ОСНОВНЫЕ ДЕФЕКТЫ В СЛИТКАХ И ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ СЛОЯХ КАРБИДА КРЕМНИЯ. I. ДИСЛОКАЦИОННАЯ СТРУКТУРА И МОРФОЛОГИЧЕСКИЕ ДЕФЕКТЫ. ОБЗОР

МАТЕРИАЛЫ ЭЛЕКТРОННОЙ ТЕХНИКИ ELECTRONIC ENGINEERING MATERIALS

УДК 621.315 Обзор

Основные дефекты в слитках и эпитаксиальных слоях

карбида кремния

I. Дислокационная структура и морфологические дефекты

Д.Д.Авров1, А.О.Лебедев1'2, Ю.М.Таиров1

1 Санкт-Петербургский государственный электротехнический университет

«ЛЭТИ» им. В.И. Ульянова

2

Физико-технический институт им. А. Ф.Иоффе РАН

Review

Main Defects in Ingots and Epitaxial Layers of Silicon Carbide I. Dislocation Structure and Morphological Defects

D.D. Avrov1, A.O. Lebedev1'2, Yu.M. Tairov1

1Saint Petersburg State Electrotechnical University ETU-LETI, St. Petersburg Ioffe Institute, Russian Academy of Sciences, St. Petersburg

На основании зарубежных литературных источников последних лет и с учетом опыта авторов просуммированы наиболее важные сведения о дефектах в карбиде кремния, причинах их появления и свойствах, о современном уровне исследований дефектов и их влиянии на приборные характеристики.

Ключевые слова: карбид кремния; дислокационная структура; ростовые дефекты.

On the basis of foreign literature during recent years and own experience the most important information on the silicon carbide defects, their cause and properties, the current level of research and the influence of the defects on the instrument characteristics have been presented by the authors.

Keywords: silicon carbide; dislocation structure; growth defects.

Введение. Карбид кремния (SiC) является одним из наиболее перспективных материалов для высокотемпературной, радиационно стойкой, мощностной и быстродействующей электроники, так как имеет уникальные физические и электронные свойства.

© Д.Д.Авров, А.О.Лебедев, Ю.М.Таиров, 2015

К этим свойствам относятся широкая запрещенная зона (примерно в три раза больше, чем у кремния), высокое критическое поле лавинного пробоя (приблизительно в 10 раз больше, чем у кремния), высокая насыщенная скорость дрейфа электронов (в 2,5 раза больше, чем в кремнии и арсениде галлия), высокая термическая стабильность и химическая инертность.

Карбид кремния существует в виде нескольких различных политипных модификаций [1]. К настоящему времени число достоверно описанных политипных структур для карбида кремния достигает 200. Наиболее востребованный в электронике политип 4H-SiC имеет ширину запрещенной зоны 3,26 эВ при комнатной температуре, напряжение пробоя 2-3 MB/см при 600 В и высокие значения подвижностей носителей заряда.

Электронные свойства в сочетании с хорошими теплопроводящими характеристиками позволяют использовать карбид кремния для создания приборов, работающих в силовой электронике при значительно более высоких напряжениях и температурах по сравнению с приборами из кремния и арсенида галлия. Для полевых МОП-транзисторов и диодов Шоттки это означает более низкие импедансы во включенном состоянии, высокие скорости переключения, высокие рабочие частоты и низкие потери. Приборы на основе карбида кремния будут иметь меньшие размеры и менее выраженные требования по охлаждению активной области прибора.

Промышленное выращивание карбида кремния. Общие принципы выращивания карбида кремния сублимационным методом на собственных затравках (так называемый модифицированный метод Лели, или метод ЛЭТИ) сформулированы в работе [2]. Устойчивый рост монополитипного объемного монокристалла достигнут только для двух политипов карбида кремния - 6H и 4H. В настоящее время коммерчески доступны монокристаллические слитки карбида кремния данных политипов большого размера (до 100 мм в диаметре). Их обычно выращивают, используя монокристаллические затравки с ориентациями (0001) Si и (0001) C для политипов 6Н и 4Н соответственно. Выращенные слитки, как правило, характеризуются развитой дефектной структурой, включающей в первую очередь дислокации, микропоры, дефекты упаковки, политипные включения, малоугловые границы и т.д.

В 80-е гг. XX в. для стабилизации послойного роста и решения проблемы политип-ной однородности при гомоэпитаксиальном росте карбида кремния стали использовать затравки с отклонением 3,5-8о в направлении азимута < 1120 > от ориентаций (0001) и (0001). Такие затравки в англоязычной литературе называются «off-cut», а точно вырезанные затравки - «on-cut».

Использование альтернативных ориентаций затравок не получило распространения для роста карбида кремния. Тем не менее в ряде работ для улучшения дефектной структуры и подавления тех или иных дефектов в слитках карбида кремния исследовались возможности ориентаций, отличных от базисной: {0338}4H-SiC [3], (0115) 6H-SiC [4], (01l4) 4H-SiC [5], (10Т3) 6H-SiC [6], (10l0) и (1120) 4H-SiC. В частности, рост на призматических и наклонных ориентациях позволяет полностью устранить микропоры, но приводит к катастрофическому размножению дефектов упаковки [7].

Разработанный относительно недавно так называемый RAF-метод [8], заключающийся в последовательном многостадийном разращивании монокристалла карбида кремния в различных плотноупакованных направлениях, например [0001]>—> [1010] — [1120] —[0001], позволяет полностью устранить микропоры и дефекты упаковки, а

также значительно снизить плотность дислокаций. Однако реализация данного метода для роста слитков большого диаметра затруднена.

Выращивание эпитаксиальных слоев карбида кремния. Для выращивания эпи-таксиальных слоев карбида кремния наиболее часто используются такие методы, как сублимационная эпитаксия, жидкофазная эпитаксия и химический газовый транспорт [9].

Сублимационная эпитаксия основывается на выращивании карбида кремния из собственных паров, т.е. воспроизводит сублимационный рост, но для тонких слоев. Так как для эпитаксии не требуются слишком высокие скорости роста, температура процесса может быть понижена (< 2000 °C). В то же время известно, что при таких температурах роста пары карбида кремния сильно обогащены кремнием. Чтобы предотвратить вызванную этим эффектом графитизацию поверхности подложки, часто используют сэндвич-метод роста, при котором массоперенос между источником и подложкой осуществляется в тонком зазоре.

