Ядерно-сканирующий микрозонд в исследовании эпислоев карбида кремния

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

Эффективность радиоэлектронных устройств, особенно работающих в экстремальных условиях (высокие температуры, радиация и др.) существенно зависит от повышения быстродействия, энергосбережения и надежности твердотельной элементной базы. Одним из материалов, отвечающих столь жестким требованиям, является карбид кремния 4H политипа (4H-SiC). Высокая подвижность электронов, большая величина электрического поля пробоя в сочетании с отличными термохимическими характеристиками обуславливают значительные перспективы использования этого материала для изготовления приборов различного назначения. Электронные приборы на основе SiC обладают высоким быстродействием, радиационной стойкостью и возможностью работы при температурах до 600 °C [1]. Реализация высоких потенциальных возможностей этого материала тормозится в связи с трудностью получения качественных эпитаксиальных слоев (ЭС) этого материала. Отработка технологии воспроизводимого роста ЭС SiC является индивидуальной задачей для установок конкретного типа и требует детального учета факторов, определяющих достижимые параметры эпислоев [2]. При росте ЭС может происходить спонтанное зарождение мелкомасштабных кристаллов, планарных дефектов, дислокаций и др., линейные масштабы которых составляют единицы –десятки микрометров [3]. В этой связи весьма актуальным является применение современных высокоразрешающих методов характеризации ЭС Si C. Цель работы — исследование возможности использования установки «Ядерно-сканирующий микрозонд-ЭГП-10» (ЯСМЗ) в оценке качества гомоэпитаксиальных слоев 4H-SiC, полученных сублимационным сэндвич-методом (ССМ) в вакууме на монокристаллических подложках 4H-SiC.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Мы исследовали 2 образца гомоэпитаксиальных слоев 4Н-SiC EPI-1 и EPI-2, полученных на вицинальных (4^о off-cut) монокристаллических подложках 4H-SiC n-типа (легирование азотом) диаметром 100 мм, толщиной 350 мкм сублимационным сэндвич-методом (ССМ) (рис. 1а) в установке высокотемпературного роста с индукционным нагревателем Basic-T. В качестве источника паров использовали нелегированные поликристаллические пластины карбида кремния кубического политипа (3C-SiC) диаметром 100 мм, толщиной 650 мкм. Зазор массопереноса между источником и подложкой составлял 1 мм. Осевой градиент температуры внутри зоны массопереноса задавали положением ростовой поверхности подложки относительно середины индукционного нагревателя установки (поз. 8). Температуру контролировали инфракрасным пирометром установки в осевой точке верхней крышки графитовой эпитаксиальной ячейки (T_яч). Процессы эпитаксии проводили в следующем технологическом режиме (рис. 1б) (табл. 1): 1) откачка ростовой камеры с тепловым узлом до остаточного давления p = 0.33 Па; 2) ступенчатый нагрев до T_яч = 2000 ^oС в течение 180 мин; 3) выдержка при T_яч = 2000 ^oС в течение 60 мин (EPI-1) и 100 мин (EPI-2); 4) естественное охлаждение установки при отключенном нагревателе. Необходимо отметить, что интенсивность откачки камеры была одинаковой на всех указанных стадиях процесса, а напуск продувочных и легирующих газов не производился. Полученные ЭС имеют n-тип проводимости, обусловленный фоновым легированием остаточным азотом.

 

Рис. 1. Схема эпитаксиальной сэндвич-ячейки в тепловом узле ростовой установки (а): 1 — зона переноса молекулярных компонентов пара; 2 — источник паров SiC (сублимационная пластина); 3 — кристалл затравка (монокристаллическая 4H-SiC подложка); 4 — графитовое кольцо (спейсер); 5 —графитовый тигель; 6 — графитовая теплоизоляция; 7 — кварцевая труба; 8 — индукционный нагреватель. Динамика процессов эпитаксии (б) EPI-1 (вверху) и EPI-2 (внизу): T_ЯЧ (эксп.) — температура верха эпитаксиальной ячейки, регистрируемая пирометром; Т_ИСТ (модель) — расчетная температура поверхности сублимационной пластины; G_ЭС (модель) — расчетная скорость роста эпитаксиального слоя.

