引用本文
朱明星, 石彪, 陈义, 刘学超, 施尔畏. 4H-SiC高速同质外延研究. 无机材料学报, 2012, 27(8): 785-789
ZHU Ming-Xing, SHI Biao, CHEN Yi, LIU Xue-Chao, SHI Er-Wei. High-speed Homoepitaxial Growth of 4H-SiC. Journal of Inorganic Materials, 2012, 27(8): 785-789  
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4H-SiC高速同质外延研究
朱明星1,2, 石彪1,2, 陈义1, 刘学超1, 施尔畏1
1. 中国科学院 上海硅酸盐研究所, 上海201800
2. 中国科学院 研究生院, 北京100049
刘学超, 副研究员. E-mail:xcliu@mail.sic.ac.cn

朱明星(1985-), 男, 博士研究生. E-mail:zhmx@student.sic.ac.cn

修回日期:2011-11-28
摘要

研究了生长温度为1400℃时4H-SiC同质外延膜的生长速率、表面形貌及缺陷. 拉曼表征并结合KOH腐蚀表明外延膜中未出现3C-SiC多晶, 为单一的4H-SiC晶型. 通过KOH腐蚀发现, 低生长速率和高C/Si比有利于衬底表面的基平面位错(BPDs)转变成露头刃位错(TEDs). 在高生长速率下, 外延膜的表面三角形缺陷和位错密度会显著增加. 通过引入界面层, 可以实现生长初期的平滑过渡, 极大地降低高生长速率下外延膜的缺陷密度.

关键词: 碳化硅; 同质外延; 结晶缺陷; 表面形貌缺陷
中图分类号:TQ174   文献标志码:A    文章编号:1000-324X(2012)08-0785-05
High-speed Homoepitaxial Growth of 4H-SiC
ZHU Ming-Xing1,2, SHI Biao1,2, CHEN Yi1, LIU Xue-Chao1, SHI Er-Wei1
1. Shanghai Institute of Ceramics, Chinese Academy of Sciences, Shanghai 201800, China
2. Graduate University of the Chinese Academy of Sciences, Beijing 100049, China
Abstract

Homoepitaxial growth of 4H-SiC at 1400℃ was explored. The growth rate, surface morphology and defects of the epi-layers were studied. Raman characterization combined with KOH etching indicated that the epi-layers were 4H-SiC single crystal without 3C-SiC polycrystalline. In addition, low growth rate and high C/Si ratio were beneficial to convert the basal plane dislocations (BPDs) in substrate surface to threading edge dislocations (TEDs) at the sub-epi interface. Furthermore, the low growth rate was also favorable to reduce the defects generated during the growth process. With the growth rate increasing, the surface triangle defects and dislocations of the epilayers significantly increased. Most of these defects and dislocations were considered to be generated at the sub-epi interface at the beginning of the growth. By optimizing the interface layer at initial stage, a smooth transition from surface etching to epi-layer deposition can be achieved while the surface morphological defects and crystal defects are greatly reduced at high growth rate.

Keyword: silicon carbide; homoepitaxial growth; crystal defects; surface morphological defects

随着碳化硅晶体质量的不断提高, 对碳化硅(SiC)基半导体器件已开始大量研究开发[ 1, 2]. 由于SiC晶体具有很强的共价键, 高温扩散或离子注入等方式制备器件功能层都存在很大的局限性[ 3]. 而通过化学气相外延(CVD)方法同质外延一层结晶质量高, 掺杂可控的功能层是目前进行器件制备的一个重要途径[ 4, 5, 6]. 早期的碳化硅同质外延使用(0001)正角衬底, 很难避免3C-SiC多晶的产生. 而通过采用偏离(0001)面一定角度的衬底, 利用台阶侧向生长的方法可以实现晶型的稳定延续, 即使在较低的生长温度下也可获得高结晶质量的SiC同质外延膜[ 6].

碳化硅同质外延常用的CVD设备主要有常压冷壁和低压热壁两种类型[ 7]. 常压冷壁CVD系统具有设备相对简单, 外延膜掺杂更易控制等优点, 适合生长微电子器件所需的优质精确掺杂控制的薄膜, 但是由于热解效率低等因素限制, 常压冷壁CVD系统的外延膜生长速率一般较低, 通常在2~3 μm/h. 为了在常压冷壁CVD设备上实现外延膜的优质高速生长, 本研究使用自制常压冷壁CVD设备, 在1400℃下进行4H-SiC外延膜生长研究.