В настоящее время основным методом промышленного выращивания эпитаксиаль-ных слоев карбида кремния является химическое осаждение из газовой фазы [10]. Поток водорода, разбавленный кремний- и углеродсодержащими реагентами (обычно си-лан и пропан, но возможны и другие соединения), взаимодействует с подложкой, нагретой до температуры 1600-1700 °С. Процесс можно вести как при пониженном, так и при атмосферном давлении.

Дислокационная структура. Известно, что дислокации в тетраэдрически плотно-упакованных кристаллах наиболее легко скользят в плоскости (0001) (основной системой скольжения является система a/3 < 1120 > (0001)). Высокие значения потенциала Пайерлса-Набарро в таких кристаллах приводят к тому, что линии дислокаций, как правило, ориентированы вдоль плотноупакованных направлений < 1120 >. Идеальные дислокационные петли в таких материалах имеют гексагональную форму, при этом сегменты являются 60-градусными или чисто винтовыми дислокациями. Диссоциация полной дислокации на пару частичных дислокаций (головной и замыкающей) с возникновением дефекта упаковки между ними [11] осуществляется по следующей реакции:

1/3 < 2И0 > ^1/3 < П00 >+1/3 < 10Т0 >.

Все частичные дислокации являются 90-градусными (краевыми) или 30-градусными сегментами.

Существуют экспериментальные доказательства активации вторичной системы скольжения a/3 < 1120 > {1100} в кристаллах карбида кремния, полученных сублимационным методом [12].

Дислокации, пересекающие поверхность затравки при объемном росте или подложки при эпитаксиальном росте, воспроизводят себя в растущем кристалле или эпи-таксиальном слое (так называемые прорастающие дислокации). Дислокации, лежащие в плоскости (0001), образуют малый угол с off-cut поверхностью (так называемые базисные дислокации). Они также могут прорастать в эпитаксиальный слой. И те и другие дислокации могут быть краевыми, винтовыми или иметь смешанный характер. К прорастающим винтовым дислокациям также обычно причисляют микропоры - супердислокации с гигантским вектором Бюргерса и полым ядром.

Так как в базисной плоскости кристаллов карбида кремния и линии дислокаций, и вектор Бюргерса, как правило, ориентированы вдоль плотноупакованных направлений < 21 10 >, основными являются 60-градусные и винтовые дислокации.

Методы анализа дислокационной структуры. Характер дислокаций может быть установлен по форме ямок травления на поверхности пластины карбида кремния или, что более надежно и более трудоемко, методами обычной или синхротронной рентгеновской топографии с использованием критериев видимости протяженных дефектов [13], а также просвечивающей электронной микроскопии, в том числе высокого разрешения.

Классическим способом выявления выходов дислокаций на поверхности пластин карбида кремния является селективное травление в расплаве KOH [14] или в эвтектическом составе в системе KOH - NaOH. Принято считать, что в результате селективного травления прорастающие краевые и винтовые дислокации декорируются малыми и большими ямками травления гексагональной формы, а базисные дислокации образуют ямки травления овальной формы, ориентированные, как правило, вдоль off-cut направления [1120] . Химическое травление винтовых дислокаций приводит к возникновению ямок травления с остроконечным дном (в форме раструба), маркирующим ядро дислокации. Для трехмерных включений характерны ямки травления с плоским дном [15].

Смещение нижней точки ямки травления относительно середины ямки характеризует взаимное расположение растущей поверхности и линии дислокации. Классические представления о селективном травлении [14] основываются на трех основных утверждениях. Во-первых, размер ямки травления пропорционален вектору Бюргерса b соответствующей дислокации. Во-вторых, квадрат вектора Бюргерса b2 есть мера поля деформации, окружающего линию дислокации. В-третьих, поле деформаций определяет скорость травления в точке выхода дислокации на поверхность. Эта модель, широко использующаяся для интерпретации экспериментальных данных, носит название «критерий поля деформаций».

Форма ямок травления и их размер для прорастающих дислокаций сильно варьируются в зависимости от типа легирования (n - N, p - Al) и концентрации легирующей примеси [14]. Так, для концентраций азота больше 210 см затруднительно идентифицировать классы прорастающих дислокаций по формам и размеру ямок травления. Большая ямка травления может образовываться при следующих факторах: взаимодействие с базисной дислокацией; неоднородное распределение примеси; локальные напряжения и т.д. Кроме того, для легированных пластин n-типа (10 см ) травление КОН полностью изотропно и не способно выявить структурные дефекты, не вызывающие поверхностной деградации.

Отметим, что направление и величину вектора Бюргерса элементарных дислокаций достаточно сложно определить, используя такие методы анализа дислокационной структуры, как химическое травление, поляризационная микроскопия и классическая рентгеновская топография. Однако эти проблемы могут быть решены, если использовать синхротронную рентгеновскую топографию белого излучения [16].

Базисные дислокации. Считается, что базисные дислокации вызываются термоупругими напряжениями в процессе роста, охлаждения или отжига растущего слитка, поскольку основная система скольжения (0001) < 1120 > легко активируется при высоких температурах [17]. В частности, по оценкам, выполненным в [18], критическое сдвиговое напряжение, необходимое для активации скольжения в представленной системе при 2200 °С, не превышает 1 МПа. В качестве источников термоупругих напряжений, активирующих скольжение, обычно выступают температурные градиенты, существующие в ростовой камере, а также различие температурных коэффициентов

линеиного расширения затравочного кристалла и держателя при жестком креплении кристалла на держателе.

Базисные дислокации наиболее легко зарождаются во внешних областях растущего кристалла, где имеется контакт с поликристаллическим обрамлением слитка или со стенками тигля, и под действием термоупругих напряжении скользят в плоскости (0001) в направлении ядра слитка.

