外延生长（精选5篇）
外延生长 篇1
1. 引言
在过去的二十年中, 以单晶硅技术为基础的晶闸管、二极管、大功率IGBT、IGCT虽在电力系统中得到了广泛应用, 但是在阻断电压、开关频率、更高的效率和可靠性方面遇到了发展瓶颈。主要表现在:ⅰ.单只器件阻断电压基本达到极限, 一般均在10kV以下;ⅱ.器件损耗较大, 耐热性较差;ⅲ.由于较大的电荷存储效应, 在开通、关断过程中产生较严重的电压过冲和开关损耗。
硅材料为间接带隙, 带隙宽度较小, 为1.1eV, 器件难以在250℃以上的高温环境下正常工作, 特别是高温、高频、大功率及强辐射条件共存时, 硅器件就更无法胜任。Si C作为宽禁带半导体材料中典型代表, 具有硅材料无可比拟的电气性能, 将在不久的将来代替硅材料, 广泛应用于电力电子器件。
从表1中各种材料的性能参数比较中, 我们可以看出Si C具有大的禁带宽度和良好的热稳定性, 保证了在高温工作下的长期可靠性;Si C具有高的临界击穿电场, 极大的提高了Si C的击穿电压, 工作频率和电流密度;高的饱和电子漂移速度决定了Si C器件的高频、高速的工作性能;高热导率有助于Si C器件的散热;Si C器件将更薄, 具有更低的通态电阻, 也就意味更低的通态损耗。
2. 升华法生长Si C单晶技术
碳化硅的应用滞后硅以及砷化镓等常用半导体数十年, 主要的原因则是其晶体生长和加工工艺的难度太大有关。根据碳化硅的相图 (图1) , 碳化硅二元系要到2830℃和大约105Pa才能出现包晶状态。而计算表明, 要通过直拉法或区熔法直接从碳化硅熔体中生长出Si C单晶, 这就需要3200℃以上的高温以及105Pa大气压这样的条件。所以, 只能用升华法直接从碳化硅蒸汽生长块晶体或薄层晶体, 这也是目前生长Si C单晶的主要方法。
升华法又称作物理气相传输法 (physical vapor transport method, PVT) 或者改良的Lely法, 它是前苏联科学家Tairov和Tsvetkov对Lely的改进方法。这种方法的核心装置部分如图2。Si C原料的升华和晶体的再生长在一个封闭的石墨坩埚内进行, 坩埚处于高温非均匀热场中。Si C原料部分处于高温中, 温度大约在2400~2500℃。碳化硅粉逐渐分解或升华, 产生Si和Si的碳化物混合蒸气, 并在温度梯度的驱使下向粘贴在坩埚低温区域的籽晶表面输送, 使籽晶逐渐生长为晶体。
晶体生长分3个阶段, 第一阶段是高真空预处理, 在这个阶段中, 生长室的压力降为102nbar级, 除去生长腔中的杂质, 原料要尽可能的纯。第二阶段是高温生长, 将生长室压力控制在5~100mbar, 并通入Ar气, 可以控制反应速度。生长温度和温度场分度控制在最佳点。第三阶段是冷却降温, 降温时应该缓慢, 防止由于降温过快导致晶体压力过大。改良的Lely法优点在于:采用Si C籽晶控制所生长的晶体构型, 克服了Lely法自发成核生长的缺点, 可得到单一构型、较大尺寸的单晶。
温度场是Si C单晶生长过程中存在的主要问题。在正常的高温生长过程中, 生长的速率通常随温度升高而增加。在Si C单晶生长的温度场中存在轴向温度梯度和径向温度梯度。轴向温度梯度决定了气相组分垂直的过饱和度的分布, 是晶体长度增长的驱动力, 影响了晶体生长速度。径向温度梯度决定了气相组分沿水平的过饱和度分布, 是晶体直径增长的驱动力, 并影响晶体生长界面形状。可以通过调整石墨坩埚在加热线圈中的位置来控制晶体表面的形状。为了了解容器内温场的分布而达到更好控制的效果, 来设计容器坩埚的具体理想的形状, 有的研究用计算机软件来模拟及计算温场分布, 来推测腔内物质运动及晶前形状等生长过程中无法看到的现象。
3. 碳化硅气相外延成长技术
碳化硅电力电子器件一般采用4H-或者6H-Si C晶片为衬底, 以高阻外延层作为其反向电压的阻断层, 并在其近表层利用离子注入或者二次外延形成pn结等器件结构。因此高阻厚外延技术称为碳化硅工艺的研发重点。另外, 在生长外延过程中还存在着同步掺杂。本文将着重研究CVD法制备4H-Si C同质外延技术。
3.1 CVD技术简介。
