НЕОРГАНИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, 2007, том 43, № 12, с. 1446-1448
УДК 621315592
ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ВЫРАЩИВАНИЯ НА СВОЙСТВА ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ (SiC)1 _X(A1N)X ПРИ СУБЛИМАЦИОННОЙ ЭПИТАКСИИ
© 2007 г. М. К. Курбанов, Б. А. Билалов, Г. К. Сафаралиев, Ш. М. Рамазанов
Дагестанский государственный университет, Махачкала e-mail: kurbanov_malik@mail.ru Поступила в редакцию 03.10.2006 г.
Установлена зависимость скорости роста, химического состава, а также типа проводимости пленок полупроводниковых твердых растворов (SiC)x _ x(AlN)x от технологических параметров при сублимационной эпитаксии на подложках 6H-SiC в атмосфере смеси аргона и азота.
ВВЕДЕНИЕ
Карбид кремния и нитрид алюминия образуют неограниченные твердые растворы (SiC)1 _ x(AlN)x с шириной запрещенной зоны в диапазоне 3.3—5.8 эВ в зависимости от состава, которые при x > 0.6 имеют прямозонную структуру [1].
Малое различие параметров решеток и коэффициентов температурного расширения SiC и (SiC)1 _ x(AlN)x [2] позволяет получать на их основе гетероструктуры с малым числом дефектов на гетерогранице.
Твердые растворы (SiC)1 _ x(AlN)x, так же как и SiC и AlN, весьма устойчивы к высокотемпературным, радиационным, химическим и механическим воздействиям. Поэтому они перспективны для создания приборов твердотельной электроники, работающих в экстремальных условиях.
Из всех известных методов выращивания полупроводниковых монокристаллов для получения объемных кристаллов твердых растворов (SiC)1 _x(AlN)x наиболее приемлемым является сублимационный "сандвич"-метод (ССМ) [3].
В ССМ источник паров и подложку разделяет небольшой зазор (менее 10 мм). Перенос паров источника к подложке осуществляется за счет градиента температуры между источником и подложкой. При небольшом градиенте (~20°C) состав пара в отсутствие потерь из ростовой ячейки близок к равновесному, что позволяет проводить эпитаксиальный рост в широком интервале температур и давлений. Кроме того, при близком расположении источника и подложки достигается эффективный массоперенос через газовую фазу. В результате могут быть достигнуты высокие скорости роста - до 103 мкм/ч.
Пока не существует физической модели, дающей строгое количественное описание процессов сублимационной эпитаксии SiC и твердых растворов на его основе, что связано со сложным составом паровой фазой в ростовой ячейке и необходи-
мостью учета большого числа взаимозависимых факторов [4, 5]. Поэтому целью данной работы было установление эмпирических закономерностей изменения структурных и электрических свойств твердых растворов ^С^ _ Х(АШ)Х в зависимости от условий роста при сублимационной эпитаксии через газовую фазу.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Подготовка подложек SiC к эпитаксии, помимо стандартной химической обработки (травления в КОН, промывки в деионизированной воде), включала сублимационное травление осаждаемой поверхности в парах Si непосредственно перед эпи-таксией, что способствовало значительному уменьшению дефектности переходных слоев на границе пленка/подложка, возникающих вследствие пассивации поверхности подложки углеродом при диссоциации SiC на стадии дегазации арматуры рабочей камеры при 1500 К.
Пленки ^С^ _ Х(АШ)Х толщиной до 200 мкм выращивали на подложках 6Н^С (0001)С при температуре 2250-2550 К в атмосфере смеси аргона и азота при суммарном давлении рш = (2-8) х х 104 Па. Пленки выращивали из специально не легированных поликристаллических источников SiC-AlN, изготовленных путем высокотемпературного спекания в инертной среде смеси мелкодисперсных порошков SiC и АШ, предварительно спрессованных в таблетки [6].
Химический состав исследовали методом рент-геноспектрального микроанализа, кристаллическую структуру и совершенство - методами элек-троно- и рентгенографии.
Состав пленок ^С^ - Х(АШ)Х однозначно зависит от концентрации АШ в источнике SiC-AlN [7]. Эта зависимость имеет вид х = ау + Ь, где х -содержание АШ в эпитаксиальной пленке (ЭП) твердого раствора, у - концентрация АШ в поликристаллическом источнике SiC-AlN, а и Ь - по-
ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ВЫРАЩИВАНИЯ НА СВОЙСТВА ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
1447
pN2/ptot 1.0 г
0.8 0.6 0.4 0.2 0
0.30
■ p-тип • n-тип
0.34
0.38
0.42
0.46
X
Рис. 1. Зависимости концентрации АШ в ЭП ^С)! _ Х(АШ)Х от соотношения парциальных давлений рм /рАг (р1о1 = 5 х 104 Па, источник - SiC-AlN с содержанием АШ 40 мас. %).
100
80
£ м £
¡V 60
40
0
Рис.
lgPtot [Па] 4.9 5.0
0.25
0.50
скорости
0.75
роста
2. Зависимости ^С)1 _ Х(АШ)Х от суммарного давления (при р1о1 =
= 0.5рАГ + 0.5рм ) и парциального давления азота (прир1о1 = 5 х 104 Па).
1.00
pN2/ptot
ЭП
стоянные коэффициенты, которые позволяют управлять составом выращиваемых ЭП, задавая состав источника.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА
На содержание AlN в (SiC)x _ x(AlN)x значительное влияние оказывает соотношение парциальных давлений азота (pN ) и аргона (pA) в ростовой ячейке. С увеличением pN (при постоянномptot) концентрация AlN в ЭП увеличивается, достигая предельного значения для данного источника. Как видно из рис. 1, значение x в ЭП, выращенных из источников с содержанием AlN 40 мас. %, изменяется на 0.14 при изменении соотношения pN /ptot от 0.1 до 1.