Наличие больших осевых температурных градиентов приводит к тому, что в процессе пластической деформации преимущественно возникают базисные дислокации с экстраплоскостями, направленными в сторону затравки: кристалл испытывает изгиб -базисная плоскость вогнута в направлении роста [13, 19]. Эффект обычно определяется по сдвигу максимума рентгеновских кривых качания при линейном перемещении пучка по поверхности образца и соотносится со средней плотностью выходов базисных дислокаций на призматической грани:

0 = pbEDGE,

где 0 - изменение угла наклона базисных плоскостей на единицу длины прохода пучка; р - средняя плотность базисных дислокаций; bEDGE - краевая компонента вектора Бюр-герса 60-градусной базисной дислокации.

Плотности базисных дислокаций, вычисленные из изгиба базисных плоскостей, как правило, существенно меньше плотностей базисных дислокаций, полученных в результате оценки количества ямок травления [13, 19], что объясняется наличием некоторой доли чисто винтовых дислокаций, а также 60-градусных дислокаций с альтернативным расположением экстраплоскости.

Полные базисных дислокаций с вектором Бюргерса 1/3 < 1120 > могут диссоциировать на две частичные дислокации Шокли с векторами Бюргерса 1/3 < 1010 > [20]. Поскольку равновесное расстояние между двумя частичными дислокацими в карбиде кремния составляет 30-70 нм, что значительно меньше пространственного разрешения рентгеновской топографии, частичные базисные дислокации наблюдаются как полная нерасщепленная дислокация.

В результате пространственного перераспределения базисных дислокаций на off-cut подложках после травления наблюдаются цепочки или выраженные полосы -скопления ямок травления овальной формы, вытянутые перпендикулярно off-cut направлению. Такие цепочки соответствуют зонам скольжения базисных дислокаций, вызванным высокотемпературной деформацией в процессе роста или последующего охлаждения [13] (рис.1). В работе [13] с использованием метода осциллирующего контраста показано, что все

Рис.1. Зоны скольжения базисных дислокаций [12, 13]

60-градусные базисные дислокации, составляющие зону скольжения, имеют одинаковый вектор Бюргерса. В то же время минимизация источников напряжений позволяет увеличить радиус кривизны кристалла более чем на полтора порядка - от 7,9 до 170 м [19]. Взаимодействие с «лесом» винтовых дислокаций и микропор приводит к активному размножению базисных дислокаций по хорошо известному процессу Франка-Рида [19, 21]. При пересечении с прорастающей дислокацией на базисных дислокациях появляются малоподвижные пороги, ориентированные по направлению <0001>, причем эффективность порога как стопора определяется величиной вектора Бюргерса взаимодействующей винтовой дислокации (микропоры) [21].

Прямолинейные базисные дислокации обычно практически не взаимодействуют с малоугловыми границами - линейными цепочками прорастающих краевых дислокаций на зеренных границах, ориентированных обычно в направлении < 1 1 00 >, так как два вида дислокаций имеют ортогональные плоскости скольжения. Появление на базисных дислокациях ступеней-порогов приводит к взаимодействию, выражающемуся в торможении дислокаций малоугловыми границами [21].

Прорастающие дислокации. Количество прорастающих краевых дислокаций в слитках карбида кремния составляет

10-105 см . Для объяснения причин их появления в слитках и эпитаксиальных слоях предложен ряд моделей.

Отмечается, что большая часть прорастающих дислокаций в слитке возникает в процессе роста, обычно на начальных стадиях процесса, и вызывается включениями второй фазы или паразитными политипными образованиями [22]. В частности, появление пары винтовых дислокаций с противоположными векторами Бюргерса или группы дислокаций с нулевым суммарным вектором Бюргерса происходит при обтекании фронтом роста преципитатов второй фазы, попадающих в растущий кристалл.

Комплексные результаты, полученные в [22] с использованием просвечивающей электронной микроскопии, атомно-силовой микроскопии, рентгеновской топографии и селективного травления в расплаве щелочи, демонстрируют корреляцию между скоростью роста на оп-cut затравке, дефектами упаковки, образующимися на ранних стадиях процесса, и плотностью прорастающих дислокаций, наблюдающихся на границе затравка - кристалл. Коалесценция двумерных зародышей, содержащих дефекты упаковки, приводит к возникновению частичных базисных дислокаций, которые могут изгибаться в направлении фронта роста. Таким образом, частичные базисные дислокации по Шокли и Франку приводят к появлению прорастающих краевых и винтовых дислокаций соответственно. Плотность прорастающих дислокаций в модели пропорциональна плотности независимых двумерных зародышей.

Уменьшение скорости роста ведет к увеличению критического радиуса двумерного зародыша и, таким образом, эффективно снижает плотность прорастающих дислокаций [22]. Другой возможный путь снижения плотности этого вида дислокаций - использование off-cut затравок.

Паразитные политипные включения в кристаллах карбида кремния - одна из главных причин возникновения кристаллографических дефектов. В то же время появление включений 6Н-политипа в матрице 4Н-политипа приводит к полному исчезновению прорастающих винтовых дислокаций, вероятно, вследствие конверсии их в базисные дефекты упаковки по Франку [23]. Образование прорастающих краевых дислокаций также наблюдается в результате активации вторичной системы скольжения {1100} < 1120 > в слитках карбида кремния в процессе роста и последующего охлаждения [12].

При эпитаксиальном росте слоев карбида кремния, несмотря на значительные различия с объемным ростовым процессом по температуре и составу газовой фазы, ситуация в целом аналогичная: некоторые протяженные дефекты генерируются в объеме эпитаксиального слоя [24], в то время как значительная часть наследуется из подложки [25]. Прорастающие краевые дислокации в объемном карбиде кремния обычно ориентированы строго по направлению [0001]. В случае эпитаксиального наращивания на off-cut затравку краевые дислокации, прорастая в эпитаксиальный слой, могут взаимодействовать с фронтом роста, отклоняясь от [0001] в сторону off-cut направления [25]. Такие дислокации имеют чисто винтовые участки, соответствующие периодическому скольжению в базисной плоскости вдоль направления [1120].

Имеются многочисленные сообщения о том, что прорастающие дислокации наряду с микропорами приводят к увеличению токов утечки и снижению пробивных напряжений в биполярных диодах и диодах Шоттки на основе карбида кремния [26], причем эффект наблюдается как для винтовых дислокаций, так и для краевых в составе малоугловой границы.