CVD—化学气相淀积 (Chemical Vapor Depostiion) 是在气相外延生长 (VPE) 的基础上发展起来的, 它借助空间气相淀积反应在衬底表面沉积固态薄膜的一种气相外延生长技术。同质外延CVD系统以Ⅳ族元素氢化物等作为晶体生长源材料, Ⅲ、Ⅴ族元素的有机物和气体作为掺杂气体, 用H2或者Ar作为携带气体, 以热分解反应方式在衬底上进行气相外延。生长过程一般为硅烷和丙烷同时引入反应室, 反应气体在高温衬底的周围 (主要是上方) 和衬底表面发生化学反应, 生成Si C分子沉积在高温衬底表面。
3.2 偏晶轴 (off-axis) 技术。
在4H-或6H-Si C衬底上进行气相外延时, 需要在很高的温度下才能进行。温度低于1500℃时则容易发生相变生成3C-Si C, 且缺陷密度很高。但是, 由于升华的问题温度也不能很高, 一般不宜超过1800℃。
偏晶轴技术使衬底表面的法线方向相对其晶轴偏斜一定角度, 能把衬底温度降低。并且, 朝[1120]而非[1100]偏斜方能使外延层表面的形貌最好。在6H-Si C衬底上外延6H-Si C的同质外延中, 衬底取向的偏斜使外延温度从1900℃降到1500℃, 与6H-Si C相比, 4H-Si C的气相同质外延要相对困难一些。在同样的工艺条件和同样的衬底偏斜度 (3.5°) 下, 6H-Si C外延层的形貌要比4H-Si C好得多。在4H-Si C外延层的表面往往会观察到很大的三角形缺陷。当偏斜角度一直增大到8°时, 这种缺陷的密度方能降低到能接受的水平。因此, 在现行的工艺中, 4H-Si C衬底偏斜高达80, 而6H-Si C只要3.5°。
3.3 外延生长速率。
Si C气相外延中Si/C输入比是与衬底温度一样主要的工艺参数, 主要影响外延生长的速率以及外延层表面形貌。如图3所示。图中, 有两种生长温度的试验曲线, 黑点和白圈分别是在1500℃两种Si H4的流速结果。在C/Si>1.4 (C过剩) 范围, 生长率几乎是不随Si/C比变化的常数。在C/Si<1.4 (Si过剩) 的范围, 生长速率显著下降, 原因是C的供给不足。
碳化硅外延生长一般在“富碳” (C/Si>1) 的情况下进行。因此, 在保持其他工艺条件相同且恒定C/Si比的情况下, 硅烷在氢气中的浓度决定着外延的生长速率。如图4所示了硅烷流量与4H-Si C外延生长率的关系。
3.4 同步掺杂。
制备n型6H或4H-Si C工艺分两种:无“氮源”非刻意掺杂和氮气掺杂。无“氮源”非刻意掺杂要求外延中掺杂浓度越低越好, 而氮气掺杂要求外延的N掺杂浓度可控。
N在碳化硅中偏向于取代C的晶格位置, 则外延层中N的浓度对于C3H8的含量特别敏感, 称为“位置竞争” (site-competition) 。如果生长环境中的C原子的含量较高, N的“竞位”效率就会降低。所以要得到低掺杂的6H或4H-Si C外延, 在生长工艺中, 通过适当调高C/Si比和提高硅烷和丙烷的流量的方法来提高生长环境中碳元素的含量, 抑制氮元素的“竞位”作用。总的来说, 要想获得掺杂浓度比较低的6H或4H-Si C外延, 可以采取降低Si/C比的方法和生长速率, 使N的含量降低到1013/cm3甚至以下。
4. 总结
本文主要介绍升华法生长Si C单晶的方法以及过程, 并系统分析了温场对于单晶质量的影响, 提出了解决方案。最后重点分析了CVD法生长Si C同质外延技术, 介绍了偏晶轴、同步掺杂生长速率等关键工艺, 对影响工艺的参数进行了研究, 并得到了最优结果, 为进一步研究碳化硅电力电子器件做了很好的理论准备。
外延生长 篇2
金刚石是一种集高硬度, 高热导率, 高透光率, 高绝缘性于一身的极限型功能材料[1,2,3], 其在工业, 国防, 科技等领域都有广泛的应用。自1955年G.E.公司的Bundy等人首次通过静高温高压法利用金属催化剂与石墨成功合成出金刚石以来, 人们在金刚石的合成方面已经进行了广泛的研究[4,5], 并形成了一系列的成核与生长机理及模型[6,7,8,9,10,11]。尽管各种成核模型均能解释一定的实验事实, 但在金刚石的实际合成中, 金刚石晶形的形成过程并没有得到详细的考察。
众所周知, 晶体生长形态是其内部结构的外在反映, 晶体各个晶面间的相对生长速率决定了它的生长形态。晶体生长形态虽受其内部结构对称性, 结构基元间键合和晶体缺陷等因素的制约, 但在很大程度上还受到生长环境的影响。同一种晶体, 既能形成具有对称特征的几何多面体, 又能形成特殊的形态, 晶体生长形态能部分地反映出它的形成历史。在金刚石实际生长环境中由于一些突然变化 (譬如局部过冷度过大等) 导致生长界面局部或者整体不再保持为一个稳定的平面, 最终形成的晶体表面粗糙, 不具备完整晶形。通过对晶体的形貌变化的观察, 将有助于我们了解金刚石的生长机制。
