Epitaksja węglika krzemu metodą CVD dr inż. WŁODZIMIERZ STRUPIŃSKI, mgr inż. KINGA KOŚCIEWICZ, dr MAREK WESOŁOWSKI Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych, Warszawa Obecnie standardową metodą wytwarzania warstw epitaksjalnych α-sic jest technika CVD. Produkuje się warstwy o lustrzanej powierzchni w pewnym określonym zakresie stosunku ciśnień parcjalnych dwóch głównych reagentów: sianu, będącego źródłem krzemu i propanu jako źródła węgla. Szybkość krystalizacji kontroluje się transportem masy silanu (krzemu) przy utrzymywaniu optymalnego stosunku Si/C [1]. Jednakże zbyt duży przepływ silanu powoduje powstawanie krzemowych wydzieleń w fazie gazowej, które następnie osadzają się na powierzchni płytki dyskwalifikując warstwę epitaksjalną. Uzyskanie wyższych szybkości wzrostu możliwe jest poprzez związanie krzemu związkami chloru i zapobieganie wydzieleniom. Najbardziej popularne w epitaksji SiC są obecnie reaktory z tzw. gorącymi ścianami, które umożliwiają zastosowanie niskich gradientów temperatur w fazie gazowej oraz wysoką efektywność termicznej dekompozycji gazowych źródeł (prekursorów). Metodę CVD stosuje się obecnie do wytwarzania przeważającej większości przyrządów SiC, zarówno przy innowacyjnych projektach, jak i w seryjnej produkcji diod Schottky ego. Jakość warstw epitaksjalnych silnie zależy od jakości krystalograficznej podłoża SiC oraz jego morfologii powierzchni. Szczególnie defekty zwane mikro-rurkami propagują z płytki podłożowej do warstwy w trakcie jej krystalizacji jako dyslokacje śrubowe. Zastosowanie dezorientacji podłoży ujawniających stopnie atomowe na powierzchni wydatnie poprawia jakość warstw przez umożliwienie uprzywilejowanego wzrostu na bocznych ścianach stopni, zapewniając znacznie lepszą stabilność krystalizującego politypu. Zwiększa się też szybkość wzrostu dzięki ujawnieniu dużej liczby stopni atomowych. Obecnie wytwarzane warstwy epitaksjalne SiC nie są jeszcze na tyle doskonałe, aby w pełni wykorzystać atrakcyjny materiał, jakim jest SiC. Jedynym komercyjnym produktem są diody z barierą Schottky ego (SBD) wytwarzane metodą epitaksji na półprzewodzących podłożach 4H-SiC. Aby w skali przemysłowej móc zastąpić krzem, który jest obecnie głównym materiałem dla SBD i wykorzystać w pełni zalety węglika krzemu (odporność na wysokie temperatury, doskonałe przewodnictwo cieplne) należy obniżyć koszty wytwarzania kryształów objętościowych SiC (25% udziału w cenie przyrządu) i warstw epitaksjalnych (50%) oraz znacznie podnieść uzysk, który jest odzwierciedleniem słabej, jak dotąd, jakości płytek podłożowych, a przez to i struktur epitaksjalnych. Na tranzystory z SiC w wydaniu produkcyjnym trzeba będzie jeszcze poczekać kilka-kilkanaście lat. Najprawdopodobniej SiC nigdy nie wyprze z rynku przyrządów mocy z krzemu czy azotku galu (GaN). Zalety każdego z tych materiałów, tj. cena podłóż, epitaksji, szerokość przerwy energetycznej, przewodnictwo cieplne, uformują ekonomiczną strukturę zastosowań każdego z nich. W związku z tym, w przypadku SiC prowadzi się bardzo zaawansowane badania w celu zrozumienia