WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 |

Вторая глава посвящена описанию методики получения 3C-SiC, разработанной в ходе данного исследования. Глава содержит общее описание установки, подробно рассмотрены вопросы конструирования реакторного блока: приводится обоснование выбора геометрии реактора и конструкционных материалов, описаны пути увеличения диаметра подложек до 3 дюймов. Эскиз конструкции реактора приведен на рис. 1. Газовая смесь, включающая в себя водород, пропан и моносилан, подается через фланец (7) в нижнюю часть реактора и направляется к подложкодержателю (12), расположенному в центральной части и установленному на графитовой трубе вращения (9). Подложкодержатель представляет собой цилиндр с подложками размером 15х25мм2, закрепленными на нижнем основании. С помощью ВЧ-генератора мощностью 10 кВт работающего на частоте 28 кГц производится разогрев графитового экрана (4), опирающегося на кварцевое основание (6), а за счет теплоизлучения экрана нагревается подложкодержатель. Контроль температуры осуществляется вольфрам-рениевой термопарой (5), расположенной в центре подложкодержателя. Для защиты кварцевого колпака (124 мм) (1) от перегрева графитовый экран снаружи покрыт оболочкой из графитового войлока (11). В качестве подложек использовались пластины кремния КЭФ-15, КЭФ-7.5, КДБ -7.5 ориентации (100).

Подробно исследованы основные этапы процесса осаждения 3С-SiC на Si: подготовка подложек, формирование буферного слоя и рост слоя SiC. Подложки отмывались по стандартной методике, используемой в кремниевой технологии известной под названием RCA процесс. Затем образцы загружались в реактор, проводилась откачка реактора и осуществлялась продувка водородом. После продувки температура поднималась до 1000°С и производилось газовое водородное травление в течение 5 минут.

На следующем этапе производилось формирование буферного слоя. В данной работе использовались три методики создания буферного слоя: карбидизация монокристаллического кремния, карбидизация нанопористого кремния и использование нанопористого кремния без предварительной карбидизации.

Карбидизация монокристаллического кремния проводилась сразу после окончания водородного травления. В газовый поток вводился пропан и температура подложки поднималась до температуры карбидизации. При попадании в разогретую область вблизи подложкодержателя происходит пиролиз пропана и свободные атомы углерода адсорбируются на поверхность подложки, где взаимодействуют с атомами кремния с образованием фазы SiC. Процесс образования карбидизированного слоя является самоограниченным. Это связано с тем, что при образовании сплошного слоя SiC на поверхности кремния из-за малости коэффициента самодиффузии в карбиде кремния блокируется диффузионный поток кремния из подложки к поверхности роста и процесс роста слоя SiC останавливается. Исследования структуры и состава поверхностного слоя методом дифракции быстрых электронов и электронной Оже-спектроскопии показали наличие на поверхности тонкого слоя 3С-SiC. Толщина карбидизированного слоя составила 15-20 нм. По мере увеличения температуры подложки от 1200°С до 1390°С кристаллическая структура поверхностного слоя изменяется от аморфного состояния до совокупности ориентационно-коррелированных кристаллитов 3С-SiC.

Для уменьшения влияния рассогласования параметров кристаллических решеток Si и 3C-SiC в работе предложено использовать в качестве буферного слой нанопористого кремния, выполняющего роль «мягкой» подложки. Слои нанопористого кремния, формировались методом химического травления подложек кремния в растворе 49% плавиковой кислоты (HF) с добавлением азотистокислого натрия (NaNO2). Толщина слоя варьировалась от 50 нм до 120 нм. В результате взаимодействия с травителем на поверхности подложки формировался слой нанопористого кремния, который, по результатам электронографических исследований, характеризовался монокристаллической структурой. При этом поверхность пористой структуры оказалась гидрогенизированной. Наличие связей Si-H на поверхности нанопористого кремния подтверждено методом ИК Фурье спектроскопии. После приготовления образцы загружались в реактор и осуществлялся процесс карбидизации в смеси пропана и водорода при условиях, аналогичных карбидизации монокристаллического кремния.