 

Таблица 1. Технологические режимы (экспериментальные данные). P₃ — средняя мощность нагревателя на стадии выдержки

Процесс / образец	Поз., мм	P3, кВт	Tяч, oС	p, Па	t3, ч	hЭС, мкм	GЭС, мкм/ч	hподл, мкм
EPI-1	85	5.3	2000	0.34	1	215 ± 10	215	268 ± 10
EPI-2	45	4.1	2000	0.33	1.6	224 ± 15	140	294 ± 12

 

Полученные образцы отличаются толщинами как эпислоев h_ЭС, так и подложек h_подл, так как обратная сторона подложек свободно сублимировала в пространство под крышкой ячейки. Различия в толщине ЭС обусловлены использованием разных осевых градиентов температуры в ростовой ячейке, что приводит к разной скорости роста слоев. Отметим, что в табл. 1 приведены средние значения скоростей роста G_ЭС как отношение средней толщины h_ЭС эпитаксиального слоя к длительности фазы выдержки t₃. В действительности, следует ожидать, что вследствие отсутствия ограничивающих рост стадий (напуск инертного газа в стадии нагрева и его откачка перед началом роста, напуск газа для ограничения роста перед стадией охлаждения) существенный рост ЭС возможен до и после стадии выдержки (3) при T_яч > 1800 ^оС. Поскольку рост слоев проводился при постоянном давлении p, то скорость роста G_ЭС(t), в первом приближении, будет пропорциональна температуре источника T_ист(t) [4].

Для получения более детальной информации о распределении температуры внутри ячейки, оценки динамики процесса осаждения и состава паровой фазы в процессе эпитаксии были использованы методы численного конечно-элементного моделирования. Конечно-элементная модель рассчитывалась в программном пакете мультифизического моделирования COMSOL Multiphisics с использованием геометрии теплового узла, сэндвич-ячейки, физическими свойствами применяемых материалов [5]. В качестве входных параметров использовались экспериментальные данные серии процессов EPI-1—4. Последовательность расчета: 1) решение уравнений теплопереноса (теплопередача в твердых телах и радиационный теплоперенос) при индукционном нагреве с использованием экспериментальной кривой нагрева и температурозависимых свойств материалов в диапазоне 300—3000 K; 2) решение уравнений свободномолекулярного массопереноса в зазоре источник-подложка. В результате была произведена оценка основных параметров процессов и их общая динамика. Рассчитанная динамика температуры источника T_ист(t) в сравнении с экспериментальной кривой температуры крышки сэндвич-ячейки T_яч(t) и скорости роста G_ЭС(t) процессов EPI-1 и EPI-2 показана на рис. 1б.

В табл. 2 приведены основные рассчитанные параметры процессов эпитаксии EPI-1 и EPI-2 из которых можно видеть, что положение подложки относительно индуктора определяет осевой перепад температур ΔT источник-подложка. Рассчитанная стехиометрия η компонентов (Si/C) паровой фазы на стадии выдержки η равна 1.52 и 1.55 для EPI-1 и EPI-2, соответственно. Наилучшая сходимость толщины h_ЭС и скорости роста G_ЭС была получена при значениях коэффициентов сублимации и прилипания δ = 0.03 и α = 0.65 соответственно, что согласуется с литературными данными моделирования подобных сэндвич-ячеек [6].

 

Таблица 2. Данные численного моделирования. G_ЭС — расчетная средняя скорость роста на стадии выдержки

Процесс	Tист, Со	TЭП, Со	ΔT, K	GЭС, мкм/ч	hЭС, мкм	η3, (отн.ед)
EPI-1	2048	2040	8	184	219	1.52
EPI-2	2040	2035	5	127	224	1.55

 

МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В ранее проведенных нами работах был использован комплексный способ изучения структуры, сочетающий атомно-силовую микроскопию (АСМ) и исследование с помощью ядерного сканирующего микрозонда (ЯСМЗ). Такая комбинация методов позволила получать интересные результаты [7]. АСМ дает представление о структуре поверхности, что необходимо для интерпретации элементного картирования. В свою очередь, результаты ЯСМЗ-картирования полезны для анализа АСМ-изображений в режиме «фазового контраста». На настоящий момент времени ядерный сканирующий микрозонд (ЯСМЗ) является хорошо обоснованным аналитическим методом, нашедшим применение в различных областях науки и производства, и относится к перспективному развивающемуся диагностическому направлению.

В качестве источника ускоренных ионов используется электростатический перезарядный ускоритель ЭГП-10. Ускоряемые ионы: протоны, дейтроны с энергиями до 10 Мэ В. Одним из методов микроструктурного элементного анализа, развивающегося на установке «Микрозонд», является метод RBS (Rutherford Back scattering Spectrometry — резерфордовское обратное рассеяние), основанный на спектрометрии обратно рассеянных заряженных частиц. Этот метод довольно универсален. Основным его преимуществом по сравнению с другими методами анализа на ионных пучках является возможность определения практически всех элементов, за исключением водорода.