mechanizmów odpowiedzialnych za wymaganą jakość warstw i powtarzalność procesu krystalizacji. Z punktu widzenia urządzenia do epitaksji niezwykle ważne jest, aby warunki termiczne w reaktorze były bardzo jednorodne. O jakości warstw decyduje także szybkość wzrostu (lepsza jakość przy wolniejszym wzroście), co jest w sprzeczności z wymaganiami uzyskiwania grubych warstw w możliwie krótkim czasie. Poniżej przedstawiono kluczowe elementy technologii epitaksji CVD decydujące o własnościach wytwarzanych struktur i ich przydatności w diodach Schottky ego. Podłoża Opisane badania nad epitaksją SiC prowadzono z wykorzystaniem komercyjnych podłoży 4H-SiC z dezorientacją 8 produkowanych przez niemiecką firmę SiCrystal oraz głównego potentata - amerykańskiego producenta firmę Cree. Jakość powierzchni podłoży z czynną stroną krzemową wykazuje często obecność warstwy uszkodzonej, powstałej w wyniku polerowania płytek. Grubość tej warstwy szacuje się na kilkanaście do kilkudziesięciu nanometrów. Warstwa uszkodzona zawierająca nawet rysy polerskie widoczne na powierzchni płytki (rys. 1), wpływa istotnie na generację defektów (dyslokacji, politypizmu) w rosnącej warstwie epitaksjalnej obniżając jej jakość aplikacyjną. Rys. 1. Obraz powierzchni 5x5 µm komercyjnej płytki 4H-SiC uzyskany na ekranie mikroskopu sił atomowych (AFM) w trybie pracy Tapping Mode (TM). Parametry chropowatości: R a =1,438 nm, RMS=1,618 nm, R Z =8,804 nm, R max =11,223 nm Fig. 1. AFM image of 4H-SiC commercial wafer surface morfology. Roghness parameters: R a =1,438 nm, RMS=1,618 nm, R Z =8,804nm, R max =11,223 nm Warstwę uszkodzoną podłoża można usunąć w wyniku chemicznego trawienia polerującego płytek. Trawienie takie można wykonać wykorzystując gaz nośny wodór oraz gaz reakcyjny propan. Jednakże, uzyskanie charakteru polerującego procesu trawienia wymaga precyzyjnego dobrania kilku powiązanych ze sobą parametrów: składu mieszanki wodór-azot, temperatury, czasu trawienia. W zakresie temperatur 1000...1400 C, propan (C 3 H 8 ) nie wykazuje zbyt silnych własności trawiących. 36. ELEKTRONIKA 7-8/2008
Może to wynikać ze stabilności termicznej samego SiC w tej temperaturze. Natomiast w wyniku działania samego wodoru następuje rozwinięcie (pofalowanie) powierzchni trawionych płytek. W badanym przedziale temperatur rysy polerskie, w wyniku reakcji SiC z wodorem i propanem wyraźnie się powiększają. umożliwia całkowite usunięcie rys polerskich [2]. Należy jednak pamiętać, że propan trawi intensywnie, materiał jest szybciej zbierany i łatwo przejść do trawienia selektywnego. Przy 3-krotnym wzroście przepływu propanu trawienie selektywne pogłębia się, stając się bardziej statystyczne. Podobne rezultaty uzyskuje się zwiększając czas trawienia (rys. 3). W wyniku przeprowadzonych eksperymentów wzrostu warstw SiC na różnie trawionych podłożach (mod trawienia gładki - rys.3a, selektywny - rys. 3b i statystyczny - rys. 3 stwierdzono, że sposób wytrawienia oraz morfologia powierzchni wytrawionej płytki nie ma aż tak istotnego wpływu na jakość (chropowatość) warstwy epitaksjalnej jak bezwzględny