т. Сакурай РОСТ ВЫСОКОКАЧЕСТВЕННЫХ ПЛЕНОК GaN НА ПОВЕРХНОСТИ КАРБИДА КРЕМНИЯ. 1999