本实验中, 通过对金刚石合成工艺的调节, 对金刚石在不同条件下的晶形的形成过程进行了研究。在不同条件下合成不同晶形的晶体, 并进一步观察金刚石在其上进行的同质外延生长过程。通过对金刚石在不同生长条件下合成晶形的观察, 进一步分析不同生长条件对金刚石晶体晶形形成的影响。
2 实验过程
本实验是在国产SPD 6×1670 型六面顶压机上进行的。采用Fe70Ni30粉末 (200～230目) 作为合成金刚石的触媒, 纯度为99.9%的天然鳞片石墨作为碳源。把金属触媒与石墨放置于球磨混料机, 等混合均匀后, 压成一个样品柱。在5.0GPa 1350℃～1450℃的条件下做了5～30min的尝试。
本实验的合成压力是根据铋 (Bi) 钡 (Ba) 和铊 (Tl) 的高压相变点所建立的油压与腔体内部的压力定标曲线进行标定的。合成温度是根据Pt6%Rh～Pt30%Rh热电偶测定的输入功率与温度的关系曲线进行标定的。实验结束后, 棒料首先被粉碎, 并用常规酸处理程序处理。不同阶段合成的金刚石晶体利用光学显微镜与电子扫描电镜对其形貌进行观察和分析, 并根据实验结果对金刚石的生长机制进行了进一步推测。
为了进行对比, 我们采用两阶段合成过程, 首先在第一阶段合成不同类型的晶体, 在第二阶段通过改变生长条件以观察其晶形随生长条件的变化情况。为了更加清楚观察后期生长条件对合成金刚石晶形的影响, 我们首先在5min时间内, 通过不同合成条件分别得到两种晶形不同的晶体。一种是具有完整平滑表面的八面体金刚石晶体, 另一种金刚石不具备规则晶形, 且表面粗糙。这两种晶体的尺寸都为0.1mm。其次, 后期在这两种生长条件的基础上, 分别改变后期的生长条件, 进一步观察金刚石晶体在后期的调整过程。
3 分析与讨论
3.1 晶体形貌, 包裹体及粒度
实验中为第一阶段合成的金刚石晶体提供不同的生长条件, 使其在不同的时间继续生长。后期合成条件分别为5.0GPa, 1250℃～1450℃。金刚石在后期的合成情况如下表1所示。
从表中可以看出, 金刚石晶体在前期生长速度较快, 在后期随着晶体的逐渐长大, 生长速度逐渐降低;而在金刚石合成初期, 具备完整晶形的晶体生长速度大于不完整表面晶体的生长速度, 而在后期生长速度逐渐趋于一致。
图1是在光学显微镜下拍摄的金刚石晶体在透射光照射下的光学照片。在透射光下, 可以明显看出在后期新生成的金刚石薄膜为透明的黄色, 内部前期合成的金刚石晶体为黑色不透明。在完整晶体上面生长的晶体, 具有完整规则的晶形。而且位于后期合成晶体的正中央部位, 合成的金刚石表层透明度较好, 几乎没有包裹体。尽管在不同温度条件下, 后期合成的晶体的晶形不同, 但其各晶面与添加的前期合成晶体的各晶面保持了高度一致性, 即在 (100) 面仍然继续保持为 (100) 面、 (111) 面仍然继续保持为 (111) 面等。只是在后期的生长过程中, 由于各晶面在不同温度条件下的生长速度不同, 从而导致合成的晶体具有不同的晶形。即在低温下形成以 (100) 或 (110) 为主的六面体, 如图1 (a) 所示, 高温下形成 (111) 为主的八面体, 如图1 (b) 所示。而在不具备完整晶形的金刚石晶体上面生长的晶体也具有完整的晶形, 但其规则性较差, 且各晶面对称性较差。同时在透射光下, 可以明显看出, 前期合成的晶体位于偏离中心的部位, 但仍保持原来的形状。后期合成的晶体晶形与前期的晶形有着一定的相似性, 当前期合成晶体的长径比相差不大时, 即形貌近乎圆形时, 可以合成出呈现一般规则的晶形。而当其的长径比相差较大, 或形状较特殊时, 合成的晶体晶形规则性较差。在低温下合成的晶体 (100) 面通常会呈现出矩形而非传统的正方形, 如图1 (c) 。而其 (111) 面晶面的大小相差较大。而在高温下合成的晶体, 除了具备正常的八面体之外, 出现了一些异形晶体, 例如出现一些以 (100) 或 (110) 面拉伸而形成的长条晶体, 如图1 (d) 所示。