warunek usunięcia całej warstwy uszkodzonej w trakcie polerującego trawienia in-situ monokrystalicznych płytek SiC. Można założyć, że dopóki na powierzchni płytki widoczne są rysy, warstwa uszkodzona nie została usunięta Epitaksja Rys. 2. Obraz powierzchni 5x5 µm komercyjnej płytki 4H-SiC po trawieniu w przepływie samego H 2 w temperaturze 1400 C. Parametry chropowatości: R a =0,902 nm, RMS=0,826 nm, R Z =3,595 nm, R max =5,343 nm Fig. 2. AFM image of 4H-SiC commercial wafer surface morfology after etching in hydrogen flow at 1400oC. Roghness parameters: R a =0,902 nm, RMS=0,826 nm, R Z =3,595 nm, R max =5,343 nm W temperaturze wyższej niż 1400 C trawienie w samym wodorze powoduje wyraźne obniżenie chropowatości powierzchni płytki. Jednakże, na powierzchni nadal obserwuje się rysy polerskie, zatem warstwa uszkodzona nie została usunięta w całości (rys. 2). Dodanie propanu do strumienia wodoru w omawianej temperaturze 1400 C również nie umożliwia uzyskania gładkiej powierzchni. Wraz z dalszym podwyższaniem temperatury rośnie efektywność reakcji H 2 ic 3 H 8 z SiC. Wzrost temperatury sprawia, że trawienie staje się z selektywnego bardziej polerujące, co w konsekwencji zmniejsza chropowatość powierzchni płytek podłożowych. Propan przejmuje funkcję trawienia w wyższych temperaturach i działa polerująco. Im wyższa temperatura, tym mniejsze pofalowanie powierzchni. Trawienie w temperaturze 1600 C Rys. 3. Obrazy powierzchni 5x5 µm komercyjnej płytki 4H- SiC po trawieniu w optymalnym przepływie H 2 +C 3 H 8 i w optymalnym czasie (R a =0,119 nm) (, w zbyt dużym przepływie propanu (mod statystyczny) (, przy zbyt długim czasie trawienia (mod selektywy) ( Fig. 3. AFM images of 4H-SiC commercial wafer surface morfology after the etching in the optimal hydrogen-propan flow and time (R a =0.119 nm) (, in to high propane flow (statistic mode) (, during to long etching time (selective mode) ( Wzrost warstwy SiC następuje w wyniku szeregu reakcji dekompozycji termicznej obu reagentów oraz interakcji chemicznych poszczególnych produktów reakcji cząstkowych [3,4,5]. Podstawowymi parametrami procesu są temperatura, ciśnienie w reaktorze, przepływ silanu/propanu, stosunek C/Si, polityp podłoża, dezorientacja podłoża, stosowane we wzajemnej zależności. Pozytywną okolicznością jest zgodność krystalograficzna podłoża i osadzanej warstwy (homoepitaksj. Pomimo, że w procesie biorą udział zaledwie dwa gazowe reagenty silan i propan, reakcje chemiczne są dość skomplikowane. Poniżej przedstawiono przewidywane reakcje w fazie gazowej i na powierzchni płytki. Reakcje w fazie gazowej SiH 4 SiH 2 + H 2 Si 2 H 6 SiH 2 + SiH 4 H 3 SiCH 3 SiH 2 + H 2 C 2 H 4 C 2 H 2 + H 2 H 3 SiCH 3 HSiCH 3 +H2 C 2 H 4 + H C 2 H 5 SiH 2 Si + H 2 Si 2 2Si 2CH 3 C 2 H 6 2 H+ H 2 2H 2 C 3 H 8 H 3 + C 2 H 5 CH 4 + H CH 3 + H 2 Si 2 + CH 4 Si 2 + H 2 C 2 H 5 + H 2CH 3 CH 3 + Si SiCH 2 + H SiCH 2 + SiH 2 Si 2 C + 2H 2 C vol + Si surf SiH 2 + C surf SiH 4 + C surf SiH 2surf + H 2 + C vol SiH 2 + C surf SiH 2surf + C vol C 2 H 2 + Si surf 2C surf + H 2 + 2Si vol C 2 H 4 + 2Si surf 2Cs urf + 2H 2 + Reakcje na powierzchni (SiC) 2Si vol + 2C surf + H 2 C 2 H 2 + 2Si surf SiH 2surf H 2 + Si surf Si + C surf Si surf + C vol Si 2 + 2C surf 2Si surf + 2C vol CH 2 + Si surf C surf + H 2 + Si vol SiCH 2 + C surf Si surf + CH 2 + 2Si vol C vol CH 4 + Si surf C surf + 2H 2 + Si vol Si 2 C + Si surf Si 2 + C surf + Si vol HSiCH 3 + C surf Si surf + H + CH 3 + C vol CH 3 + Si surf C surf + 1.5H 2 + S ivol Warstwy o najlepszej jakości strukturalnej uzyskano przy małych szybkościach wzrostu,rzędu 0,05...0,08 µm/min i ciśnieniu parcjalnym silanu 0,013...0,022 mbar przy stosunku C/Si=1,8. Mimo różnic w jakości warstw (obserwowanych przy wykorzystaniu mikroskopu optycznego z kontrastem Nomarskiego), chropowatość powierzchni nie zmienia się w sposób znaczący (rys. 4). Wraz ze wzrostem ciśnienia parcjalnego si- ELEKTRONIKA 7-8/2008 37
lanu (0,009...0,036 mbar) zaobserwowano znaczny wzrost szybkości osadzania (0,028...0,136 µm/min) rys. 5. Wzrost warstwy SiC jest zatem limitowany transportem masy krzemu do strefy reakcji. Rys. 4. Wykres zależności parametrów chropowatości epi-płytek 4H-SiC od szybkości wzrostu [µm/min]. Parametry wzrostu warstw T=1600 C, p=100 mbar Fig. 4. Dependance of epi-layers roughness on growth rate [µm/min]. Growth parameters T=1600 C, p=100 mbar W celu określenia jednorodności grubości warstw SiC, mającej istotne znaczenie dla jakości i powtarzalności processingu przyrządów elektronowych, wykonano wielokrotne pomiary metodami C-V i FTIR (Fourier Transform Infrared Spectroscopy) poszczególnych płytek z warstwą epitaksjalną. Wyniki, jakie otrzymano potwierdziły, iż warstwy otrzymane metodą CVD na podłożach SiC wykazują akceptowalną niejednorodność w zakresie ok. 3% na całym obszarze próbek 15x15 mm. Przeprowadzono także serię procesów przy zmiennym stosunku C/Si, ciśnieniu i temperaturze w celu sprawdzenia wpływu tych parametrów na szybkości wzrostu i jednorodność grubości warstw SiC (rys. 6). Zależność wpływu stosunku C/Si na szybkość wzrostu jest niewielka. Z badań wynika, że większe znaczenie na szybkość wzrostu warstw SiC ma ciśnienie w reaktorze. Wraz ze zwiększaniem ciśnienia (50...250 mbar) maleje szybkość wzrostu, dopowiednio 0,091...0,078 µm/min (rys. 7). Również, wraz ze wzrostem temperatury zarysowuje się wyraźna tendencja obniżania szybkości wzrostu. Wydajność procesu powstawania SiC obniża się w wyższych temperaturach przy jednoczesnym wygładzaniu frontu krystalizacji warstwy (rys. 8). Rys.7. Wykres zależności szybkości wzrostu [µm/min] od ciśnienia w reaktorze. Parametry wzrostu warstw: T=1600 C, C/Si=1,5 Fig.7. Dependance of growth rate [µm/min] on reactor pressure. Growth parameters T=1600 C, C/Si=1,5 Domieszkowanie Rys. 8. Wykres zależności szybkości wzrostu [µm/min] od temperatury w reaktorze. Parametry wzrostu warstw: p=100 mbar, C/Si=1,5 Fig. 8. Dependance of growth rate [µm/min] on reactor temperature. Growth parameters p=100 mbar, C/Si=1,5 Rys. 5. Wykres zależności szybkości wzrostu [µm/min] od ciśnienia parcjalnego silanu (SiH 4 ). Parametry wzrostu warstw: T=1600 C, p=100 mbar Fig. 5. Dependance of growth