Соответствие электрически активных областей микроплазменного пробоя местам выходов винтовых дислокаций установлено с помощью электронной микроскопии в режиме наведенного тока (EBIC), электролюминесценции и рентгеновской топографии синхротронного излучения [26]. Авторы [27] также наблюдали EBIC контраст отдельных винтовых прорастающих дислокаций в полуизолирующем карбиде кремния, свидетельствующий о больших токах утечки в дефектных областях, окружающих такие дислокации. Травление в KOH подтвердило соответствие контрастных областей выходам винтовых дислокаций.

Морфологические особенности источников токов утечки в диодах Шоттки на основе 4H-SiC исследовались в [28]. Результаты атомно-силовой микроскопии показали, что наиболее важным фактором, влияющим на генерацию токов утечки, является не наличие и тип дислокации, а поверхностная морфология (геометрия of growth pits) в точке выхода дислокации, определяющая локальную напряженность электрического поля [28]. Этот факт объясняет отсутствие четкой экспериментальной взаимосвязи между токами утечки и плотностью дислокаций в материале [29].

Конверсия дислокаций в карбиде кремния. При гомоэпитаксии карбида кремния на off-cut подложках наблюдается превращение базисных винтовых дислокаций, существующих в подложке, в прорастающие краевые дислокации эпитаксиального слоя [30]. Эффект интерпретируется как результат воздействия сил изображения, возникающих между ступенями роста и близлежащими базисными дислокациями. Отмечается, что процесс выгоден энергетически, так как приводит к уменьшению общей длины дислокаций, пронизывающих эпитаксиальный слой. Сила изображения, действующая на линию дислокации, параллельную поверхности, может быть оценена из изотропной теории упругости. Для напряжения сдвига, вызванного силами изображения, имеем

о = цЬ/(4п/),

где ц - модуль сдвига (98 и 82 ГПа для базисной и призматической плоскости соответственно [31]); b = 0,308 нм - вектор Бюргерса (параметр решетки в направлении < 1120 >); / - расстояние до свободной поверхности.

Сравнивая напряжения изображения с критическими значениями сдвиговых напряжений в карбиде кремния, авторы [30] оценили критическую дистанцию (/ ~ 6,7 нм), при которой начинается скольжение дислокаций в сторону свободной поверхности под действием сил изображения. Предложенный механизм конверсии базисных дислокаций оказывается чувствительным к конкретному виду ограненной off-cut поверхности: дис-

локация «может видеть» две поверхности - террасу и ступеньку, расстояние до которых меняется в зависимости от расположения дислокации и конкретного вида поверхности.

В результате исследования генезиса прорастающих краевых дислокаций, выполненного в [32] с использованием синхротронной рентгеновской топографии, установлено наличие в эпитаксиальном слое как дислокаций, появившихся путем конверсии базисных дислокаций, так и проросших краевых дислокаций подложки. Более того, в [32] показано, что на границе затравка - эпитаксиальный слой имеет место конверсия, главным образом, базисных дислокаций, линия дислокации которых существенно отклонена от off-cut направления, в то время как ориентированные по off-cut направлению дислокации прорастают в эпитаксиальный слой. В целом это приводит к различию морфологии базисных дислокаций в слое и затравке: в затравке линии дислокаций имеют форму дуги и не имеют преимущественного азимута распространения, а в высокосовершенном эпитаксиальном слое дислокации, как правило, прямолинейны и вытянуты вдоль off-cut азимута, причем преобладают винтовые дислокации. При росте на затравках с отклонением вдоль [1010] дислокации также приблизительно ориентируются вдоль off-cut направления, проявляя смешанный или краевой характер [33].

Виды базисных дислокаций в эпитаксиальных структурах. Морфологические особенности базисных дислокаций в эпитаксиальных структурах на основе 4H-SiC подробно исследованы методом рентгеновской топографии на прохождение [34]. Структуры, созданные на off-cut (0001) подложках с отклонением 8о в направлении

— — _l_ 17 _3

[1120] или [2130], содержали n -буферный слой (толщиной 5 мкм, n = 510 см ) с нанесенным поверх него эпитаксиальным n^-слоем (n = 1014-1015 см-3). В таких структурах было установлено существование трех различных видов базисных дислокаций:

1) так называемые интерфейсные дислокации с плоской или зигзагообразной линией дислокации, весьма протяженные (до нескольких миллиметров длиной), локализованные в верхней части буферного слоя. Линия дислокации перпендикулярна off-cut направлению [34], вектор Бюргерса соответствует off-cut направлению [1120];

2) искривленные дислокации, которые не имеют преимущественной ориентации линии дислокации, пронизывают буферный и эпитаксиальный слои или могут конвертировать в прорастающие дислокации на границе буферный слой - эпитаксиальный слой. Вектор Бюргерса соответствует off-cut направлению [1120]. По всей видимости, искривленные дислокации связаны с базисными дислокациями подложки [35];

3) базисные дислокации, которые наблюдаются вблизи микропор, обычно имеют форму круглых петель, что справедливо как для объемного материала, так и для эпи-таксиальных слоев [34]. Дислокационные петли имеют различные векторы Бюргерса. Конкретный механизм зарождения таких базисных дислокаций не вполне ясен, так как винтовые прорастающие дислокации не могут быть источником напряжений сдвига в базисной плоскости, которые необходимы для возникновения дислокаций [34].

В соответствии с данными исследований, выполненных в [25], интерфейсные дислокации формируются вследствие появления напряжений несоответствия на границе материалов с существенно различным уровнем легирования, т.е. являются дислокациями несоответствия. Комбинированным методом, включающим рентгеновскую топографию высокого разрешения и послойное механическое удаление материала эпитак-сиальной структуры, установлена взаимосвязь между интерфейсными дислокациями и дислокационной структурой как подложки, так и эпитаксиального слоя (рис.2). Как

видно из рисунка, концы интерфейсных дислокаций присутствуют в виде как базисных, так и прорастающих дислокаций в слое и подложке.