同时, 我们还发现, 在表面不完整的晶体的体系中生长时, 除了在前期合成的晶体上长大的晶体外, 还出现了大量自发核。这些自发核粒度比在前期合成的晶体要小, 晶体呈现黄色透明, 几乎没有包裹体, 如图2所示。而在以具备完整晶形晶体的体系中很少出现自发核。根据金刚石合成的溶剂理论[2], 金刚石晶体生长的驱动力由石墨与金刚石的浓度差决定, 即△=Cg -Cd, 石墨的溶解度为Cg, 金刚石的溶解度为Cd。设在熔融的金属触媒中, 当体系中的添加具备完整的晶形晶体时, 体系中金刚石的溶解度为Cg1, 当体系中的添加不具备完整的晶形晶体时, 体系中金刚石的溶解度为Cd2。相对于表面完整的晶体, 表面不完整的晶体由于其较大的比表面积, 因此, 具有较大的活性。所以便更易于融入到熔融的金属触媒中, 因此具备了较高的溶解度, 即Cd2>Cg1, 因此, △Cg1>△Cg2。因此在存在完整晶体的体系中, 金刚石晶体具备较大的生长驱动力, 金刚石生长速度较快。同时由于体系中存在较高的过冷度, 当在晶体周围出现较小的自发核时, 会出现晶体生长中大吃小的现象, 从而起抑制其自发成核的作用。而对于没有完整的表面晶体而言, 对自发核的抑制能力较小, 因此在体系中出现了大量的自发核。
3.3 对合成晶体的扫描电镜分析
为了更好地分析后期合成晶体表面的特征, 我们利用电子扫描电镜来对合成的晶体进行分析, 结果如图3所示。
图中可以看出, 利用具备完整晶形晶体上生长时, 合成的晶体表面光滑完整, 并具有良好的对称性。而在不完整晶形的晶体上生长时, 合成的晶体规则性较差, 且表面出现少量的缺陷。同时还发现在不规则金刚石晶体上合成的晶体其表面更容易出现明显的生长条纹。
3.4 分析与讨论
后期合成的金刚石层由很多金刚石薄层构成, 如图4所示, 我们称之为金刚石生长层。这些生长层的厚度约为0.2～0.5nm。因此, 最终合成的晶体表面光滑, 而且各晶面与前期合成晶体的各晶面保持了高度一致性, 即在原始的 (100) 面仍然继续保持为 (100) 面, (111) 面仍然继续保持为 (111) 面等。只是由于在后期的生长过程中, 各晶面在不同温度条件下的生长速度不同, 而合成出具有不同晶形的晶体。通常, 高温条件下金刚石晶体的 (100) 面生长速度大于 (111) 面, 低温条件下金刚石晶体的 (111) 面生长速度大于 (100) 面。生长速度较快的晶面随着生长时间的延长逐渐变小, 甚至消失。因此, 在低温下形成以 (100) 或 (110) 为主的六面体, 高温下形成 (111) 为主的八面体。
对于表面不完整晶形的金刚石, 晶体生长后期经历了一个自我调整过程。由于作为生长界面的表面凹凸不平, 因此其表面各点的稳定状态不同。对于凸点来说, 其离中心最远, 表面能最高, 因此处于最不稳定的状态, 所以凸点的生长速度较慢。而凹点表面能较低, 捕获粒子的能力较强, 因而生长速度更快一些。金刚石晶体后期生长的结果使本不规则晶体的表面调整为规则的平面。故固液界面宏观看来, 始终是保持平滑面的稳定状态, 进而以这些面为基底逐渐形成完整晶形。由于表面一直处于一种不稳定状态, 因此容易在合成的晶体表面出现生长缺陷, 例如生长条纹等。合成的晶体与作为基底的晶体的形状有很大联系。当前期合成晶体的长径比较小时, 越接近圆形, 后期合成的晶体的各个晶面大小相差不大, 晶体规则性较好。而当其的长径比较大时, 后期合成晶体的规则性以及对称性都有所降低, 如图3 (c) 和 (d) 所示。而且由于合成金刚石晶体各个面的粗糙程度不同, 所以其生长速度不同, 从而导致前期合成的金刚石晶体最终的位置往往偏离合成晶体的中央部位。
4 结论
本文在金刚石合成溶剂理论的指导下, 利用金刚石两阶段生长工艺, 对前期合成的不同晶形的晶体经过高温高压处理后的变化进行了详细的观察。并通过对合成晶体的形貌分析, 进一步推测其生长过程。实验中发现后期合成晶体的晶形与前期合成晶体的晶形以及表面粗糙程度有着密切的联系。金刚石晶体在光滑完整的表面生长速度较快, 而且合成晶体的晶形较为规则。而不具备完整晶形的晶体在生长后期也能通过自身调节上合成具备完整晶形的晶体, 但合成晶体的规则性较差, 表面容易出现缺陷, 而且体系中出现大量自发核。本文将有助于我们进一步了解金刚石的生长机制。
参考文献
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[11]Liu X B, Han W 2009 Chin.Phys.Lett.26 038102.