rate [µm/min] on SiH 4 partial pressure. Growth parameters T=1600 C, p=100 mbar Rys. 6. Wykres zależności szybkości wzrostu [µm/min] od stosunku węgla do krzemu (C/Si). Parametry wzrostu warstw: T=1600 C, p=100 mbar. Pomiar metodą optyczną (MIR) i napięciowo-pojemnościową (C-V) Fig.6. Dependance of growth rate [µm/min] on C/Si ratio. Growth parameters T=1600 C, p=100 mbar Ze względu na powszechność występowania azotu, kryształy SiC nieintencjonalnie domieszkowane wykazują elektronowy typ przewodnictwa, pochodzący od zanieczyszczenia właśnie azotem. W najlepszych płytkach uzyskiwanych na początku lat 90. osiągano koncentrację rzędu 5x10 15 cm -3 Udoskonalenie technologii, poprawa czystości materiałów źródłowych, zwiększenie szczelności urządzeń oraz zrozumienie mechanizmu wbudowywania domieszek do materiału warstwy pozwala obecnie uzyskiwać niedomieszkowane warstwy epitaksjalne SiC o koncentracji 1x10 14 /cm 3. W połowie lat 90. XX wieku Larkin opisał zależność między włączaniem się atomów domieszki a stosunkiem atomów węgla i krzemu (C/Si) w fazie gazowej [6,7]. Model oparty jest na zasadzie konkurencji pomiędzy N i C w obsadzaniu węzłów na płaszczyźnie węglowej i pomiędzy Al i Si - na płaszczyźnie krzemowej. Aby właściwie zdefiniować profil domieszkowania, należy zbadać zależności pomiędzy szybkością wzrostu, temperaturą, stosunkiem C/Si, polarnością powierzchni wzrostu, a ciśnieniem cząstkowym źródła domieszki w funcji grubości warstwy SiC. Badania równowagi termodynamicznej cytowane w literaturze przy ciśnieniu 250 mbar pokazały, że głównymi związkami gazowymi biorącymi udział w domieszkowaniu są: N 2, HCN i SiNH. Inne grupy występują w nieznacznej ilości [8]. 38. ELEKTRONIKA 7-8/2008
Realizacja struktur epitaksjalnych wykorzystywanych do wytwarzania przyrządów mocy wymaga opracowania domieszkowania w celu uzyskania elektronowego przewodnictwa. Jak wiadomo, domieszkowanie przez dyfuzję, zastosowane w elektronice krzemowej, nie jest możliwe, ponieważ powszechnie stosowane domieszki w SiC mają bardzo mały współczynnik dyfuzji. Domieszkowanie implantacyjne, ze względu na silne defektowanie warstwy zdecydowanie ustępuje domieszkowaniu w trakcie procesu epitaksjalnego [9]. Z kolei domieszkowanie na typ p uzyskuje się dzięki prekursorom gazowym: TMA (Al(CH 3 ) 3 ) i B 2 H 6 (boroetan) [10]. Nadal domieszkowanie akceptorami (powszechnie jest to aluminium) stanowi znaczący problem w technologii epitaksji SiC, mimo znacznego postępu w tej dziedzinie. Al jest trudne do wprowadzenia w strukturę SiC, a tym samym trudna do osiągnięcia jest wysoka koncentracja domieszki. Mimo to udaje się osiągać koncentrację typu p rzędu 10 19-10 20 cm -3, stosując TMA w procesie CVD na podłożu SiC na stronie krzemowej (Si). Badania nad domieszkowaniem utrudnia fakt, że domieszki w SiC lokują się na poziomach uważanych w innych związkach półprzewodnikowych jako głębokie. Domieszki akceptorowe wbudowują się do sieci krystalicznej SiC w płaszczyźnie Si. Wprowadzanie domieszek do kryształu kontrolowane jest, podobnie jak w przypadku domieszki azotu, przez odpowiedni