Величина сдвиговых напряжений, действующих на дислокацию, оценивается из радиуса кривизны линии дислокации между двумя точками пиннинга [36]:

т = aGb/R,

где т - напряжение сдвига, вызывающее изгиб; а =0,5-1,0; G - модуль сдвига 4H-SiC (192 ГПа при комнатной температуре); b = 0,307 нм - вектор Бюргерса; R - радиус кривизны.

По оценкам, выполненным в [36], сдвиговые напряжения находятся в диапазоне 0,6-1,2 МПа, совпадая c оценками [18].

При росте на off-cut затравках выходы базисных дислокаций могут выстраиваться в линейные цепочки, ориентированные вдоль ступеней роста и соответствующие зонам скольжения базисных дислокаций [17]. В процессе эпитаксиального роста в результате наследования из подложки и последующей конверсии на их месте появляются цепочки прорастающих краевых дислокаций (соответствующие тем же самым дислокациям!) [37]. Кроме того, в процессе роста эпитаксиальных слоев возникают ростовые дислокационные цепочки, ориентированные вдоль ступеней роста и состоящие

из парных выходов краевых прорастающих дислокаций с вектором Бюргерса

— ^ ^ ^ _j

b = 1/3 < 1120 > и линейной плотностью в цепочке порядка 10 см [37]. Методом просвечивающей электронной микроскопии установлено, что парные выходы дислокаций соответствуют дислокационным полупетлям, возникшим на одинаковой глубине в толще эпитаксиального слоя. Подробный механизм нуклеации ростовых цепочек, связанный со скольжением поперек off-cut направления базисных дислокаций, взаимодействующих с фронтом роста, представлен в [36].

Процесс конверсии базисных дислокаций в прорастающие обычно сопровождается улучшением структурных характеристик эпитаксиального слоя по сравнению с подложкой, так как может приводить к исчезновению доменных границ, образованных базисными дислокациями [17]. Конверсия позволяет эффективно снизить плотность базисных дислокаций, что является желательным для более стабильной работы p-i-n-диодов на основе карбида кремния, и поэтому стимулируется выбором оптимальных технологических параметров и рядом технологических приемов. В частности, для более эффективной конверсии при эпитаксиальном наращивании должны быть использованы высокие значения отношения C/Si в газовой фазе, низкие скорости роста. При этом меньшие off-cut углы подложки оказываются предпочтительными [38]. Для инициации процесса конверсии используются эпитаксиальные процессы, включающие стадию in-situ или ex-situ прерывания роста (снижение плотности базисных дислокаций на 98%) [39], а также предварительное травление подложки в расплаве KOH с образованием выраженных ямок травления.

Аналогичный механизм конверсии дислокаций актуален для слитков, выращиваемых модифицированным методом Лели, а также для эпитаксии на on-cut подложках при взаимодействии базисных дислокаций со спиралями роста.

А2

A1 В2

В1

1/ V TED у / epilayer

Z—/ --/ buffer

/ / IV ж ж / A- BPD / / substrate

Рис.2. Взаимосвязь между интерфейсными дислокациями и дислокационной структурой подложки и эпитаксиального слоя [34]

Морфологические дефекты. На поверхности эпитаксиальных слоев карбида кремния наблюдаются многочисленные морфологические дефекты, которые обычно выделяются в отдельную группу дефектов, помимо так называемых кристаллографических. К морфологическим дефектам относят дефекты типа «морковь», мелкие плоскодонные ямки травления, треугольные дефекты поверхности, дефекты типа «комета» и т.д. Так, в работе [40] на основе данных атомно-силовой и оптической микроскопии классифицировано 26 различных видов морфологических дефектов, развивающихся как «самостоятельно», так и в местах выходов прорастающих дислокаций и микропор. Морфологические дефекты всегда являются пересечением протяженных объемных дефектов с поверхностью пластины. Протяженные дефекты, включая винтовые и краевые дислокации, границы зерен, поры, создают на поверхности эпитаксиального слоя многочисленные ростовые нарушения различной формы, и задача заключается в установлении соответствия между морфологическими и кристаллографическими дефектами.

Дефект типа «морковь» (carrot-дефект). Дефект типа «морковь» представляет собой клинообразное образование на поверхности пластины, вытянутое вдоль off-cut азимута, или с небольшим отклонением от off-cut азимута [41]. Наличие подобных дефектов обычно приводит к увеличению обратных токов утечки в диодах Шоттки и ^-n-структурах на основе 4H-SiC. Размер дефекта увеличивается с толщиной эпитакси-ального слоя, причем

L < T / tg0,

где L - длина дефекта; T - толщина эпитаксиального слоя; 0 - off-cut угол подложки [42].

Травление в расплаве щелочи большого числа carrot-дефектов выявляет на концах дефекта характерные ямки травления: на толстом конце клина («голове» дефекта) - ямку гексагональной формы, соответствующую прорастающей дислокации, на хвосте де-

Кристаллографическая структура carrot-дефекта представлена на рис.3. Дефект состоит из двух дефектов упаковки, пересекающихся вдоль линии вершинной дислокации. Призматический дефект упаковки пересекает базисную плоскость по оси дефекта и ограничен на одном конце прорастающей винтовой дислокацией и вершинной дислокацией на другом конце дефекта. Прорастающая дислокация, как правило, наклонена в направлении off-cut азимута. Дефект упаковки по Франку, лежащий в базисной плоскости, ограничен частичной дислокацией Франка и вершинной дислокацией (рис.4). Дефект зарождается на границе раздела эпитаксиальный слой - подложка. Источником carrot-дефекта, по всей видимости, является исходная прорастающая дислокация или частичная дислокация Франка, лежащая на границе раздела. Рентгеновские топографические исследования, выполненные в [24], позволили установить, что прорастающая дислокация в подложке, инициирующая появление carrot-дефекта, не имеет видимых отличий от регулярных прорастающих винтовых дислокаций, пронизывающих эпитаксиальный слой.

фекта - две ямки овальной формы.