外延生长 篇3
Yakimova等[4]利用液相外延, 首次在SiC外延层中消除了微管, 但其过高的生长温度 (>1700℃) 对实验设备等的要求较高。另一方面, 人们使用化学气相沉积, 利用较低的n (C) /n (Si) 在SiC同质外延层中封闭微管[5,6,7,8,9,10], 但较低的n (C) /n (Si) 使薄膜的表面平整度变差, 从而影响了SiC半导体器件的研制。近来, Chaussende等[11]利用VLS生长机制, 在高温下以液态Si为催化剂, 同质外延SiC薄膜。采用金属催化剂[12,13]时, 金属-Si液相合金的表面极易形成一层“硬化层”[14], “硬化层”的出现会阻止C和Si原子进入金属-Si液相合金, 从而抑制VLS生长机制的发生;以液态Si作催化剂, 能有效杜绝“硬化层”的形成, 保证VLS生长机制的顺利进行。
本实验同样以液态Si作催化剂, 利用VLS生长机制外延SiC薄膜, 通过扫描电子显微镜 (SEM) 和原子力显微镜 (AFM) 等对薄膜进行表征。结果表明, 采用VLS生长机制外延出SiC薄膜在封闭微管的同时进一步提高了薄膜表面的平整度, 得到了质量较好的6H-SiC薄膜。
1 实验
采用低压化学气相法制备SiC薄膜。将基片放置于石墨舟中央, 把石墨舟送入带有保温石墨炭毡筒的反应室内, 通过对石墨舟感应加热基片, 反应室为卧式水冷的双层石英玻璃管。利用Pt-Rh热电偶和气体流量计控制反应室温度和各种气体流量。
实验使用的衬底为n型6H-SiC基片, 基片沿undefined方向斜切4.5°, 尺寸为10mm×10mm。实验过程中, 以钯管纯化的氢气 (H2) 作为载气, 流量固定为500sccm, 甲烷 (CH4) 和硅烷 (SiH4) 作为反应气体, 反应室气压设定为650Pa。
2 结果与讨论
2.1 SiC外延薄膜的VLS自组装生长
采用VLS工艺同质外延SiC薄膜的具体工艺流程如图1所示, 为了对比, 将传统的SiC同质外延工艺也列于图1中 (图1 (a) ) 。采用传统工艺生长SiC同质外延薄膜时, 其基片温度保持某一恒定温度不变 (1600℃) , 且在富C的气氛下进行生长, 通常n (C) /n (Si) 为2～3。通过优化传统工艺, SiH4、CH4流量分别为5sccm、5～10sccm。而采用VLS工艺生长SiC同质外延薄膜图1 (b) 时, 首先在1380℃仅通入SiH4, 流量为5sccm, 在SiC基片上沉积一层Si薄膜, Si薄膜的厚度约为3μm, 再将基片温度升高到1600℃, 通入SiH4和CH4, 流量分别为5sccm、1～2sccm, 生长SiC薄膜, 实验过程中始终保持非常小的n (C) /n (Si) (0.2～0.4) , 以保证基片表面始终存在过量的液态Si。
分别采用2种工艺生长的SiC同质外延薄膜的表面形貌如图2所示。图2 (a) 、 (b) 为VLS生长的SiC薄膜, 图2 (c) 、 (d) 为传统工艺外延的SiC薄膜。采用VLS工艺生长的SiC同质外延薄膜呈现规则的台阶结构 (见图2 (b) ) , 具有典型的VLS生长特征, 且表面较平整, 在较大尺度范围内, 既没有观察到表面颗粒, 也没有观察到微管 (见图2 (a) ) 。因为液态Si的作用, 基片表面不存在优先成核区, 所以薄膜表面均匀。同时, 由于基片表面存在液态Si, 基片表面的微管很容易被液态Si覆盖, 因此, 在外延薄膜中微管被有效封堵。采用传统CVD工艺生长的SiC同质外延薄膜的表面存在颗粒状缺陷 (见图2 (c) ) , 颗粒表面常呈现管状缺陷特征, 颗粒的边缘呈现螺旋状生长特征 (见图2 (d) ) 。除了这种颗粒状缺陷外, 整个SiC薄膜表面没有明显的台阶结构, 表面平整。在薄膜生长过程中, 基片表面不可能存在液态Si, 薄膜的生长机制是直接从气态向固态的转化过程 (即VS机制) 。根据SiC外延“台阶控制”[15]生长模式和薄膜生长动力学的普遍规律, 基片表面的缺陷区将是优先成核区, 即薄膜将优先沿SiC基片表面的微管边缘成核, 然后螺旋状生长。同时, 在VS机制下, 由于缺乏液相催化剂辅助, 沉积在基片表面的原子运动距离短, 对微管这种宏观缺陷的封堵能力相对较差。将VLS同质外延的SiC薄膜放入熔融状态的KOH中进行腐蚀, 其表面形貌如图2 (e) 所示。腐蚀前后的薄膜存在很大的差异, 腐蚀后薄膜表面存在较大的微管, 因此, 采用VLS生长能在薄膜表面有效地抑制微管的形成。
由于采用VLS自组装工艺生长SiC同质外延薄膜始终都是在富Si的气氛中生长, 与传统工艺在富C的气氛下进行生长完全不同, 因此对VLS自组装工艺生长SiC同质外延薄膜的成分进行分析是必要的。VLS同质外延SiC薄膜的电子能量色散谱 (EDS) 如图3所示。C的原子分数约为48%, Si的原子分数约为52%, 考虑到EDS测量成分的精度在误差范围内, 可以认为VLS外延的SiC薄膜是符合化学计量比的。薄膜生长过程中, 虽然表面富Si, 但它始终处于动态平衡, 一方面气相中的SiH4不断分解成Si沉积到基片表面, 同时, 由于生长温度远高于Si的熔点, 在低压下 (反应室气压约为650Pa) 液态Si又不断地被重新蒸发, 从而维持一种动态平衡, 使基片表面维持一层液态Si层。生长停止后, 基片温度在H2环境下维持在1600℃, 这种动态平衡被破坏, 表面富含的Si会被很快地蒸发掉。另外, 实验结束后会在高温下保温20min, 使多余的Si蒸发得更快, 因此, VLS外延的SiC薄膜是符合化学计量比的。
