Creixement ràpid de l'ús de cristall únic SiCCVD-SiC a granelFont mitjançant el mètode de sublimació
Mitjançant l'ús reciclatBlocs CVD-SiCcom a font de SiC, els cristalls de SiC es van cultivar amb èxit a una velocitat d'1, 46 mm / h mitjançant el mètode PVT. La microtuba del cristall cultivat i les densitats de dislocació indiquen que, malgrat l'alta taxa de creixement, la qualitat del cristall és excel·lent.
Carbur de silici (SiC)és un semiconductor de banda ampla amb excel·lents propietats per a aplicacions en alta tensió, alta potència i alta freqüència. La seva demanda ha crescut ràpidament en els últims anys, especialment en el camp dels semiconductors de potència. Per a aplicacions de semiconductors de potència, els cristalls simples de SiC es cultiven sublimant font de SiC d'alta puresa a 2100–2500 ° C, després recristal·litzant-se en un cristall de llavors mitjançant el mètode de transport físic de vapor (PVT), seguit de processament per obtenir substrats de cristall simple en hòsties. . Tradicionalment,Cristalls de SiCes cultiven mitjançant el mètode PVT a una velocitat de creixement de 0,3 a 0,8 mm/h per controlar la cristalinitat, que és relativament lenta en comparació amb altres materials de cristall únic utilitzats en aplicacions de semiconductors. Quan els cristalls de SiC es cultiven a altes taxes de creixement mitjançant el mètode PVT, no s'ha descartat la degradació de la qualitat que inclou inclusions de carboni, puresa reduïda, creixement policristalí, formació de límits de gra i defectes de dislocació i porositat. Per tant, no s'ha desenvolupat un creixement ràpid de SiC i la taxa de creixement lenta de SiC ha estat un obstacle important per a la productivitat dels substrats de SiC.
D'altra banda, els informes recents sobre el creixement ràpid de SiC han estat utilitzant mètodes de deposició de vapor químic a alta temperatura (HTCVD) en lloc del mètode PVT. El mètode HTCVD utilitza un vapor que conté Si i C com a font de SiC al reactor. HTCVD encara no s'ha utilitzat per a la producció a gran escala de SiC i requereix més investigació i desenvolupament per a la seva comercialització. Curiosament, fins i tot a una taxa de creixement elevada de ∼ 3 mm/h, els cristalls simples de SiC es poden cultivar amb una bona qualitat de cristall mitjançant el mètode HTCVD. Mentrestant, els components de SiC s'han utilitzat en processos de semiconductors en entorns durs que requereixen un control del procés de puresa extremadament alta. Per a aplicacions de processos de semiconductors, els components de SiC de puresa del ∼99,9999% (∼6N) solen preparar-se mitjançant el procés CVD a partir de metiltriclorosilà (CH3Cl3Si, MTS). Tanmateix, malgrat l'alta puresa dels components CVD-SiC, s'han descartat després del seu ús. Recentment, els components CVD-SiC descartats s'han considerat com a fonts de SiC per al creixement de cristalls, tot i que encara es requereixen alguns processos de recuperació, inclòs la trituració i la purificació, per satisfer les altes exigències d'una font de creixement de cristalls. En aquest estudi, hem utilitzat blocs CVD-SiC descartats per reciclar materials com a font per fer créixer cristalls de SiC. Els blocs CVD-SiC per al creixement d'un sol cristall es van preparar com a blocs triturats de mida controlada, significativament diferents en forma i mida en comparació amb la pols comercial de SiC que s'utilitza habitualment en el procés PVT, per tant, s'esperava que el comportament del creixement d'un sol cristall de SiC fos significativament. diferents. Abans de realitzar experiments de creixement d'un cristall únic de SiC, es van realitzar simulacions per ordinador per aconseguir taxes de creixement elevades i la zona tèrmica es va configurar en conseqüència per al creixement d'un cristall únic. Després del creixement dels cristalls, els cristalls cultivats es van avaluar mitjançant tomografia de secció transversal, espectroscòpia micro-Raman, difracció de raigs X d'alta resolució i topografia de raigs X de feix blanc de sincrotró.
La figura 1 mostra la font CVD-SiC utilitzada per al creixement PVT de cristalls de SiC en aquest estudi. Tal com es descriu a la introducció, els components CVD-SiC es van sintetitzar a partir de MTS pel procés CVD i es van donar forma per a l'ús de semiconductors mitjançant processament mecànic. N es va dopar en el procés CVD per aconseguir conductivitat per a aplicacions de processos de semiconductors. Després de l'ús en processos de semiconductors, els components CVD-SiC es van triturar per preparar la font per al creixement del cristall, tal com es mostra a la figura 1. La font CVD-SiC es va preparar com a plaques amb un gruix mitjà de ∼0,5 mm i una mida mitjana de partícules de 49,75 mm.
Figura 1: font CVD-SiC preparada pel procés CVD basat en MTS.