stosunek Si/C, gdzie źródłem krzemu jest silan (SiH 4 ), a węgla propan (C 3 H 8 ), jak i przez zmianę ilości wprowadzanej do reaktora domieszki (TMAl). Dodatkową trudność sprawia fakt, tzw. pamięci reaktora. Aluminium wprowadzone w trakcie procesu wzrostu warstwy osadza się na grafitowych częściach reaktora wytwarzając tło domieszkowania w następnych procesach. Całkowite usunięcie tła wymaga praktycznie wymiany wszystkich części wewnętrznych komory reakcyjnej. W celu zbadania wpływu parametrów wzrostu warstw SiC na koncentrację zanieczyszczeń przeprowadzono serię procesów osadzania warstw niedomieszkowanych zmieniając kolejno jeden z parametrów: temperaturę, ciśnienie, stosunek C/Si. Wszystkie warstwy zostały zmierzone metodą pojemnościowo-napięciową (C-V) pod kątem tła koncentracji nośników (back-ground) - rys. 9. Procesy prowadzone w stałej temperaturze 1600ºC przy stosunku C/Si = 1,5, dla ciśnień w reaktorze w zakresie 50...250 mbar ujawniły silną zależność koncetracji nośników. Najniższą wartość uzyskano przy najniższym ciśnieniu (50 mbar) n = 4x10 13. Zmienny stosunek C/Si w zakresie 1,2...3 powodował także obniżenie koncetracji nośników. W tym wypadku wynika to ze zwiększania się ilości węgla (wzrost C/Si), a zatem zmniejszenia liczby wakansów węglowych miejsc podstawiania się azotu. Najniższą wartość koncetracji uzyskano przy stosunku C/Si = 1,95 n = 1,15x10 14. W efekcie stwierdzono, że dla wartości ciśnienia 75 mbar, temperatury 1620 C i stosunku C/Si=1,8 można uzyskać warstwę niedomieszkowaną wykazującą elektronowy typ przewodnictwa, o koncentracji tła na poziomie ok. 5x10 13 cm -3. Charakteryzacja warstw SiC Warstwy epitaksjalne SiC wykazują silne zdefektowanie wywołane w dużej mierze przez niedoskonałą strukturę płytek podłożowych, ale częściowo również generowane w trakcie osadzania. Dzięki opanowaniu technologii wzrostu kryształów objętościowych SiC wolnych od mikrorurek znacznie podniosła się też jakość warstw epitaksjalnych. Uzyskanie przewidywanych teoretycznie parametrów przyrządów mocy wymaga dalszej poprawy jakości strukturalnej warstw. Prace badawcze koncentrują się na powiązaniu parametrów technologicznych procesu krystalizacji z typem i gęstością występujących defektów oraz z właściwościami elektrycznymi warstw. W pracy defekty strukturalne ujawniano trawieniem w KOH. Typ i gęstość wykrytych defektów nie odbiega od danych literaturowych. Do najważniejszych defektów należą błędy ułożenia, dyslokacje krawędziowe, dyslokacje śrubowe i tzw. dyslokacje BPD (Basal Plane Dislocation). Do oceny jakości materiału warstw zastosowano także metodę fotoluminescencji. Zmierzono w 300 K widmo fotoluminescencyjne warstwy o grubości 10 µm osadzonej w optymalnych warunkach (rys. 11). Rys. 9. Wykres zależności koncetracji nośników od temperatury w reaktorze (, ciśnienia (, stosunku C/Si (. Parametry stałe wzrostu warstw: p=100 mbar, C/Si=1,5, T=1600 C Fig. 9. Dependance of carrier concentration on reactor temperature (, reactor pressure (, C/Si ratio (. Growth parameters p=100 mbar, C/Si=1,5, T=1600 C Rys.10.Typowy obraz defektów w