采用原子力显微镜观察了VLS自组装工艺生长的SiC同质外延薄膜, 结果如图4所示。由图4可见, VLS自组装工艺生长的SiC同质外延薄膜表面呈现条纹状, 从表面形貌的相位图可以更加清楚地看出台阶结构特征, 表面形貌的线扫描及面扫描分析表明, 台阶高度约为15nm, 薄膜表面的均方根粗糙度约为4.5nm。事实上, 台阶状表面的形成不利于研制半导体器件, 大量的研究表明, 较高的n (C) /n (Si) 有利于提高薄膜表面平整度[16], 因此, 在VLS生长SiC基础上提出了两步法生长SiC薄膜。
2.2 两步法同质外延生长SiC薄膜
采用两步法同质外延生长SiC薄膜的具体工艺流程如图5所示。先采用VLS工艺在基片表面生长一层SiC同质外延薄膜, 以封堵基片表面的微管, 再采用常规工艺生长SiC外延薄膜, 以抑制VLS生长阶段所形成的表面台阶, 这种方法称为“两步法同质外延工艺”, 其具体的工艺参数与前面VLS生长和传统方法生长相同。
采用两步法同质外延生长的SiC薄膜表面形貌的SEM分析结果如图6所示, 在较大尺度范围内, 薄膜表面均匀、平整, 没有观察到表面颗粒状缺陷, 微管已被有效封堵。图6 (a) 与图2 (a) 相比, 台阶明显减少, 已不易直接看出薄膜表面的起伏状态;同时, 图6 (b) 表明, 薄膜表面仍然呈现一定的表面台阶结构特征。
为了进一步显示表面台阶的具体细节, 采用原子力显微镜观察了“两步法同质外延工艺”生长的SiC外延薄膜, 其结果如图7所示。与图4相比, 可以明显地看出, 表面台阶的高度显著降低, 以3～5nm高的台阶为主, 台阶高度仅仅为采用VLS机制生长的1/3 (见图4) ;从AFM的三维立体图中可以看出, 薄膜表面的平整度也有所改善, 薄膜表面的均方根粗糙度约为2.5nm, 约为采用VLS机制生长薄膜表面平整度的1/2。
事实上, 在“两步法外延工艺”中, 第一步的VLS生长过程由于存在大量液态Si, 整个基片不存在优先成核区, 抑制了“微管”周围螺旋状生长的发生, 有效地封闭了基片中“微管”对外延薄膜的影响;第二步传统工艺外延生长过程能有效改善由于较小n (C) /n (Si) 造成的大量台阶表面, 使外延的SiC薄膜表面更加平整。因此, 采用两步法外延工艺不仅能封闭微管, 而且能有效提高薄膜表面平整度, 有利于SiC半导体器件的研制。
3 结论
利用VLS生长机制, 同质外延生长了6H-SiC薄膜。与传统工艺相比, 利用VLS生长机理同质外延时, 虽然在薄膜表面形成了大量台阶, 不利于SiC半导体器件的制备, 但是由于VLS生长过程中加入了液态Si, 在外延的SiC薄膜表面封闭了存在的“微管”。为了进一步提高薄膜的质量, 在VLS生长基础上提出了两步法外延SiC薄膜工艺, 即采用VLS生长过程为第一步, 以封闭基片中微管对外延薄膜的影响, 采用传统工艺为第二步, 以改善外延薄膜的表面形貌。研究表明, 采用两步法外延工艺, 不仅在薄膜表面封闭了“微管”, 而且进一步提高了SiC薄膜的表面平整度, 有利于SiC半导体器件的研制。
摘要：碳化硅 (SiC) 是第三代宽禁带半导体材料, 在高温、高频、高功率、光电子及抗辐射等方面具有巨大的应用潜力。以CH4、SiH4为反应气体, H2为载气, 采用化学气相沉积法, 利用气-液-固 (VLS) 生长机理, 同质外延6H-SiC薄膜。结果表明, VLS机制能在外延薄膜的表面有效地封闭微管, 但是由于n (C) /n (Si) 较大, 薄膜表面存在大量的台阶。为了进一步改善薄膜表面形貌, 采用“两步法”工艺外延SiC薄膜, 在封闭微管的同时提高了表面平整度, 得到了质量较好的6H-SiC外延薄膜。
外延生长 篇4
砷化铟(InAs)是直接跃迁型化合物半导体材料,已经成为制作长波、远红外探测器和激光器的主要衬底材料[1,2],并在大气监测、医疗、国防及卫星通讯领域有广泛、重要的应用前景。InAs基器件的性能除了与单晶材料电学参数有关外,还受作为衬底的InAs晶片的表面质量的影响,InAs晶片表面质量决定着外延层的质量和性能,从而影响器件的性能和可靠性。因此,研究InAs单晶的表面形貌和表面重构是一项重要的工作。目前国内外大多数对于InAs的研究主要集中在自组装量子点[3,4,5]上,对于InAs的单晶生长、表面形貌与表面重构的分析和研究仍然较少。迄今为止, 国内部分研究者报道了关于掺S和掺Te的n型InAs单晶生长的结果[6,7,8]。此外,InAs的光电特性与材料表面的平整度有很密切的联系,制备表面平整的高质量InAs薄膜对于研究与制备InAs半导体光电器件有着极其重要的意义。本研究利用带有反射高能电子衍射(Reflection high energy electron diffraction,RHEED)仪的分子束外延(Molecular beam epitaxy,MBE)方法,通过RHEED图像演变实时监控薄膜生长状况,利用RHEED强度振荡测量薄膜生长速率,在InAs(001)基片上同质外延得到InAs薄膜,获得表面为原子级平整的InAs薄膜。扫描隧道显微镜(Scannong tunneling microscope,STM)图片表明样品为原子级平整薄膜,同时指出样品表面处于β2(2×4)与α2(2×4)两种重构混合的重构相。
1 实验