1 实验方法
1.1 碳化硅同质外延膜的制备

实验使用的是Cree公司生长的8°偏向<11 0>的4H-SiC晶片. 晶片经过丙酮、 V(NH4OH): V(H2O2): V(H2O)=1:1:5清洗后, 在10%HF中浸泡5 min. 每步清洗后均用去离子水漂洗, 最后用高纯N2吹干后立刻放入CVD反应腔内进行生长. 生长过程分为两步: 首先在1300℃进行原位腐蚀处理; 之后升温至1400℃并通入源气体进行外延生长. 具体的生长工艺条件见图1, 原位处理采用H2/HCl, 生长的气源系统为H2-SiH4-C3H8. 通过改变丙烷的流量控制生长过程中的碳硅比(C/Si). 部分高生长速率样品在生长初始阶段先以高C/Si比(2.5~4.0)、低生长速率生长一层200 nm左右的界面过渡层, 再逐渐过渡到正常生长过程.

图1 4H-SiC同质外延膜生长流程示意图Fig. 1 Schematic diagram of the homoepitaxial growth process of 4H-SiC

1.2 测试方法

生长后得到的外延膜通过光学显微镜观察表面形貌. 通过Raman光谱并辅以KOH腐蚀结果确认晶型. 通过断面SEM计算外延膜的生长速率. 通过KOH腐蚀研究外延膜中的晶体缺陷.

2 结果与讨论
2.1 外延膜的晶型表征

生长完成后, 首先进行了Raman表征以确定在1400℃生长时外延膜的晶型. 如图2所示, 对比外延膜和衬底的Raman光谱可以看出, 即使在 1400℃的低生长温度下, 外延膜仍很好的延续衬底晶型. 需要注意的是, 在实验样品中折叠纵光学(FLO)模出现在980 cm-1, 与理论上的964 cm-1有一定差别. Kitamura等[ 8]研究发现, 晶体的掺杂浓度会明显改变FLO的位置. 根据他们实验的结果, 980 cm-1对应的杂质浓度约~1018 cm3, 这与本实验通过霍尔(Hall)对样品测试得到的结果相吻合. 因为3C-SiC的折叠横光学(FTO)模出现的位置与4H-SiC FTO模 x(0)位置相同, 都为796 cm-1. 为此对外延膜进行了进一步的KOH腐蚀实验. 根据文献报道[ 9], 外延膜中的3C-SiC多晶会出现三角形的腐蚀坑, 而在本实验中, 只出现了六方和椭圆形腐蚀坑. 因此, 可以确认即使是在1400℃的低生长温度下, 4H-SiC同质外延仍能获得结晶性非常好的单晶外延膜.

图2 4H-SiC同质外延膜与衬底的Raman光谱Fig. 2 Raman spectra of 4H-SiC epi-layer and substrate

2.2 生长速率

由于外延膜与衬底的掺杂性质不同, 在SEM下会呈现明显不同的衬度, 因此可以通过断面SEM准确地测出外延膜的厚度, 如图3(a)插图所示. 通过这种方法, 可以得到不同SiH4流量以及不同C/Si条件下外延膜的生长速率. 图3(a)是不同SiH4流量时的生长速率关系图, 从图中可以看出, 生长速率与SiH4流量的关系可以分为两个区域. 在区域Ⅰ, 生长速率随SiH4流量增加而线性增加. 在这个区域, 系统内反应物质处于非饱和状态, 因此生长速率由反应物的质量输运过程控制, 与源气体的流量呈明显的线性关系. 在区域Ⅱ, 生长速率已达到系统的饱和值, 增加SiH4流量并不增加生长速率. 对于本实验设备, 在1400℃条件下饱和生长速率约在 6 μm/h左右. 图3(b)是SiH4流量保持为0.8 sccm, 改变C3H8流量得到的不同C/Si比的生长速率图, 从中可以看出, 在C/Si <1.5时, 由于系统内的C源不足, 导致生长速率远低于正常状态, 生长速率由C3H8流量控制. 当C/Si>1.5时, 生长速率达到饱和状态, 反应受SiH4流量限制, 再增加C3H8流量并不能增加生长速率. 由于在生长温度下SiH4和C3H8的裂解效率不同, 因此饱和生长速率对应的C/Si一般都大于1.