Utilitzant la font CVD-SiC que es mostra a la figura 1, els cristalls de SiC es van cultivar pel mètode PVT en un forn de calefacció per inducció. Per avaluar la distribució de la temperatura a la zona tèrmica, es va utilitzar el codi de simulació comercial VR-PVT 8.2 (STR, República de Sèrbia). El reactor amb la zona tèrmica es va modelar com un model axisimètric 2D, com es mostra a la figura 2, amb el seu model de malla. Tots els materials utilitzats en la simulació es mostren a la figura 2 i les seves propietats es mostren a la taula 1. A partir dels resultats de la simulació, els cristalls de SiC es van cultivar mitjançant el mètode PVT a un rang de temperatura de 2250-2350 °C en una atmosfera d'Ar a 35 Torr durant 4 hores. Es va utilitzar una hòstia 4H-SiC fora de l'eix de 4 ° com a llavor de SiC. Els cristalls cultivats es van avaluar mitjançant espectroscòpia micro-Raman (Witec, UHTS 300, Alemanya) i XRD d'alta resolució (HRXRD, X'Pert-PROMED, PANalytical, Països Baixos). Les concentracions d'impureses en els cristalls de SiC cultivats es van avaluar mitjançant espectrometria de masses d'ions secundaris dinàmics (SIMS, Cameca IMS-6f, França). La densitat de dislocació dels cristalls crescuts es va avaluar mitjançant la topografia de raigs X de feix blanc de sincrotró a la font de llum de Pohang.
Figura 2: Diagrama de zones tèrmiques i model de malla del creixement de PVT en un forn de calefacció per inducció.
Atès que els mètodes HTCVD i PVT creixen cristalls en equilibri de fase gas-sòlida al front del creixement, el creixement ràpid reeixit de SiC pel mètode HTCVD va provocar el repte del creixement ràpid de SiC pel mètode PVT en aquest estudi. El mètode HTCVD utilitza una font de gas que es pot controlar fàcilment, mentre que el mètode PVT utilitza una font sòlida que no controla directament el flux. El cabal proporcionat al front de creixement en el mètode PVT es pot controlar mitjançant la velocitat de sublimació de la font sòlida mitjançant el control de distribució de la temperatura, però el control precís de la distribució de la temperatura en sistemes de creixement pràctics no és fàcil d'aconseguir.
En augmentar la temperatura de la font al reactor PVT, la taxa de creixement de SiC es pot augmentar augmentant la taxa de sublimació de la font. Per aconseguir un creixement estable dels cristalls, el control de la temperatura al front del creixement és crucial. Per augmentar la taxa de creixement sense formar policristalls, s'ha d'aconseguir un gradient d'alta temperatura al front de creixement, tal com mostra el creixement de SiC mitjançant el mètode HTCVD. Una conducció de calor vertical inadequada a la part posterior de la tapa hauria de dissipar la calor acumulada al front de creixement a través de la radiació tèrmica a la superfície de creixement, donant lloc a la formació d'excés de superfícies, és a dir, creixement policristalí.
Tant els processos de transferència de massa com de recristal·lització en el mètode PVT són molt similars al mètode HTCVD, tot i que difereixen en la font de SiC. Això significa que també es pot aconseguir un creixement ràpid de SiC quan la taxa de sublimació de la font de SiC és prou alta. Tanmateix, aconseguir cristalls únics de SiC d'alta qualitat en condicions de creixement elevat mitjançant el mètode PVT té diversos reptes. Les pols comercials contenen normalment una barreja de partícules petites i grans. A causa de les diferències d'energia superficial, les partícules petites tenen concentracions d'impureses relativament altes i es sublimen abans que les partícules grans, donant lloc a concentracions elevades d'impureses en les primeres etapes de creixement del cristall. A més, a mesura que el SiC sòlid es descompon en espècies de vapor com C i Si, SiC2 i Si2C a altes temperatures, el C sòlid es forma inevitablement quan la font de SiC es sublima en el mètode PVT. Si el sòlid format C és prou petit i lleuger, en condicions de creixement ràpid, les petites partícules C, conegudes com a "pols C", es poden transportar a la superfície del cristall mitjançant una forta transferència de massa, donant lloc a inclusions en el cristall crescut. Per tant, per reduir les impureses metàl·liques i la pols de C, la mida de les partícules de la font de SiC s'ha de controlar generalment a un diàmetre inferior a 200 μm i la velocitat de creixement no ha de superar els 0,4 mm/h per mantenir la transferència de massa lenta i excloure la flotació. C pols. Les impureses metàl·liques i la pols de C condueixen a la degradació dels cristalls de SiC cultivats, que són els principals obstacles per al ràpid creixement de SiC mitjançant el mètode PVT.
En aquest estudi, es van utilitzar fonts CVD-SiC triturades sense partícules petites, eliminant la pols C flotant sota una forta transferència de massa. Així, l'estructura de la zona tèrmica es va dissenyar mitjançant el mètode PVT basat en simulació multifísica per aconseguir un creixement ràpid de SiC, i la distribució de temperatura simulada i el gradient de temperatura es mostren a la figura 3a.