实验在超高真空((4～8)×10-9 Pa)的MBE真空腔中进行,衬底为可直接外延(Epi-ready)InAs(001)衬底基片,S掺杂浓度为ND=1.49×1018 cm-3。进行本实验之前,利用束流监视器(Beam flux monitor,BFM)对As(In)束流等效压强进行校准;衬底温度已于实验前完成校准[9]。实验时,As源温度为360 ℃,此时最高As蒸气压为12×10-4 Pa。生长及退火过程中真空腔处于高As压状态。实验中,利用RHEED图像演化实时控制薄膜生长状况,通过RHEED强度振荡测量薄膜生长速率;在InAs衬底500 ℃脱氧以后,将衬底温度降到460 ℃附近,进行InAs同质外延层的生长,生长时间30 min,退火时间15 min;完成InAs生长后降低衬底温度至380 ℃(逐步关闭As阀)附近进行零As压退火30 min,退火结束以后直接关闭衬底加热电源对样品进行淬火,2 min(降至室温)后将样品送入真空连接的STM进行扫描与分析,获得InAs薄膜的表面形貌和表面重构信息。
2 结果与讨论
实验中,InAs衬底完成脱氧后,RHEED图样如图1所示。从图1中可观察到网格状的衍射斑点,整个图像背景很亮,无法判断样品的表面重构。这是因为在样品脱氧时,表面的氧化铟和氧化砷在样品表面分解,表面结构遭到破坏,粗糙度迅速升高[10]。
样品完成脱氧后进行InAs外延层的生长,生长开始后衍射图像迅速变暗,亮斑逐渐变小并迅速条纹化,这是因为在生长开始后原来由于脱氧而粗糙的表面逐渐趋于平坦。随着生长的持续进行,样品表面平整度进一步得到提高,最后表面将呈现原子级平整。在刚刚完成脱氧的表面,很难准确地测量生长速率,这主要是因为样品表面相当粗糙[11],只有当样品完成初期的生长,表面逐渐平整时,RHEED强度振荡才能够准确测量该条件下的生长速率。图2是在InAs生长5 min以后,再次生长时测量到的RHEED强度振荡图,可计算出InAs单晶生长速率为0.38 ML/s,整个生长持续30 min,生长厚度约为200 nm。RHEED振荡表明,在该条件下InAs以2D成核层状生长模式进行生长。生长完成后为获得重构级平整表面,将样品原位退火15 min。退火不仅能够细化晶粒,减少组织缺陷,同时还可促使生长结束时样品的表面小岛[12]经过合并或者消亡而熟化,形成大岛并最终被平台吞并,退火结束后RHEED图样如图3所示。从图3观察到 [110]方向呈2×结构,[100]方向呈1×结构,
完成生长并退火后的InAs样品经过淬火至室温后送入真空连接的STM进行扫描成像,淬火能够冻结高温表面形貌,使得扫描得到的图像即为样品表面完成退火后的形貌。
图4为InAs样品完成生长与退火结束后的室温STM扫描图像。从图4(a)可以明显看到样品为层状结构,STM图像显示3个比较完整的平台,每个平台的横向宽度都超过1000 nm,在纵向宽度上达到200～500 nm,纵向宽度较小,这可能是因为衬底片的错切(Miscut)较大,衬底片标识错切为±0.05°,实际错切要比这个值大一些;在图4(a)的1 μm×1 μm扫描尺度上,几乎没有任何明显的岛和坑存在;平台上所有的台阶边缘都沿着
3 结论
采用MBE生长方法,通过RHEED图像演变实时监控薄膜生长状况,利用RHEED强度振荡测量薄膜生长速率,在InAs(001)基片上同质外延生长了200 nm厚的InAs薄膜,并采用STM对薄膜表面进行扫描成像,获得样品表面形貌与表面重构的表征认识,证实样品为原子级平整的高质量InAs薄膜。利用RHEED振荡测量InAs的生长速率为0.38 ML/s,通过分析RHEED图像得出样品处于(2×4)表面重构。利用STM对淬火后的InAs样品进行不同尺寸的扫描分析,大尺寸的STM上没有明显的岛和坑存在,确认样品表面为原子级平整;小尺寸的STM图表明InAs表面处于β2(2×4)与α2(2×4)两种重构混合的重构相。本研究完成了原子级平整的InAs薄膜的MBE生长,并利用RHEED与RHEED振荡对生长过程进行了细致分析,结合不同尺度的STM图片,详尽分析了InAs表面形貌和表面重构情况,证实样品是原子级平整的InAs薄膜。研究结果对于Ⅲ-Ⅴ化合物半导体材料的外延生长优化,以及进一步增进对化合物半导体表面物理现象的理解都具有重要的现实意义和应用价值。
摘要：利用带有反射高能电子衍射(RHEED)仪的分子束外延(MBE)方法,通过RHEED图像演变实时监控薄膜生长状况,采用RHEED强度振荡测量薄膜生长速率,在InAs(001)基片上同质外延InAs薄膜。利用扫描隧道显微镜(STM)对MBE生长的InAs薄膜表面形貌以及表面重构进行扫描分析,证实样品表面为原子级平整,并指出样品表面处于β2(2×4)与α2(2×4)两种重构混合的重构相。
外延生长 篇5
关键词：OsSi2,外延第一性原理电子结构
半导体材料是支撑电子信息产业发展的重要基础材料之一。Os Si2作为环境半导体材料的一种, 由于在光电子和热电器件上的潜在应用, 因此国际上对其进行了深入的研究[1]。1989年, 台湾研究人员Y.S.Chang和M.L.Chou在氢气和氩气的混合气体中第一次成功地在硅的 (111) 面上外延生长出正交结构的Os Si2[2]。
由于环境半导体材料Os Si2在Si基上外延生长时所受到基底约束程度的不同, 使得晶格结构会发生一定程度的形变, 且外延层Os Si2晶格体系不一定处于平衡状态, 这种变化对这种材料的带隙性质会产生重要的影响。为研究外延情况下环境半导体材料Os Si2的电子结构变化, 文章采用基于密度泛函理论的赝势平面波方法, 对于Si (111) 面外延生长的Os Si2在其平衡体系附近的能带结构进行了研究。