Рис. 2. Поперечный разрез структуры 3С-SiC/Si изготовленный с использованием методики остросфокусированного ионного пучка

После формирования буферного слоя устанавливалась требуемая температура, в реактор подавалась смесь реакционных газов и начинался рост эпитаксиального слоя. В качестве реакционных газов использовались пропан (5% смесь с Н2) и моносилан (5% смесь с Ar). В качестве транспортного газа использовался водород H2, прошедший финишную очистку. Раздельная подача моносилана и пропана позволяла варьировать соотношение Si/C в газовой фазе. Рост осуществлялся при атмосферном давлении. По завершении процесса роста подача ростообразующих компонентов в газовый поток прекращалась, выключался нагрев, и реактор охлаждался до комнатной температуры естественным путем. Параметры процесса эпитаксиального роста изменялись в следующих пределах: скорость потока C3H8 от 40 до 160 мл/мин; скорость потока SiH4 от 25 до 400 мл/мин; скорость потока Н2 от 5 до 16 л/мин; температура подложки от 1100 до 1390С. В результате были получены эпитаксиальные слои 3С-SiC толщиной от 0,5 до 3,0 мкм без включений других политипов. Однородность слоя по толщине в пределах структуры не превышала 10%. На рис. 2 представлено изображение поперечного среза структуры 3С-SiC/Si изготовленного с использованием методики остросфокусированного ионного пучка. Граница гетероперехода ровная без пустот и инородных включений.

Установлено, что основным технологическим параметром, оказывающим влияние на структуру растущего слоя, является температура подложки. На рис. 3 приведены РЭМ изображения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев и соответствующие им электронограммы «на отражение», показывающие изменение структуры слоев карбида кремния по мере увеличения температуры подложки.

а б

в г

Рис. 3. Изображения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев и соответствующие им электронограммы: а – температура подложки 1100°С, б – 1200°С, в – 1300°С, г – 1390°С. Электронный луч падает в направлении (110)

Все слои осаждались на подложки, предварительно карбидизированые в потоке пропана при температуре 1300°С в течение 1 минуты. При температурах порядка 1100°С структура слоя поликристаллическая с включениями монокристаллической фазы, о чем свидетельствует форма рефлексов в виде полуколец и наличие точечных рефлексов (рис. 3а). При увеличении температуры до 1200°С структура растущего слоя становится текстурированной, на электронограмме (рис. 3б) наблюдаются рефлексы в форме дуг. Увеличение температуры подложки до 1300°С приводит к росту монокристаллческого 3C-SiC. На электронограмме видны точечные рефлексы, характерные для ориентации (001), при этом наблюдаются рефлексы от кристаллитов посторонних ориентаций (рис. 3в). Дальнейший подъем температуры подложки ведет к улучшению кристаллической структуры растущего слоя, уменьшается интенсивность рефлексов от посторонних ориентаций, наблюдается возникновение вертикальных тяжей (рис. 3г), что свидетельствует об увеличении планарности поверхности эпитаксиального слоя.

Показано, что помимо температуры подложки на кристаллическую структуру и морфологию растущего слоя оказывает влияние соотношение ростообразующих компонентов в газовой фазе, скорости газовых потоков в реакторе и время процесса.

Исследование кинетики процесса осаждения показало, что скорость роста слоя 3C-SiC заметно снижается с ростом температуры подложки. На рис. 4а представлены температурные зависимости скорости осаждения слоя карбида кремния на подложке кремния при скоростях потока водорода равных 5 и 11 л/мин.

а б

Рис. 4. Температурная зависимость скорости роста слоя 3C-SiC при различных скоростях потока Н2 (а) и скорости гетерогенной кристаллизации на оснастке реактора (б)

При этом снижение скорости роста становится гораздо заметнее при снижении скорости потока водорода через реактор. Такой характер температурной зависимости скорости роста не может быть объяснен ни в рамках диффузионной модели роста, ни в рамках кинетической модели. Диффузионный режим обычно характеризуется линейной зависимостью скорости роста от величины потока газа-носителя (водорода) в реакторе и потоков ростообразующих компонентов. При этом зависимость скорости роста от температуры слабо выражена. В кинетическом режиме отсутствует зависимость скорости роста от потоков водорода и ростообразующих компонентов, а зависимость скорости роста от температуры носит экспоненциальный характер.