При исследовании образцов комплекс «Микрозонд» — ЭГП-10 работал в следующем режиме: протонный пучок с энергией 4 МэВ (анализируемая глубина 25 мкм); средний ток протонов на образцах — 0.01 нА; шаг сканирования — 5 мкм; размер пучка на образце — не более 30×30 мкм; область сканирования 300×300 мкм.

«Микрозонд» обеспечивает, как высокую чувствительность измерений (до 10 ppm), так и анализ распределения элементов по глубине эпислоев Si C.

Особый интерес представляет получение интегральных карт, где представлены все присутствующие в материале элементы. Интегральные элементные карты получали специальной математической обработкой RBS-спектров.

Анализ структуры поверхности образцов исследовался с помощью сканирующего зондового микроскопа СЗМ Solver Next производства ОАО НТ-МДТ, г. Зеленоград. В настоящее время сканирующий зондовый микроскоп является современным, актуальным прибором для получения изображения поверхности и её локальных характеристик, а также для анализа морфологических особенностей материалов. Сканирование поверхности проводилось полуконтактным методом (tapping-mode) в режиме топографии и фазы на воздухе при нормальных условиях, кантилеверы серии NSG10/W2C. Топографическая мода дает данные о рельефе поверхности; фазовая мода — о неоднородностях свойств и химического состава. Результаты сканирования обрабатывали штатным программным модулем обработки изображения Image Analysis 3.5. Анализ параметров структуры поверхности в данной работе проводился на площади 30×30; 10×10 и 5×5 мкм.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 2 показаны характерные для поверхности образцов АСМ-изображения. Основными структурными элементами являются ступени роста и пики, образующие отдельную субструктуру. Результаты обработки изображений показали, что количество выступов в образце EPI-1 значительно меньше.

 

Рис. 2. АСМ-изображения: образец EPI-1 (а), высота ступеней — 0.5 нм, ширина террас 2.76 мкм, число пиков в области — 13; образец EPI-2 (б), высота ступеней — 0.5 нм, ширина террас — 5.61 мкм, число пиков в области — 58.

 

Представляло интерес определить химическую природу пиков. На рис. 3а и 3б представлены типичные RBS-спектры, полученные на образцах ЭС Si C.

 

Рис. 3. RBS-спектры образцов EPI-1 (а) и EPI-2 (б). Карты распределения элементов (размер 30 × 30 мкм), образцы EPI-1 (в) и EPI-2 (г).

 

На спектрах наблюдаются пики кремния (Si), которые можно интерпретировать как области с повышенным его содержанием. Причем эти зоны располагаются в поверхностном слое толщиной ~ 2 мкм. Результаты обработки спектров приведены в табл. 3.

 

Таблица 3. Элементный состав образцов ЭС SiC

Образец	Расстояние от поверхности, мкм	Содержание Si,%	Содержание C,%
EPI-1	1.5	100	0
	2	Падение от 100 до 50	Нарастание от 0 до 50
	На всю глубину	50	50
EPI-2	2.0	100	0
	2.2	Падение от 100 до 50	Нарастание от 0 до 50
	На всю глубину	50	50

 

Специальная математическая обработка RBS-спектров с целью получения интегральных элементных карт показывает, что в поверхностных слоях есть участки с повышенным содержанием Si, углерода (C) и сочетанием Si-C, которые расположены изолированно в виде островковых образований. Пики выделяют структуры с повышенным содержанием компонент относительно усредненных значений на подложке (рис. 3в и 3г).