warstwie epitaksjalnej SiC Fig.10. Optical microscope imaging of typical defects in epitaxial layers of SiC Dla stałego ciśnienia 100 mbar i stosunku C/Si = 1,5, w zakresie temperatur 1580...1640ºC, wraz ze wzrostem temperatury następuje niewielki wzrost koncentracji nośników. Najniższą wartość koncetracji uzyskano przy najniższej temperaturze (1590ºC) n = 7,81x10 13. Na podstawie otrzymanego widma można stwierdzić, że linia swobodnego ekscytonu staje się dominującą w obszarze rekombinacji pasmo-pasmo dla temperatur przekraczających 150 K. W temperaturach tych ekscytony związane na donorze N+ ulegają jonizacji. Linia D-A jest najprawdopo- ELEKTRONIKA 7-8/2008 39
Rys.11.Widmo PL 300K warstwy SiC Fig.11. PL spectrum of SiC epitaxial layer at T=300K dobniej związana z rekombinacją elektronu na donorze N z dziurą na akceptorze Al. Linie Green oraz Red - chociaż występują zarówno w podłożach jak i warstwach epitaksjalnych, to nie są ostatecznie zidentyfikowane. Ogólnie określa się je jako związane z głębokimi defektami. Linie te są ujemnie skorelowane z linią swobodnego ekscytonu, co wskazuje, że defekty je wywołujące są odpowiedzialne za skrócenie czasu życia nośników mniejszościowych (wzrost rekombinacji niepromienistej). Linie w tym obszarze wiąże się z obecnością różnych domieszek, w szczególności boru. Linia II-go rzędu odbicia od siatki dyfrakcyjnej linii lasera pobudzającego He-Cd to 325 nm. Obecność i natężenie koreluje się ujemnie z jakością powierzchni w skali powyżej 50 nm. Free exciton D - A (N - AI?) Green PL band Second order laser line scattered from the surface Red PL band widzenia niekorzystnej obecności głębokich defektów, najlepsze są warstwy ITME b i c, gorsze natomiast są warstwy Cree a. Rozproszona linia laserowa będąca miernikiem jakości powierzchni jest wyraźnie najsilniejsza dla warstwy a (Cree) jakość powierzchni jest tam najniższa. Dla warstwy b - ITME na podłożu Cree jest słabsza a najsłabsza dla c - ITME na podłożu SiCrystal co wskazuje, że jakość powierzchni jest w tym przypadku najlepsza. Podsumowując, widma wszystkich próbek są porównywalne. Jednakże, nieduże różnice wskazują na lepszą jakość warstw ITME, dla których zauważalna jest redukcja rekombinacji za pośrednictwem głębokich defektów oraz zmniejszenie szerokości linii FE. Wyraźna wystąpiła różnica w detekcji jakości powierzchni, najlepszą powierzchnię ujawniły również warstwy ITME. Podsumowanie W wyniku przeprowadzonych badań opracowano technikę przygotowywania powierzchni komercyjnych płytek podłożowych SiC do wzrostu epitaksjalnego poprzez trawienie in situ w mieszance wodoru i propanu. Zbadano i zoptymalizowano warunki wzrostu niedomieszkowanych warstw SiC metodą CVD o grubości do 10 mikrometrów. Opracowano technologię domieszkowania donorami i akceptorami w zakresie koncentracji wymaganych w technologii przyrządów. Opracowano metodykę charakteryzacji własności strukturalnych, w tym morfologii powierzchni osadzanych warstw, grubości i jednorodności grubości na płytce o średnicy 2 cale oraz własności elektrycznych. Zbadano podstawowe zależności między