CC BY
58
Секция технологии больших интегральных схем
УДК 621.315.592:546.281
И .И. Хлебников, В.Н. Джуплин, С.П. Авдеев, С.И. Соловьев, В.Н. Белых, В.И. Кокурин, Н.А. Стрельцов О НЕКОТОРЫХ ПРОБЛЕМАХ КАРБИД-КРЕМНИЕВОЙ ТЕХНОЛОГИИ
Успехи в выращивании объемных кристаллов карбида кремния большого диаметра открывают широкие перспективы использования этого материала для
, . Сообщение авторов [1] о высокой подвижности электронов в 6Н-81С делают этот материал еще более привлекательным в ближайшем будущем.
Однако широкое применение 8Ю в полупроводниковой электронике ограничивается рядом технологических проблем, таких как сложность выращивания кристаллов с высоким структурным совершенством и использование масочной технологии с высокой температурной стойкостью. Кроме того, существенной проблемой при создании приборов на 8Ю является отсутствие в литературе экспериментального материала о свойствах контактной металлизации на поверхности 8Ю и влиянии на ее параметры технологических, температурных и других воздействий. В данной работе будут рассмотрены некоторые способы разрешения этих проблем.
Дефектообразование. В настоящее время уже накоплен значительный экспериментальный материал о характере структурных несовершенств в кристаллах . ,
характерных дефектов объемных кристаллов - микрокапилляров, микропор и блочно-фрагментарной структуры.
На основе полученных экспериментальных данных и известных результатов нами была предпринята попытка объяснить причины возникновения этих струк-.
Исследовались объемные кристаллы 6Н-81С, выращенные в условиях субли-
6, ,
Лели, а также эпитаксиальные слои, выращенные на подложках Лели-кристаллов. Выращивание объемных кристаллов производилось как в атмосфере Аг при нор-6
мальном давлении, так и в вакууме не хуже 5 X 10 мм рт.ст. в диапазоне температур 2000-2600 К. Выращивание эпитаксиальных слоев проводилось в установке с электронно-лучевым подогревом, позволяющим точно управлять температурными .
Для изучения внутренней структуры микрокапилляров использовался оптиче-
,
(А=0,635 нм), вводимого параллельно базисной плоскости кристалла. Распространение световой волны внутри капилляров позволило сделать вывод о том, что в их
объеме нет непрозрачных сред. Изучение внутренней структуры поверхности микрокапилляров показало, что в большинстве они имеют гладкую, "оплавленную поверхность" без структурных особенностей. С целью изучения природы возникновения микрокапилляров кристаллы подвергались избирательному травлению в .
Анализ полученных результатов позволил сделать вывод о связи спиральных источников роста с образованием микропор и микрокапилляров. Проведенные ис, -ленным образом связаны с направлением роста слитков карбида кремния. В подавляющем большинстве они ориентированы в направлении оси С6 (преимущественно в этом направлении выращиваются объемные кристаллы Б1С). В настоящее время спиральный рост кристаллов изучен на большом числе материалов и, вплоть до деталей, получено подтверждение выводов Бартона, Кабреры и Франка [2], согласно которым кристаллы, растущие при малых пересыщениях, содержат дефекты спирального типа, в частности винтовые дислокации. Исследуя процессы роста Б1С, Франк предположил, что ядро дислокации в карбиде кремния может быть полым в виду большого вектора Бюргерса. С этим связан, по Франку, и политипизм .
,
полого ядра винтовой дислокации, вектор Бюргерса которой лежит в направлении роста слитка БЮ. Равновесный радиус зарождающейся трубчатой полости г0 соответствует равенству изменений поверхностной и упругой энергий, связанных с удаленным объемом образовавшейся полости:
Г = лЬ 1&Пу,
где у-удельная поверхностная энергия; л-модуль сдвига; Ъ-вектор Бюргерса.
Ядро дислокации окажется полым в физическом смысле, если г0>а (а-параметр решетки), т.е. если Ь>3а.
(10-100 ) -
ции не может быть объяснено только в рамках дислокационной теории роста кристалла Б1С. На наш взгляд, в этом участвуют сегрегационные процессы, связанные с кристаллизацией бинарной системы Б1-С. Рост объемных кристаллов БЮ в условиях сублимационного массопереноса протекает всегда с преобладанием атомов кремния на фронте кристаллизации [3]. Присутствие на поверхности растущего кристалла жидкой фазы кремния приводит к захвату его полым ядром, в результате
чего образуется жидкое ядро с равновесным радиусом г0 ~ /лЬ2 /&Л2 у i ,где у-удельная энергия поверхности раздела твердой и жидкой фаз. При этом
у/у^~р8/рт~10 ^ и рт-скрытая теплота сублимации БЮ и плавления Б1 соответ-
).