图3 SiH4流量(a)以及C/Si(b)对生长速率的影响Fig. 3 Dependence of growth rate on SiH4 flow rate (a) and C/Si ratio (b)The inset SEM graph is the cross-sectional view of the epi-layer

2.3 表面形貌缺陷

利用光学显微镜研究了外延膜表面的形貌缺陷. 外延膜表面出现的典型缺陷为图4(a)所示的三角形缺陷. 图4(a)中内嵌插图为三角形缺陷的SEM照片, 从图中可以看出, 三角形缺陷在表面凹陷, 沿<11 0>生长方向, 在台阶流上方的顶点处最深, 其对应的底边通常与台阶流方向(即<11 0>方向)垂直. 图4(a)~(d)为不同生长速率时外延膜的表面形貌光学照片. 在低的生长速度下外延膜表面缺陷较少, 随着生长速率的增加, 外延膜表面的缺陷密度迅速增加. 当生长速率达到6 μm/h时, 表面已几乎被缺陷覆盖. 因此, 在较高生长速度下, 需做进一步地研究来控制和降低外延膜表面缺陷密度.

图4 生长速率为(a) 2.2 μm/h、(b) 3.0 μm/h、(c) 4.0 μm/h和(d) 4.7 μm/h时外延膜表面形貌光学图片Fig. 4 Optical images of surface morphology for epi-layers grown at (a) 2.2 μm/h, (b) 3.0 μm/h, (c) 4.0 μm/h and (d) 4.7 μm/hInsert in Fig. 4(a) is the enlarge of triangle defects

不同C/Si比生长的外延膜表面形貌见图5. 在C/Si比为0.5时, 在外延膜表面形成大量的“逗号”状的凹坑. 通过Raman测试表明凹坑中存在着晶体Si, 说明在此条件下, Si源严重过量, 导致表面出现硅液滴的不断沉积与挥发过程. 但C/Si比大于1.5时, 外延膜表面形貌没有太大区别.

图5 C/Si为(a) 0.5、(b)1.5和(c)2.5时对应的外延膜表面形貌光学照片Fig. 5 Optical images of surface morphology for epi-layers grown with C/Si of (a) 0.5, (b) 1.5 and (c) 2.5

通过对生长机制的分析, 可以认为三角形凹坑缺陷是由台阶侧向的特性所决定的. 按照SiC“台阶控制”生长理论模型, 同质外延利用台阶的侧向生长以复制衬底的堆积顺序(晶型)[ 10]. 如图6所示, 当外延生长过程中, 在界面处出现(形成)一个缺陷点(可能是晶体缺陷、外来粒子等), 就会阻碍此处台阶的侧向移动. 随着生长的不断进行, 缺陷点不断阻止侧向生长的进行, 而在台阶流下方会逐渐恢复到正常的生长过程. 最终就会在外延膜表面留下一个台阶流上方顶点处凹陷下去的三角形缺陷, 且三角形缺陷在台阶流上方的顶点最深, 而对应边与台阶流方向垂直.

图6 外延膜表面的三角形缺陷产生示意图Fig. 6 Schematic diagram of the origin of triangle surface defects

2.4 外延膜的结晶缺陷

由于衬底以及生长工艺因素的影响, 外延膜中通常会形成一些结晶缺陷. 用510℃熔融KOH腐蚀5 min后发现, 衬底表面存在着如图7(a)所示的“贝壳状”腐蚀坑, 对应着基平面位错(BPD)[ 11]. Stahlbush 等[ 12]研究发现BPDs在正向导通电流作用下会演变形成堆垛层错, 造成高频二极管(PiN)器件正向导通电压的漂移. 而露头刃位错(对应7(b)中“六边形”腐蚀坑)对器件性能的影响则相对较小. 因此, 在SiC外延生长过程中阻止衬底中的BPDs向外延膜中延伸对提高器件性能有很重要的意义. 图7(b)和(c)是生长速率分别为2.2和3.5 μm/h时外延膜表面腐蚀后的光学照片(MP). 生长速率为2.2 μm/h时, 外延膜表面主要为六边形的腐蚀坑, 即露头刃位错(TEDs), 说明低生长速率有利于衬底上的BPDs转化成TEDs. 当生长速度增加到3.5 μm/h时, 由图7(c)可以看到膜上的腐蚀坑密度增大, 说明生长速度提高后, 外延膜生长过程中形成了大量的新缺陷.