1 计算方法
本文中的计算均是由Materialstudio4.0的CASTEP软件[4]完成的。计算采用的晶格常数均为实验值, 采用BFGS算法[5]对Os Si2晶体模型进行结构优化, 设置平面波截断能量Ecut=380e V, 迭代过程中的收敛精度为5×10-7e V。
计算中选取广义梯度近似 (GGA) 来处理交换关联能部分, 交换关联势采用超软赝势[6], 布里渊区积分采用Monkhors-Pack[7]形式的高对称特殊k点方法, k网格点设置为4×4×3, 能量计算都在倒易空间中进行。
2 计算结果与分析
2.1 体系优化
根据Os Si2在Si (111) 存在的异质结外延关系为Os Si2 (101) //Si (111) , 将Os Si2的晶格常数b、c约束于硅基晶格常数, 选取实验值为10.20A觷附近系列的a值构造不同原胞体积的Os Si2原胞, 计算这些不同原胞体积下体系的总能量, 得到外延情况下的a值与总能量之间的关系曲线图, 原胞总能量最小所对应的a值即为构成原胞最稳定的晶格常数, 由此得到硅基外延时Os Si2的稳定体系的晶格常数。
晶格常数a与原胞总能量关系曲线和Os Si2稳定的晶格常数分别如图1所示和表1所示。
从图1中可以看到, 当晶格常数选取范围从10.05A觷至10.30A觷时, 只有当晶格常数为10.20A觷时, 原胞的总能量才处于最低点, 此时外延情况下Os Si2达到稳定平衡态。
表1为Os Si2 (101) //Si (111) 时经过优化后Os Si2的晶格常数, 标有*号的表示Os Si2受硅基的约束而选取的晶格常数的值。
2.2 能带结构
图2为Os Si2 (101) //Si (111) 情况下, 计算了a为1.005nm、1.010nm、1.015nm、1.020nm时费米面附近的能带结构图。由图2可知, 当a在1.005nm≤a≤1.020范围内按比例增大时, 其带隙值依次为0.730e V、0.695e V、0.661e V、0.628e V, 且始终为间接带隙半导体。结果表明:Os Si2 (101) //Si (111) 时Os Si2的跃迁类型没有发生变化, 其对应带隙值逐渐减小。
在晶体外延生长过程中, 由于异质外延层和衬底之间存在晶格常数失配问题, 而晶格失配会导致界面产生单向或各相同性的形变, 最终使得能带结构发生变化。因此, Os Si2与Si界面之间的晶格形变使得Os Si2的间接带隙值减小。在外延生长条件下, 对Os Si2其跃迁类型的变化趋势和带隙逐渐减小的分析, 可为Os Si2带隙值的调制以及发展新型的Os Si2光电材料提供一定的理论依据。
3 结论
本文讨论了在Si (111) 面上异质外延关系为Os Si2 (101) //Si (111) 的正交相Os Si2在平衡体系附近的能带结构。通过计算发现, Os Si2始终为间接跃迁型半导体且带隙值随晶格常数a的增加成减小的趋势, 均小于块体Os Si2的带隙值, 当a取值为1.020nm时, 体系处于平衡稳定状态, 此时Os Si2为具有带隙值为0.628e V间接带隙半导体。
参考文献
[1]D.B.Migas and Leo Miglio, W.Henrion and M.Rebien, F.Marabelli, B.A.cook, V.L.Shaposhnikov and V.E.Borisenko.Electronic and optical properties of isostructuralb-FeSi2andOsSi2PhysicalReview, 2001.
[2]Y.S.Chang, M.L.Chou.Solid-state epitaxy of osmium silicide on (111) Si under reducingatmosphere.Applied PhysicsLetters, 1989.
[3]A.B.Filonov, D.B.Migas, V.L.Shaposhnikov, N.N.Dorozhkin and V.E.Borisenko.Electro nicprope rtieso fosmium disilicide.AppliedPhysicsLetters, 1997.
[4]Segall M.D, Philip Lindan J D, Probert M J, et al.First-principles simulation:ideas, illustrations and the CASTEP code.J.Physical Review:Condense Matter, 2002.
[5]Broyden C G, The convergence of a class of double-rank minimization algorithms, 2 The new algorithm, Journal of the Institute for Mathematics and Applications, 1970.
[6]Vanderbilt D.Soft self-consistent pseudopotentials in generalized eigenvalue formalism.PhysicalReviewB, 1990.
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