Суммарное давление азота и аргона, а также соотношение их парциальных давлений в ростовой ячейке оказывают значительное влияние и на скорость роста ЭП (SiC)x _ x(AlN)x (рис. 2). С увеличением ptot скорость роста (vg) уменьшается вследствие некоторого снижения градиента температуры между источником и подложкой, а также в силу того, что лимитирующей vg стадией при этих температурах и давлениях является диффузионный массоперенос - увеличивается рассеяние направленного к подложке диффузионного потока частиц источника, что приводит к уменьшению градиента концентрации. Скорость роста ЭП также уменьшается с увеличением pN при постоянном значении ptot. Однако эта связь, также позволяющая управлять скоростью роста, в некоторых пределах слабее, чем зависимость vg(ptot).
Скорость роста ЭП (81С)1 _ Х(А1К)Х экспоненциально зависит от температуры выращивания при неизменных давлении и градиенте температуры между источником и подложкой, что, вероятно, определяется скоростью испарения источника (рис. 3).
С увеличением температуры заметно улучшается структурное совершенство, уменьшается дефектность. Однако при получении анизотипных гетеропереходов и-БЮ/р-^С^ _ Х(АШ)Х во избежание эффектов перекрестного легирования, приводящего к размытию гетерограницы или образованию нежелательного гомоперехода в подложке и-БЮ за счет диффузии А1 (акцептора) из ЭП и перекомпенсации азота (донора), выращивание ЭП проводили при возможно низкой температуре (~2300 К), совместимой с хорошим качеством пленок.
Vg, мкм/ч 104h
103
102
101-1-L
_|_I_I_I_|_
3.9 4.0 4.1 4.2 4.3 4.4 4.5
104/Г, K-1
Рис. 3. Зависимость скорости роста ЭП (SiC)1 _ x(AlN)x от температуры.
НЕОРГАНИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ том 43 < 12 2007
1448
КУРБАНОВ и др.
Измерения электропроводности ЭП показали, что тип проводимости также зависит от соотношения рщ /рАг в ростовой ячейке (см. рис. 1).
ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Увеличение концентрации АШ в ЭП с увеличением рщ при постоянномр1о1, вероятно, связано
с тем, что при этом все больше атомов А1 и комплексов А1-^ образующихся при диссоциации источника и достигающих подложки, встраиваются в растущую кристаллическую решетку, увеличивая в нем концентрацию АШ. При некотором рщ
почти весь свободный А1 на растущей поверхности связывается с N. При этом концентрация АШ в ЭП достигает предельного значения (рис. 1), зависящего от состава источника и температуры выращивании.
На наш взгляд, уменьшение vg с увеличением рщ при постоянном р1о1 можно объяснить исходя
из следующих соображений. Как известно, свободный А1 является эффективным активатором процесса роста кристаллов SiC [8]. Однако, как следует из термодинамического анализа системы SiC-C-Al-N2 [9], алюминий связывается с азотом в комплексы А1-К при температуре гораздо ниже температуры выращивания. Поэтому при наличии ростовой ячейки азота разорванные связи А1 быстро восстанавливаются, препятствуя соединению А1 с продуктами разложения SiC. Таким образом, А1 перестает быть эффективным транспортером продуктов разложения SiC. Уменьшение скорости роста также объясняется большими временами релаксации, характеризующими переход комплексов А1-^ А1-С в приповерхностный слой ЭП. При этом, вероятно, скорость роста лимитируется кинетикой хемосорбции.
ЭП ^С^ - Х(АШ)Х, полученные ССМ, при соотношении рщ /р1о1 < 0.4 имеют р-тип проводимости, а при рщ /р1о1 > 0.6 - «-тип. При соотношениях 0.4 < рщ /р1о1 < 0.6 полученные пленки обладают
как «-, так и р-типом проводимости в зависимости от состава источника.
Вероятно, р-тип проводимости обусловлен недостатком азота в ростовой ячейке из-за низкого парциального давления паров азота по сравнению с парциальным давлением паров алюминия при разложении источника (следует из термодинамического анализа системы SiC-C-Al-N2) и, как следствие, способствует росту слоев, в которых концентрация А1 (акцептора в твердом растворе фС^ - Х(А^)Х) превышает концентрацию N (донора).
Увеличение рщ приводит к уменьшению свободного А1 за счет образования комплексов А1-^ которые, переходя из газовой фазы в ЭП, увели-
чивают в них концентрацию AlN. При дальнейшем росте рщ происходит перекомпенсация алюминия азотом, при этом ЭП приобретают электронную проводимость.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
При выращивания ЭП (SiC)1 - x(AlN)x методом ССМ необходимо учитывать, что состав паровой фазы является важнейшим фактором, влияющим на процессы массопереноса в ростовой ячейке, на скорость роста ЭП, на их состав и совершенство.
Наибольшее влияние на состав ЭП (SiC)1 - x(AlN)x помимо состава источника оказывает соотношение рщ /pAr. С увеличением рщ концентрация AlN
в ЭП увеличивается, достигая предельного значения, зависящего от состава источника. При этом скорость роста ЭП (SiC)1 - x(AlN)x уменьшается.
Типом проводимости (SiC)1 - x(AlN)x можно управлять не только путем введения донорных или акцепторных примесей в состав источника, но и варьируя соотношением pN /pAr.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.