При температурах роста объемных кристаллов происходит интенсивное травление стенок полости жидким кремнием, в результате чего образуется капилляр.
, -
. , ядре дислокации затем становится устойчивым образованием уже по другим причинам. Продолжение развития микрокапилляра связано, по-видимому, с внутрика-.
За счет сегрегационных явлений в окрестности капилляра могут скапливаться примесные атомы металлов, что наблюдалось авторами [4], где указывается, что выращивание слитков со скоростями, сопоставимыми со скоростью самодиффузии кремния в Б1С, снижает структурное совершенство кристаллов. Это также подтверждает наши предположения.
Образование отдельных капилляров при высокотемпературном травлении кристаллов Б1С, выращенных по методу Лели, связано, по-видимому, с высокой скоростью испарения материала в области ядра дислокации, состоящего, как из, " " . -сталлах и отсутствие микрокапилляров связаны с условиями их роста в направле-, 6.
Присутствие жидкой фазы кремния на поверхности, где идет процесс кри-, , концентрационных переохлаждений. Это, в свою очередь, нарушает однородность формы фронта кристаллизации (особенно если образуются капли конденсирован).
стать равным нулю или даже отрицательным, несмотря на то, что в целом градиент положительный. При наличии переохлажденных областей плоский фронт кристаллизации нарушается за счет различных скоростей роста отдельных участков кристалла. Это приводит к образованию блочно-фрагментарной структуры кристалла, который состоит в этом случае из достаточно мелких блоков, слабо развернутых относительно друг друга, что наблюдали авторы [5]. Это явление также тесно связано с образованием дислокаций при кристаллизации.
Проведенные исследования подтверждают дислокационный характер возник.
с большим вектором Бюргерса, совпадающим с направлением роста слитков кар.
жидкой фазы конденсированного кремния на поверхности, где происходит кристаллизация. Образование блочно-фрагментарной структуры слитка объясняется неоднородностью конденсированной фазы, приводящей к локальным концентрационным переохлаждениям.
Формирование локальных областей. Проблема создания легированных локальных областей связана с трудностью формирования защитной маски. В первую очередь это обусловлено тем, что диффузия примесей в карбиде кремния происхо-
0
дит при температурах от 1800 до 2500 С, и, следовательно, защитная маска в этом температурном диапазоне должна выполнять свои функции. Кроме того, должна быть обеспечена технологичность получения и удаления маски. В этой связи наиболее приемлемым материалом маскирующего слоя представляется углерод, формируемый путем отжига органического фоторезиста.
В данной работе использовался жидкий фоторезист ФП-383, наносимый методом центрифугирования на образцы карбида кремния, которые после фотолито-5 -4
графии помещались в вакуумную камеру с давлением 10 -10 мм рт.ст., нагре-
00 вались до температуры ~450 С со скоростью 10 С/с и выдерживались при этой
температуре в течение 10 мин. В результате такой обработки пленка фоторезиста
превращалась в плотную аморфную пленку углерода с топологическим рисунком,
в точности повторяющим рисунок фоторезиста после фотолитографии.
Используя такую маску, можно в зависимости от температурного градиента на поверхности формировать локально легированные области, проводить локальное эпитаксиальное наращивание, а также локальное травление.
В данной работе диффузия осуществлялась в графитовом контейнере с эле-
0
ментарным бором при нагреве его электронным лучом до температуры 1800 С в течение 10 мин. При этом оценка глубины залегания легированных слоев, проведенная на основе модели, представленной в [6], составила 1,3 мкм.
Удаление углеродной маски проводилось окислением на воздухе при темпе-0
600 . , -, -
тах отсутствия углеродной маски во время диффузии. Таким образом, продемонстрирована возможность создания локальных областей в кристаллах БЮ, при использовании масочной технологии.
Формирование контактной металлизации. Исследуемые пленочные кон, -лением на две подложки моно-БЮ (одна на Б1-грань, другая-на С-грань), нагретые до 300°С. Измерение и расчет удельного контактного сопротивления рк про водились по методике, изложенной в [7].