Условия роста на заключительном этапе осаждения ЭС SiC, в частности, при формировании приповерхностного слоя толщиной ~ 2 мкм можно оценить из результатов моделирования. На рис. 4 показаны графики ростовых параметров (T_ЭП(t) — температура эпитаксиальной поверхности, G_ЭС(t) — скорость роста, η(t) — стехиометрия паров Si/C) соответствующих этапу формирования таких слоев (области выделены пунктиром) для процессов EPI-1 и EPI-2. Линия 1 соответствует предположительному началу осаждения приповерхностного слоя, а линия 2 — окончанию. Значения параметров сведены в табл. 4. Из представленных данных можно сделать вывод, что осаждение приповерхностных слоев h_(1→2) проходило в условиях быстрого охлаждения ~ 13 К/мин, и как следствие, увеличения относительного содержания Si в паровой фазе до η > 2, тогда как на стадии выдержки η₃ ≈ 1.5. Поскольку расчет стехиометрии η(T) проводили для равновесной системы SiC [8], то в условиях быстрого охлаждения паровая фаза может перейти в систему SiC-Si с наиболее вероятным образованием жидкого Si. Из-за малого расстояния источник-подложка d = 1 мм, температура подложки с эпислоем T_ЭП и температура источника T_ист при охлаждении уменьшалась с одной и той же скоростью, поэтому конденсация капель Si в процессах EPI-1 и EPI-2 обусловлена пересыщением пара по кремнию. Более высокая концентрация пиков (капель Si) на поверхности образца EPI-2 может быть обусловлена значительно более выраженной ступенчатой ростовой поверхностью (рис. 2б) и более низкой температурой конечной стадии осаждения T_ЭП = 1777 ^oC (табл. 4). Образование соразмерных включений углерода и Si-C композиций (рис. 3в и 3г) на одной глубине с включениями Si, указывает на испарение части Si капель в процессе охлаждения с образованием остаточного углеродного включения [9].

 

Рис. 4. Рассчитанная динамика ростовых параметров в области, соответствующей заключительному этапу роста ЭС SiC EPI-1 (слева) и EPI-2 (справа). Пунктирными линиями отмечена область формирования приповерхностного слоя толщиной ~ 2 мкм. Т_ЭП (модель) — расчетная температура эпитаксиальной поверхности.

 

Таблица 4. Рассчитанные ростовые параметры стадии осаждения приповерхностных слоев SiC (по рис. 4)

Процесс	EPI-1		EPI-2
Линия	1	2	1	2
TЭП, oC	1934	1805	1966	1777
GЭС, мкм/ч	52	9	63	5
η, отн. ед.	1.74	2.13	1.6	2.16
h(1→2), мкм		2.17		2.4

 

Анализ состояния поверхностей образцов и режимов синтеза показал, что, увеличение содержания Si в верхних слоях образцов и несвязанного C могут предшествовать формированию высокодефектных слоев 4H-SiC. Согласно литературным источникам, микрочастицы графита могут приводить к возникновению микропор и пучков дислокаций [10].

Таким образом, с помощью ЯСМЗ можно проводить контроль стехиометрии эпитаксиальных слоев карбида кремния и структурного совершенства поверхностных и приповерхностных слоев.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Методом ЯСМЗ получен элементный состав ЭС; показано изменение состава по толщине ЭС, которое зависит от технологии (расположения эпиповерхности относительно нагревателя). Внедрение избыточного Si, в первую очередь, связано с динамикой изменения стехиометрии в паровой фазе при сублимирующем источнике SiC и быстром охлаждении в сторону обогащения кремнием (система SiC-Si). Увеличение Si в верхних слоях ЭС может предшествовать формированию высокодефектных слоев 4H-SiC.

Об авторах

М. Э. Бузоверя

Федеральное государственное унитарное предприятие Российский федеральный ядерный центр – Всероссийский научно-исследовательский институт экспериментальной физики

Email: dismos51@gmail.com
Россия, Саров

И. А. Карпов

Федеральное государственное унитарное предприятие Российский федеральный ядерный центр – Всероссийский научно-исследовательский институт экспериментальной физики

Email: dismos51@gmail.com
Россия, Саров

А. Ю. Архипов

Федеральное государственное унитарное предприятие Российский федеральный ядерный центр – Всероссийский научно-исследовательский институт экспериментальной физики

Email: dismos51@gmail.com
Россия, Саров

Д. А. Скворцов

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования Национальный исследовательский Мордовский государственный университет имени Н. П. Огарёва

Автор, ответственный за переписку.
Email: dismos51@gmail.com

Научно-исследовательская лаборатория «Синтез и обработка монокристаллов карбида кремния»

Россия, Саранск

В. А. Неверов

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования Национальный исследовательский Мордовский государственный университет имени Н. П. Огарёва

Email: dismos51@gmail.com

Научно-исследовательская лаборатория «Синтез и обработка монокристаллов карбида кремния»

Россия, Саранск

Б. Ф. Мамин

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования Национальный исследовательский Мордовский государственный университет имени Н. П. Огарёва

Email: dismos51@gmail.com

Научно-исследовательская лаборатория «Синтез и обработка монокристаллов карбида кремния»

Россия, Саранск

Список литературы

Дополнительные файлы