图7 衬底(a)、生长速率为2.2 μm/h (b)和3.5 μm/h (c)外延膜KOH腐蚀后光学照片(KOH腐蚀条件: 510℃, 5 min)Fig. 7 Optical images of substrate (a), epi-layers grown at 2.2 μm/h (b) and 3.5 μm/h (c) after etching(Etching condition is 510℃ KOH, 5 min)

不同C/Si比条件生长的外延膜也进行了KOH腐蚀试验. 结果表明, 低C/Si时, 外延膜中仍存在着BPDs; 高C/Si时, 外延膜中基本不存在BPDs. 说明高C/Si比有利于降低外延膜中的BPDs. 在较高C/Si比生长条件下BPDs密度的降低可能是富C情况下台阶侧向生长所占比例降低, 空间螺旋生长所占比例增加, 提高了BPDs转化成TEDs的几率[ 13, 14].

2.5 表面缺陷的控制研究

在低生长速率时, 由于生长初期界面由腐蚀(表面粒子解离为主)到生长(表面粒子吸附固定)的转变相对较平稳, 因此外延膜表面缺陷较少. 但在高生长速率时, 初期界面的转换非常剧烈, 导致初期在界面处波动太大, 形成大量的缺陷中心, 从而在后续正常生长中引入大量的缺陷点, 根据三角形缺陷产生的机制, 最终在外延膜表面形成大量的三角形凹坑缺陷.

从上述分析可以看出, 外延膜的缺陷密度受生长速率密切影响. 高生长速率时在生长初期容易在界面上形成异常成核或者异常堆积, 从而产生大量缺陷并延续到外延膜中, 形成更多的表面缺陷. 因此在高生长速率的情况下, 要得到低缺陷密度的外延膜, 需要控制并减少在初期生长界面处形成缺陷. 通过在生长初期逐渐增加源气体流量, 控制生长初期时生长界面的异常成核, 可以减少在外延过程中缺陷形成. 图8是生长速率为5.5 μm/h时, 直接外延生长和改进后的外延膜表面的光学照片, 从图中可以看出改进初期生长条件后外延膜表面缺陷的密度极大地降低, 提高了外延膜的质量.

图8 高生长速率(5.5 μm/h)时无界面生长(a)与有界面生长(b)外延膜表面形貌光学照片Fig. 8 Optical images of the surface morphology for epi-layers grown without initial stage optimized (a) and with initial stage optimized (b)

利用熔融 KOH腐蚀对有无初期生长的外延膜结晶缺陷做了对比研究. 从图9中可以看出, 加入初期生长的外延膜在熔融KOH腐蚀后发现, 即使在很高生长速率(5.5 μm/h, 接近饱和生长速率)条件下, 腐蚀坑密度也迅速减少, 说明通过引入初期生长能大大抑制外延生长初期缺陷的形成, 从而极大降低高速生长时外延膜中的缺陷密度, 因此引入初期生长是提高高速生长外延膜质量的重要手段之一.

图9 KOH腐蚀后外延膜表面光学形貌照片Fig. 9 Optical images of the surface morphology for epi-layers after KOH etching(a) Without initial stage optimized; (b) with initial stage optimized. The growth rate is 5.5 μm/h. The etching condition is 510℃ KOH, 5 min

3 结论

在一定的生长温度和载气流量下, SiC同质外延的生长速率受SiH4流量以及C/Si影响. 在低生长速率时, 生长速率随硅烷流量的增加而增大, 呈现线性变化趋势. C/Si<1.5时, 生长速率随C3H8流量增加而增大; C/Si>1.5时生长速率保持稳定. KOH腐蚀发现外延膜中主要存在着BPDs和TEDs缺陷, 并且低生长速率和高C/Si比有助于减少衬底表面基平面位错向外延膜中延伸的几率. 通过优化初期界面层, 使衬底原位腐蚀到外延生长的过渡相对平滑, 可以极大地降低高生长速率外延膜中的缺陷密度.

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