Концентрация носителей заряда в кристаллах БЮ была порядка 1017см"3, т.е. механизм токопереноса в контактах можно считать граничным между термоэлектронной и термополевой эмиссиями. Величины рк структур БЮ-металл составляли сотни Омсм2, а после вакуумного отжига при 800°С снижались для N1 и V примерно на два порядка. У N1 -контактов на С- и Б1 - гранях рк составляло соответственно 0,05 и 2,6 Омсм2, а у V-кoнтaктoв - 0,22 и 0,12 Омсм2.
Проведенное теоретическое оценивание достигнутых величин рк на основе ,
контактные барьеры [8], дало следующие результаты. Например, при термополевой эмиссии (концентрация легирования 1018см"3) величина рк для и-БЮ равна 910-6, а для р-БЮ-4 • 10-6 Омсм2. При термоэлектронной эмиссии (N0, ^=1016см-3) значение рк составляло для и-БЮ 700 Омсм2, а для р-БЮ - 20 Омсм2 . Уменьшение сопротивления при отжиге объясняется изменениями в приповерхностном слое, т.е. высокотемпературным срастанием подложки и пленки. Сопротивление контактов на кремниевой грани было сразу ниже, чем на углеродной и при отжиге . -металлами на БЮ при 800°С не обнаружено.
Широко используемый в электронике слабоокисляющийся сплав нихром (80%№, 20%Сг) обеспечил рк на С- и Бьгранях 250 и 100 Омсм2 соответственно. После вакуумного отжига при 1500°С рк стало равно 3,5 и 2,5 Омсм2. Нихром может использоваться для высокотемпературных контактов к БЮ, так как обладает хорошей адгезией, не взаимодействует с БЮ-подаожкой и прост в напылении.
В процессе измерений при обратных токах исследуемые структуры люминес-цировали в тех случаях, когда металл контакта был на С-грани.
С учетом более высокой химической активности Бьграни омические контакты к кристаллам БЮ целесообразно создавать на Бьгранях, а выпрямляющие - на -.
ЛИТЕРАТУРА
1. Green G.H. et al. High electron mobility in SiC //Appl. Phys. Lett. -1994, 65, N25.
2. Burton W.K., Cabrera N., FrankF.C. Theory of crystal growth //Nature, 1949, 163, 398
3. Tairov Yu.M., Tsvetkov V.F., Khlebnikov I.I. Bulk cryslal growth of SiC. //J.Crystal Growth. 1973, v.20, p.155-157.
4. . . .
карбида кремния //Известия J1 ЭТИ. 1984. №338. С.15-20.
5. . . // . 1 995.
Т.21, Вып.8. С.51-57.
6. . . // . 1988. .22,
Вып.1, с.165-168.
7. Kuphal E. Lowresistance ohmic contacts to n- p- InP //Solid state electronics. 1981. Vol.24. P.69-78.
8. 3u CM. Физика полупроводниковых приборов. В 2-х кн. М.: Мир, 1984.
УДК 681.586:621.3.049.77
B.JI. Бедуев, Н.М. Гончаров, О.Н. Негоденко СЕНСОРЫ ГАЗОВ НА ОСНОВЕ СЛОЕВ ИЗ ОКСИДОВ МНОГОВАЛЕНТНЫХ И РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫХ МЕТАЛЛОВ
Газочувствительные пленки оксидов получали поочередным термическим испарением и осаждением в вакууме соответствующих металлов на ситалл (редкоземельные - всегда сверху) с последующим окислением системы нагревом на воздухе под действием некогерентного излучения галогенных ламп при ионизации молекул воздуха ультрафиолетовым излучением. Температура окисления 300 -4000 С, время 10-13 с. Температура и время окисления выбирались такими, чтобы пленки при окислении меняли цвет металла на цвет соответствующего оксида. Интересными оказались пленки оксидов V-Fe-Dy, V-Fe-Eu, Si-Eu, V-Cu-Eu. Нижний слой ванадия ( после окисления - его окисел) служит для улучшения адгезии Fe Cu . - .
На полученные таким образом пленки оксидов напылялись хромовые контакты через механические трафареты. Хром был выбран потому, что при последующем неизбежном его окислении в процессе исследований получаемый окисел имеет
( .). -
7-26 (
). -, ,
(1,5 ), .
Результаты исследования изменения сопротивления между контактами под
, .