parametrami procesu epitaksji a własnościami wytwarzanych warstw SiC. Porównano wyniki pomiarów metodą PL warstw komercyjnych i warstw epitaksjalnych SiC wykonanych w ITME. Literatura Rys.12. Widma PL 300K dla: warstwa komercyjna prod. Cree; podłoże Cree, warstwa ITME; podłoże SiCrystal, warstwa ITME. Wszystkie warstwy o grubości 10 µm Fig.12. PL spectra of : commercial epitaxial layer from Cree; epitaxial layer form ITME on commercial substrate from Cree; epitaxial layer from ITME on commercial substrate form SiCrystal at T=300K Porównano widma warstwy komercyjnej (prod. Cree) (próbka oraz warstw prod. ITME osadzonych na podłożach Cree (próbka i SiCrystal (próbka. Rekombinacja FE (swobodnego ekscytonu) ma bardzo podobne natężenie dla wszystkich próbek, jakkolwiek najsilniejsza jest dla próbki. Natężenie to koreluje się ujemnie z rekombinacją Green i Red (porównanie i ), co potwierdza negatywny związek defektów odpowiedzialnych za tę rekombinację z czasem życia nośników mniejszościowych. Próbki b i c (warstwy ITME) charakteryzuje też mniejsza wartość szerokości połówkowej linii FE (95 mev wobec 105 mev), co wykazuje lepszą jakość krystaliczną. Natężenie linii Green i Red jest mniejsze dla warstw ITME, najmniejsze w przypadku podłoża SiCrystal. Z punktu [1] R.L. Myers, Y. Shishkin, O. Kordina, S.E. Saddow, High growth rates (430 mm/h) of 4H SiC epitaxial layers using a horizontal hotwall CVD reactor, Journal of Crystal Growth 285 (2005) 486 490. [2] Effect of Substrates Thermal Etching on CVD Growth of Epitaxial Silicon Carbide Layers, Wlodek Strupinski, Kinga Kościewicz, Jan Weyher, Andrzej Olszyna, International Conference on Silicon Carbide and Related Materials, Otsu, Japan 14-19.10.2007. [3] Shin-ichi Nishizawa, Michel Pons, Growth and Doping Modeling of SiC-CVD in a Horizontal Hot-Wall Reactor, Chem. Vap. Deposition 2006, 12, 516 522. [4] J. Meziere, M. Ucar, E. Blanquet, M. Pons, P. Ferret, L. Di Cioccio, Modeling and simulation of SiC CVD in the horizontal hotwall reactor concept, Journal of Crystal Growth 267 (2004) 436 451 [5] O. Danielsson, A. Henry, E. Janzen, Growth rate predictions of chemical vapor deposited silicon carbide epitaxial layers, Journal of Crystal Growth 243 (2002) 170 184. [6] David J. Larkin, Philip G. Neudeck, J. Anthony Powell, and Lawrence G. Matus, Site-competition epitaxy for superior silicon carbide electronics, Appl. Phys. Lett. 65 (13), 26 September 1994 [7] D. J. Larkin, SiC Dopant Incorporation Control Using Site-Competition CVD, Phys. stat. sol. ( 202, 305 (1997). [8] J. Meziere, M. Ucar, E. Blanquet, M. Pons, P. Ferret, L. Di Cioccio, Modeling and simulation of SiC CVD in the horizontal hotwall reactor concept, Journal of Crystal Growth 267 (2004) 436 451. [9] E. Kalinina, G. Onushkin, A. Strel chuk, D. Davidov, V. Kossov, R. Yafaev, A. Hallen, A. Kuznetsov, A. Konstantinov, Phys. Scr. 101 (2002) 207. [10] G. Wagner, D. Schulz, D. Siche, Vapour phase growth of epitaxial silicon carbide layers, Progress in Crystal Growth and Characterization of Materials 47 (2003) 139-165. 40. ELEKTRONIKA 7-8/2008