Рис.3. Кристаллографическая модель дефекта [42]

а Prismatic SF

j

Epilayer basal plane

«¡S^BPOs

Substrate

Prismatic SF

Prismatic SF

TD /

Epilayer Mf^ basal plane

3PD

Substrate

ТС Epi layer ) / ^^^ / SP 41 ¿^fí^ basal plane

TSD Substrate

Prismatic SF

Prismatic SF

TSD-SF Ltf*1*^^ l? Epi layer J-^ basal Planc

TSD Substrate

Substrate

Рис.4. Генезис carrot-дефектов [42]

Вопрос о происхождении и месте возникновения carrot-дефектов подробно исследован методом многократных последовательных операций механического полирования, селективного травления и микроскопических исследований пластин, содержащих дефекты [42]. Показано, что carrot-дефект не наследуется из подложки, но обычно формируется на ранних стадиях роста эпитаксиального слоя. Дефектами, инициирующими возникновение «моркови», могут являться базисные или прорастающие винтовые дислокации, существующие в подложке (см. рис.4), взаимодействие базисной и прорастающей винтовой дислокаций [24]. Также возможно появление дефекта без явных инициирующих дефектов в подложке [42].

Подавление carrot-дефектов в процессе эпитаксиального роста достигается путем намеренного прерывания ростового процесса и/или in situ травления в процессе роста

[43]. Такой эффект может быть обусловлен конвертированием базисных дислокаций, ограничивающих дефект упаковки в базисной плоскости, в прорастающие краевые дислокации [42]. Существенное уменьшение плотности рассматриваемых дефектов наблюдается при тщательной подготовке подложкодержателя и in situ обработке поверхности подложки перед эпитаксиальным нанесением. Предростовое in situ травление в газовой среде с высоким содержанием кремнийсодержащих соединений позволяет избежать появления carrot-дефектов [42].

Треугольные дефекты. Треугольные дефекты на поверхности возникают в процессе роста эпитаксиальных слоев карбида кремния как при обычном (высокотемпературном) эпитаксиальном росте, так и при низкотемпературной (Т = 1300 °С) эпитаксии

[44]. В последнем случае их возникновение обычно наблюдается при значительных скоростях эпитаксиального роста. Происхождение и структура треугольных дефектов не вполне ясны. Обычно их появление в эпитаксиальном слое связывают с локальными участками - макровключениями кубического политипа 3С [45, 46], которые возникают, в частности, на неоднородностях на границе раздела подложка-эпитаксиальный слой [47]. Однако исследования отдельных треугольных дефектов, в том числе с использованием микрорамановского анализа [48], не выявили существования кубических включений.

Винтовая дислокация, наблюдающаяся в вершине угла некоторых треугольных дефектов [46], позволяет предположить, что зарождение дефекта происходит на дислока-

ции, диссоциирующей на границе слой-подложка на две частичные дислокации. Имеются сообщения о других типах инициирующих дефектов, в частности таковыми могут являться капли кремния, конденсирующиеся на поверхности эпитаксиального слоя.

Многие технологические факторы могут способствовать образованию треугольных дефектов. Так, наличие широких террас на подложках с небольшим off-cut углом с высокими пересыщениями являются благоприятными факторами для зародышеобразова-ния на поверхности террасы, что в конечном счете приводит к сбою политипной последовательности и появлению треугольных дефектов [49]. Использование более низких скоростей роста или больших off-cut углов блокирует процесс образования 3С-включений [50]. Образованию треугольных дефектов также способствуют высокие значения отношения C/Si в объеме газовой фазы и более низкие температуры роста. В [46] отмечается, что ключевыми моментами для снижения плотности рассматриваемых дефектов являются достаточно высокие температуры роста, чистота подложкодержате-ля и оптимизация начальных стадий роста.

Влияние различных видов морфологических дефектов (высоты барьера Шоттки, фактора идеальности и напряжения пробоя) на электрические свойства диодов Шоттки, сформированных на 4H-SiC, рассмотрено в [40]. Негативное влияние ряда дефектов объясняется тем, что последние инициируются микропорами или содержат микропору. В частности, дефекты, содержащие микропору, всегда уменьшают высоту барьера и снижают напряжение пробоя [40]. Carrot-дефекты, не содержащие микропору, не влияют на напряжение пробоя, но увеличивают токи утечки при обратном смещении [40]. Треугольные дефекты с 3С-включениями также существенно уменьшают пробивные напряжения и высоту барьера; эти дефекты ответственны за большинство пробоев приборов, не содержащих микропоры [40].

Заключение. Плотности прорастающих дислокаций в слитках и эпитаксиальных слоях карбида кремния составляют 10 - 10 см . Эти дефекты наряду с микропорами приводят к существенному увеличению токов утечки и снижению пробивных напряжений в биполярных диодах и диодах Шоттки на основе карбида кремния. Эффект наблюдается как для винтовых дислокаций, так и для краевых в составе малоугловых границ. Интерпретация возможных механизмов появления и размножения прорастающих дислокаций представляется очень важной задачей.

Литература

1. Verma A.R., Krishna P. Polymorphism and polytypism in crystals. - N.-Y., London, Sydney: John Wiley & Sons, Inc, 1966. - 362 p.

2. Tairov Y.M., Tsvetkov V.F. Investigation of growth processes of ingots of silicon carbide single crystals // J. Cryst. Growth. - 1978. - Vol. 43. - Iss. 2. - Р. 209-212.

3. Crystal growth of micropipe free 4H-SiC on 4H-SiC seed and high-purity semi-insulating 6H-SiC / H. Shiomi, H. Kinoshita, T. Furusho et al. // J. Cryst. Growth. - 2006. - Vol. 292. - Iss. 2. - P. 188-191.

4. Growth of 6H-SIC crystals along the direction / Z.G. Herro, B.M. Epelbaum, M. Bickermann et al. // J. Cryst. Growth. - 2005. - Vol. 275. - Iss. 3-4. - Р. 496-503.

5. Growth of 4H-SiC on rhombohedral plane seeds / J. Li, O. Filip, B.M. Epelbaum et al. // J. Cryst. Growth. - 2007. - Vol. 308. - Iss. 1. - Р. 41-49.

6. Shishkin Y., Kordina O. Bulk growth of 6H-SiC on non-basal quasi-polar faces // J. Cryst. Growth. -2006. - Vol. 291. - Iss. 2. - Р. 317-319.