При проведении процессов экспериментально наблюдалось осаждение вещества на оснастке реактора до зоны эпитаксиального роста, в первую очередь на трубе вращения (поз. 9 рис. 1) и кварцевой трубе (поз. 10 рис. 1). Элементный анализ состава осадка, проведенный с использованием метода РСМА, показал, что это многофазная система, представляющая собой смесь поликристаллов кремния и карбида кремния. Для оценки влияния гетерогенной кристаллизации на элементах оснастки на скорость роста эпитаксиального слоя труба вращения взвешивалась до и после процесса эпитаксиального наращивания с точностью 0,1 мг. Увеличение массы трубы вращения позволяет судить об интенсивности кристаллизации на деталях оснастки в процессе эпитаксиального роста. Предполагается, что кристаллизация на других деталях оснастки происходит с той же скоростью, что и на трубе вращения. То есть характер зависимостей прироста массы трубы вращения после проведения процесса эпитаксиального наращивания от температуры и величины газовых потоков будет соответствовать характеру зависимостей потерь компонентов на всех деталях оснастки. На рис. 4б представлена зависимость скорости гетерогенной кристаллизации от температуры подложкодержателя. Количество вещества, сконденсировавшегося на оснастке, растет при увеличении температуры, но такой прирост массы не позволяет объяснить столь заметное снижение скорости эпитаксиального роста. Характер полученных зависимостей позволяет сделать вывод о наличии дополнительного механизма, приводящего к снижению концентрации ростообразующих компонентов в газовой фазе. Анализ характера газовых потоков в реакторе позволяет предположить, что при повышенных значениях температуры эпитаксии и потока моносилана обеднение газовой фазы может быть связано с возникновением гомогенной кристаллизации. Вследствие трения о стенки реактора и внутреннего трения происходит изменение скорости газового потока по сечению реактора от стенки к центру. Распределение скоростей по сечению потока определяется значением числа Рейнольдса. Проведенные оценки показывают, что в нашем случае поток является ламинарным. При этом в областях, непосредственно примыкающих к трубе вращения и опорной трубе, возникают обширные области, характеризующиеся резким снижением скорости потока. Это приводит к увеличению времени пребывания газовой смеси вблизи стенок. С другой стороны, исходя из условий нагрева, стенки реактора характеризуются максимальной температурой. Оба этих фактора – минимальная скорость потока вблизи стенок реактора и максимальная их температура должны приводить к тому, что гетерогенная кристаллизация будет наблюдаться уже при относительно низких температурах эпитаксии и при минимальных значениях расхода моносилана. Возникновение гомогенной кристаллизации можно ожидать при более высоких температурах и значениях скорости потока. Результатом протекания процесса гомогенной кристаллизации являются наблюдаемые включения в эпитаксиальный слой разориентированных микро кристаллитов. Увеличение концентрации таких включений хорошо коррелирует со снижением скорости роста эпитаксиального слоя, наблюдаемом при высоких значениях температуры эпитаксии и потока моносилана.

В главе также приведены результаты исследования влияния буферного слоя на кристаллическую структуру и уровень механических напряжений в слое. В случае эпитаксии на пористом кремнии без предварительной карбидизации на поверхности наблюдается дендритный рост с высокой плотностью дефектов. Структура растущих в таких условиях слоев поликристаллическая. При эпитаксии на пористом кремнии с предварительной карбидизацией, дендриты на поверхности растущего слоя отсутствуют, а структура растущего слоя монокристаллическая с включениями поликристаллической фазы. На монокристаллическом карбидизированном кремнии в аналогичных условиях наблюдается рост карбида кремния со структурой блочного монокристалла. Несмотря на наличие промежуточного буферного слоя в полученных структурах возникают механические напряжения. Наличие буферного слоя приводит к частичной релаксации этих напряжений, но не устраняет их полностью, что приводит к изгибу структур.

Рис. 5. Зависимость отношения изгиб/толщина слоя от температуры для структур 3C-SiC/Si с использованием различных буферных слоев

На рис. 5 представлена зависимость отношения изгиба структуры к толщине растущего слоя от температуры подложки. Сравнение величины изгиба структуры 3C-SiC/Si при использовании различных буферных слоев позволяет сделать вывод, что осаждение на пористом буферном слое происходит с минимальным уровнем остаточных напряжений. Но при этом растущая на таком буферном слое пленка карбида кремния обладает меньшим структурным совершенством, чем слой, растущий на карбидизированном монокристаллическом кремнии. Наблюдаемый характер зависимости с минимумом объясняется тем, что с одной стороны по мере увеличения температуры подложки происходит уменьшение уровня механических напряжений в структуре благодаря тому, что при приближении к температуре размягчения кремния вероятность релаксации напряжений несоответствия увеличивается. На зависимости отношения изгиб/толщина от температуры подложки мы наблюдаем спад до температур порядка 1350°С, что говорит о снижении уровня механических напряжений в слое. Но, по мере увеличения температуры подложки увеличиваются термические напряжения, обусловленные различием коэффициентов линейного расширения подложки и наращиваемого слоя, возникающие в процессе охлаждения эпитаксиальной структуры. При увеличении температуры подложки выше области экстремума, увеличивается вклад этой составляющей, что и объясняет растущий характер зависимости при температуре выше 1350°С. Таким образом общий вид температурной зависимости объясняется суперпозицией двух типов механических напряжений: напряжений несоответствия и термических напряжений.

Pages:     | 1 || 3 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»