Figura 3: (a) Distribució de temperatura i gradient de temperatura a prop del front de creixement del reactor PVT obtingut per anàlisi d'elements finits, i (b) distribució de temperatura vertical al llarg de la línia axisimètrica.
En comparació amb la configuració típica de la zona tèrmica per fer créixer cristalls de SiC a una velocitat de creixement de 0,3 a 0,8 mm/h sota un petit gradient de temperatura inferior a 1 °C/mm, els paràmetres de la zona tèrmica d'aquest estudi tenen un gradient de temperatura relativament gran de ∼ 3,8 °C/mm a una temperatura de creixement de ∼2268 °C. El valor del gradient de temperatura en aquest estudi és comparable al creixement ràpid de SiC a una velocitat de 2, 4 mm/h mitjançant el mètode HTCVD, on el gradient de temperatura s'estableix a ∼14 ° C/mm. A partir de la distribució de temperatura vertical que es mostra a la figura 3b, vam confirmar que no hi havia cap gradient de temperatura invers que pogués formar policristalls a prop del front de creixement, tal com es descriu a la literatura.
Utilitzant el sistema PVT, es van cultivar cristalls de SiC a partir de la font CVD-SiC durant 4 hores, tal com es mostra a les figures 2 i 3. A la figura 4a es mostra un creixement representatiu de cristalls de SiC del SiC crescut. El gruix i la velocitat de creixement del cristall de SiC que es mostra a la figura 4a són de 5, 84 mm i 1, 46 mm / h, respectivament. Es va investigar l'impacte de la font de SiC en la qualitat, el politip, la morfologia i la puresa del cristall de SiC crescut que es mostra a la figura 4a, tal com es mostra a les figures 4b-e. La imatge de tomografia transversal de la figura 4b mostra que el creixement del cristall tenia forma convexa a causa de les condicions de creixement subòptimes. Tanmateix, l'espectroscòpia micro-Raman de la figura 4c va identificar el cristall crescut com una fase única de 4H-SiC sense cap inclusió de politip. El valor FWHM del pic (0004) obtingut a partir de l'anàlisi de la corba de balanceig de raigs X va ser de 18,9 segons d'arc, confirmant també una bona qualitat del cristall.
Figura 4: (a) Cristall de SiC cultivat (taxa de creixement d'1,46 mm/h) i els seus resultats d'avaluació amb (b) tomografia transversal, (c) espectroscòpia micro-Raman, (d) corba de balanceig de raigs X i ( e) Topografia de raigs X.
La figura 4e mostra la topografia de raigs X del feix blanc que identifica rascades i dislocacions de rosca a la hòstia polida del cristall crescut. Es va mesurar que la densitat de dislocació del cristall crescut era de ∼3000 ea/cm², lleugerament superior a la densitat de dislocació del cristall de llavors, que era de ∼2000 ea/cm². Es va confirmar que el cristall cultivat tenia una densitat de dislocació relativament baixa, comparable a la qualitat del cristall de les hòsties comercials. Curiosament, es va aconseguir un creixement ràpid dels cristalls de SiC mitjançant el mètode PVT amb una font CVD-SiC triturada sota un gran gradient de temperatura. Les concentracions de B, Al i N al cristall crescut eren de 2,18 × 10¹⁶, 7,61 × 10¹⁵ i 1,98 × 10¹⁹ àtoms/cm³, respectivament. La concentració de P en el cristall crescut estava per sota del límit de detecció (<1,0 × 10¹⁴ àtoms/cm³). Les concentracions d'impureses eren prou baixes per als portadors de càrrega, excepte el N, que es va dopar intencionadament durant el procés CVD.
Tot i que el creixement del cristall en aquest estudi va ser a petita escala tenint en compte els productes comercials, la demostració reeixida del creixement ràpid de SiC amb una bona qualitat de cristall mitjançant la font CVD-SiC mitjançant el mètode PVT té implicacions importants. Atès que les fonts de CVD-SiC, malgrat les seves excel·lents propietats, tenen un cost competitiu mitjançant el reciclatge de materials rebutjats, esperem que la seva utilització generalitzada com a font prometedora de SiC substitueixi les fonts de pols de SiC. Per aplicar fonts CVD-SiC per al creixement ràpid de SiC, cal optimitzar la distribució de la temperatura al sistema PVT, plantejant més preguntes per a futures investigacions.
Conclusió
En aquest estudi, es va aconseguir la demostració reeixida del creixement ràpid de cristalls de SiC mitjançant blocs CVD-SiC triturats en condicions de gradient d'alta temperatura mitjançant el mètode PVT. Curiosament, el ràpid creixement dels cristalls de SiC es va realitzar substituint la font de SiC pel mètode PVT. S'espera que aquest mètode augmenti significativament l'eficiència de producció a gran escala de cristalls individuals de SiC, reduint en última instància el cost unitari dels substrats de SiC i afavorint l'ús generalitzat de dispositius de potència d'alt rendiment.
Hora de publicació: 19-jul-2024