7. Rost H.-J., Schmidbauer M., Siche D., Fornari R. Polarity- and orientation-related defect distribution in 4H-SiC single crystals // J. Cryst. Growth. - 2006. - Vol. 290. - Iss. 1. - Р. 137-143.

8. Ultrahigh-quality silicon carbide single crystals / D. Nakamura, I. Gunjishima, S. Yamaguchi et al. // Nature. - 2004. - Vol. 430. - N 7003. - Р. 1009-1011.

9. Masri P. Silicon carbide and silicon carbide-based structures: The physics of epitaxy // Surface Science Reports. - 2002. - Vol. 48. - Iss. 1-4. - P. 1-51.

10. Thin film deposition and microelectronic and optoelectronic device fabrication and characterization in monocrystalline alpha and beta silicon carbide / R.F. Davis, G. Kelner, M. Shur et al. // Proc. of the IEEE. -1991. - Vol. 79. - Iss. 5. - P. 677-701.

11. Amelinckx S. Dislocations in particular solids / Ed. by F.R.N. Nabarro. - Amsterdam: North-Holland,

1979.

12. Identification of prismatic slip bands in 4H SiC boules grown by physical vapor transport / S. Ha, N.T. Nuhfer, G.S. Rohrer et al. // J. Electron. Mater. - 2000. - Vol. 29. - Iss. 7. - P. L5-L8.

13. Lee J. W., Skowronski M., Sanchez E.K., Chung G. Origin of basal plane bending in hexagonal silicon carbide single crystals // J. Cryst. Growth. - 2008. - Vol. 310. - Iss. 18. - P. 4126-4131.

14. Threading dislocations in n- and p-type 4H-SiC material analyzed by etching and synchrotron X-ray topography / B. Kallinger, S. Polster, P. Berwian et al. // J. Cryst. Growth. - 2011. - Vol. 314. - Iss.1. -P. 21-29.

15. Schmitt E., Straubinger T., Rasp M., Weber A.-D. Defect reduction in sublimation grown SiC bulk crystals // Superlattices and Microstructures. - 2006. - Vol. 40. - Iss. 4-6. - P. 320-327.

16. Direct determination of Burgers vector sense and magnitude of elementary dislocations by synchrotron white x-ray topography / D. Nakamura, S. Yamaguchi, Y. Hirose et al. // J. Appl. Phys. - 2008. - Vol. 103. -Iss. 1. - 013510. - 7 p.

17. Ha S., Skowronski M., Vetter W.M., Dudley M. Basal plane slip and formation of mixed-tilt boundaries in sublimation-grown hexagonal polytype silicon carbide single crystals // J. Appl. Phys. - 2002. - Vol. 92.

- Iss. 2. - P. 778-785.

18. Samant A.V., Zhou W.L., Pirouz P. Effect of test temperature and strain rate on the yield stress of monocrystalline 6H-SiC // Physica Status Solidi A. - 1998. - Vol. 166. - Iss. 1. - P. 155-169.

19. Analysis of basal plane bending and basal plane dislocations in 4H-SiC single crystals / N. Ohtani, M. Katsuno, T. Fujimoto et al. // Jap. J. Appl. Phys. - 2009. - Vol. 48. - N 6. - Iss. 1. - 065503. - 5 p.

20. Skowronski M., Ha S. Degradation of hexagonal silicon-carbide-based bipolar devices // J. Appl. Phys.

- 2006. - Vol. 99. - Iss. 1. - 011101. - 24 p.

21. Behavior of basal plane dislocations in hexagonal silicon carbide single crystals grown by physical vapor transport / N. Ohtani, M. Katsuno, H. Tsuge et al. // Jap. J. Appl. Phys. - 2006. - Vol. 45. - N 3A. -P. 1738-1742.

22. Nucleation of threading dislocations in sublimation grown silicon carbide / E.K. Sanchez, J.Q. Lee, M.De Graef et al. // J. Appl. Phys. - 2002. - Vol. 91. - Iss. 3. - P. 1143-1148.

23. Propagation behavior of threading dislocations during physical vapor transport growth of silicon carbide (SiC) single crystals / N. Ohtani, M. Katsuno, H. Tsuge et al. // J. Cryst. Growth. - 2006. - Vol. 286. -Iss. 1. - P. 55-60.

24. Tsuchida H., Kamata I., Nagano M. Investigation of defect formation in 4H-SiC epitaxial growth by X-ray topography and defect selective etching // J. Cryst. Growth. - 2007. - Vol. 306. - Iss. 2. - P. 254-261.

25. Dislocation evolution in 4H-SiC epitaxial layers / H. Jacobson, J. Birth, R. Yakimova et al. // J. Appl. Phys. - 2002. - Vol. 91. - Iss. 10. - P. 6354-6360.

26. Effects of surface and crystalline defects on reverse characteristics of 4H-SiC junction barrier Schottky diodes / T. Katsuno, Y. Watanabe, H. Fujiwara et al. // Jap. J. Appl. Phys. - 2011. -Vol. 50. - N 4. - Iss. 2. -04DP04. - 4 p.

27. Characterization of 4H semi-insulating silicon carbide single crystals using electron beam induced current / P.G. Muzykov, R. Krishna, S. Das et al. // Mater. Lett. - 2011. - Vol. 65. - N 5. - P. 911-914.

28. Analysis of surface morphology at leakage current sources of 4H-SiC Schottky barrier diodes / T. Katsuno, Y. Watanabe, H. Fujiwara et al. // Appl. Phys. Lett. - 2011. - Vol. 98. - Iss. 22. - 222111. - 3 p.

29. Saitoh H., Kimoto T., Matsunami H. Origin of leakage current in SiC Schottky barrier diodes at high temperature // Mater. Science Forum. - 2004. - Vol. 457-460. - P. 997-1000.

30. Ha S., Mieszkowski P., Skowronski M., Rowland L.B. Dislocation conversion in 4H silicon carbide epitaxy // J. Cryst. Growth. - 2002. - Vol. 244. - Iss. 3-4. - P. 257-266.

31. The elastic constants of silicon caibide: A Brillouin-scattering study of 4H and 6H SiC single crystals / K. Kamitani, M. Grimsditch, J.C. Nipko et al. // J. Appl. Phys. - 1997. - Vol. 82. - Iss. 6. - P. 3152-3154.

32. Investigation of character and spatial distribution of threading edge dislocations in 4H-SiC epilayers by high-resolution topography / I. Kamata, M. Nagano, H. Tsuchida et al. // J. Cryst. Growth. - 2009. -Vol. 311. - Iss. 5. - P. 1416-1422.

33. Growth and characterization of the 4H-SiC epilayers on substrates with different off-cut directions / H. Tsuchida, I. Kamata, S. Izumi et al. // Mater. Sci. Forum. - 2004. - Vol. 457-460. - Р. 229-232.

34. Morphology of basal plane dislocations in 4H-SiC homoepitaxial layers grown by chemical vapor deposition / X. Zhang, S. Ha, Y. Hanlumnyang et al. // J. Appl. Phys. - 2007. - Vol. 101. - Iss. 5. - 053517. -8 p.

35. Stacking fault formation sites and growth in thick-epi SiC PiN diodes / R.E. Stahlbush, M.E. Twigg, K.G. Irvine et al. // Mater. Sci. Forum. - 2004. - Vol. 457-460. - Р. 533-536.

36. Glide and multiplication of basal plane dislocations during 4H-SiC homoepitaxy / X Zhang, M. Skowronski, K.X. Liu et al. // J. Appl. Phys. - 2007. - Vol. 102. - Iss. 9. - 093520. - 8 p.

37. Ha S., Chung H.J., Nuhfer N. T., Skowronski M. Dislocation nucleation in 4H silicon carbide epitaxy // J.Cryst. Growth. - 2004. - Vol. 262. - Iss. 1-4. - Р. 130-138.

38. Influence of growth conditions on basal plane dislocation in 4H-SiC epitaxial layer / T. Ohno, H. Yamaguchi, S. Kuroda et al. // J. Cryst. Growth. - 2004. - Vol. 271. - Iss. 1-2. - Р. 1-7.

39. Basal plane dislocation reduction in 4H-SiC epitaxy by growth interruptions / R.E. Stahlbush, B.L. VanMil, R.L. Myers-Ward et al. // Appl. Phys. Lett. - 2009. - Vol. 94. - Iss. 4. - 041916. - 3 p.

40. Correlation between morphological defects, electron beam-induced current imaging, and the electrical properties of 4H-SiC Schottky diodes / Y. Wang, G.N. Ali, M.K. Mikhov et al. // J. Appl. Phys. - 2005. -Vol. 97. - Iss. 1. - 013540. - 10 p.

41. Photoluminescence and electroluminescence imaging of carrot defect in 4H-SiC epitaxy / K.X. Liu, R.E. Stahlbush, M.E. Twigg et al. // J. Electron. Mater. - 2007. - Vol. 36. - N 4. - Р. 297-306.

42. Hassan J., Henry A., McNally P.J., Bergman J.P. Characterization of the carrot defect in 4H-SiC epitaxial layers // J. Cryst. Growth. - 2010. - Vol. 312. - Iss. 11. - Р. 1828-1837.

43. O'Loughlin M.J., Sumakeris S.S. // US Patent 7230274 B2. - 2007.

44. Das H., Melnychuk G., Koshka Y. Triangular defects in the low-temperature halo-carbon homoepitaxial growth of 4H-SiC // J. Cryst. Growth. - 2010. - Vol. 312. - Iss. 12-13. - Р. 1912-1919.

45. Investigations of 3C-SiC inclusions in 4H-SiC epilayers on 4H-SiC single crystal substrates / W. Si, M. Dudley, H.S. Kong et al. // J. Electron. Mater. - 1997. - Vol. 26. - N 3. - Р. 151-159.

46. Shrivastava A., Muzykov P., Caldwell J.D., Sudarshan T.S. Study of triangular defects and inverted pyramids in 4H-SiC 4° off-cut (0 0 0 1) Si face epilayers // J. Cryst. Growth. - 2008. - Vol. 310. -Iss. 20. -Р. 4443-4450.

47. Berechman R.A., Skowronski M., Zhang Q. Electrical and structural investigation of triangular defects in 4H-SiC junction barrier Schottky devices // J. Appl. Phys. - 2009. - Vol. 105. - Iss. 7. - 074513. - 7 p.

48. Epitaxial growth of high-quality 4H-SiC caibon-face by low-pressure hot-wall chemical vapor deposition / K. Kojima, T. Suzuki, S. Kuroda et al. // Jap. J. Appl. Phys. - 2003. - Vol. 42. - Part 2. - Iss. 6B. -Р. L637-L639.

49. Matsunami H., Kimoto T. Step-controlled epitaxial growth of SiC: High quality homoepitaxy // Mater. Sci. Eng. R. - 1997. - Vol. 20. - Iss. 3. - Р. 125-166.

50. Kimoto T., Matsunami H. Surface kinetics of adatoms in vapor phase epitaxial growth of SiC on 6H-SiC{0001} vicinal surfaces // J. Appl. Phys. - 1994. - Vol. 75. - Iss. 2. - Р. 850-859.

Обзор поступил 30 мая 2014 г.

Авров Дмитрий Дмитриевич - кандидат технических наук, старший научный сотрудник кафедры микро- и наноэлектроники Санкт-Петербургского электротехнического университета «ЛЭТИ» им. В.И. Ульянова (Ленина) (СПбГЭТУ «ЛЭТИ»). Область научных интересов: фазовые равновесия, физика и технология роста широкозонных полупроводников. E-mail: siclab-tairov@yandex.ru

Лебедев Андрей Олегович - доктор физико-математических наук, старший научный сотрудник Физико-технического института им. А.Ф. Иоффе РАН (г. Санкт-Петербург). Область научных интересов: рентгеновские методы исследования, физика и технология роста объемных монокристаллов карбида кремния.

Таиров Юрий Михайлович - доктор технических наук, профессор кафедры микро-и наноэлектроники СПбГЭТУ «ЛЭТИ». Область научных интересов: физика и технология материалов электронной техники.