張家鑫，彭 燕，陳秀芳，謝雪健，楊祥龍，胡小波，徐現(xiàn)剛

(山東大學(xué)新一代半導(dǎo)體材料研究院，濟(jì)南 250100)

0 引 言

碳化硅(SiC)單晶作為第三代寬禁帶半導(dǎo)體材料，具有許多優(yōu)良的性質(zhì)，表1[1-3]是對(duì)第一、第二以及第三代半導(dǎo)體典型材料基本性質(zhì)的對(duì)比：相比于第一、第二代半導(dǎo)體材料，SiC的禁帶寬度寬、熱導(dǎo)率大[4-5]、載流子遷移速度快、臨界擊穿場(chǎng)強(qiáng)強(qiáng)[6]、抗輻射能力強(qiáng)、鍵合能高、熱膨脹系數(shù)小、硬度僅次于金剛石、抗氧化[7]、熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性極好，是目前最重要的第三代寬禁帶半導(dǎo)體材料之一?；谶@些優(yōu)良的性質(zhì)，SiC被廣泛應(yīng)用于太陽(yáng)能[8]、航空航天、軍工、汽車(chē)、信息通信雷達(dá)、照明等領(lǐng)域。隨著應(yīng)用的擴(kuò)展和深入，這對(duì)SiC單晶材料的質(zhì)量提出了很高的要求。

近10年來(lái)SiC材料研發(fā)產(chǎn)業(yè)的重點(diǎn)集中在尺寸擴(kuò)大、缺陷降低和電學(xué)可控等多個(gè)方面，控制和降低SiC中的缺陷是其中重要工作之一。在SiC單晶中，常見(jiàn)的缺陷有：位錯(cuò)[9-11]、多型夾雜[12-13]、微管[14-19]、晶面彎曲[20]、小角度晶界[21-22]、異質(zhì)包裹物[23]等。根據(jù)缺陷在三維晶格空間的幾何特征將SiC晶體缺陷分為三維、二維、一維、零維缺陷。三維缺陷如碳夾雜物、硅滴夾雜物、多型、六邊形孔洞和微管等缺陷；二維缺陷如晶界、孿晶界、堆垛層錯(cuò)等缺陷；一維缺陷如螺位錯(cuò)(TSDs)、刃位錯(cuò)(TEDs)、基平面位錯(cuò)(BPDs)、混合位錯(cuò)；零維缺陷如硅空位、碳空位、碳硅反空位、外來(lái)取代原子、填隙碳原子等造成的缺陷。除去經(jīng)典分類(lèi)，Sudarhan等[24]根據(jù)缺陷的產(chǎn)生原因，把SiC晶體缺陷分為兩類(lèi):第一類(lèi)是從籽晶繼承并繁衍的缺陷，包括沿晶體生長(zhǎng)方向延展的TEDs、TSDs、微管(MP)等缺陷;第二類(lèi)是晶體生長(zhǎng)時(shí)產(chǎn)生的熱應(yīng)力引起的塑性變形、晶核取向錯(cuò)誤、第二相硅和碳夾雜物等導(dǎo)致“意外”成核的缺陷。這種分類(lèi)的出發(fā)點(diǎn)是明確缺陷產(chǎn)生原因，有助于研究人員針對(duì)不同原因采取不同措施降低缺陷。Chen等[25]根據(jù)缺陷在晶體中的位置將SiC晶體缺陷分為兩類(lèi)：第一類(lèi)是晶體內(nèi)缺陷;第二類(lèi)是晶體表面或近表面缺陷。明確了SiC加工過(guò)程引入的劃痕、亞損傷等也會(huì)引入缺陷，這一發(fā)現(xiàn)值得單晶及外延生長(zhǎng)中關(guān)注。

缺陷會(huì)嚴(yán)重阻礙以SiC單晶為主要材料的器件的發(fā)展和應(yīng)用，例如一維位錯(cuò)缺陷會(huì)造成電子設(shè)備的劣化和失效[26]，影響高阻斷電壓和低導(dǎo)通電阻的功率器件的應(yīng)用，表2[25]是SiC位錯(cuò)對(duì)不同器件的影響情況匯總，位錯(cuò)會(huì)使金屬-氧化物半導(dǎo)體場(chǎng)效應(yīng)晶體管(MOSFET)[27-29]、肖特基勢(shì)壘二極管(SBD)[30-32]、p-n結(jié)、絕緣柵雙極型晶體管(IGBT)的柵極氧化膜可靠性(gate oxide reliability)、載流子壽命(τ)、擊穿電壓(VB)下降，導(dǎo)通電阻(Ron)和漏電流(Ileak)增大，也會(huì)導(dǎo)致雙極性功率半導(dǎo)體元件正向特性退化[33-34]。

因此降低SiC單晶中的位錯(cuò)密度仍是待解決的重要問(wèn)題之一。本文將對(duì)SiC單晶中位錯(cuò)的形成原因、檢測(cè)技術(shù)手段、減少方法、現(xiàn)階段位錯(cuò)密度水平進(jìn)行總結(jié)歸納，并提出了SiC單晶需要繼續(xù)突破和發(fā)展的方向。

表1 Si、GaAs、SiC、金剛石半導(dǎo)體材料的基本性質(zhì)[1-3]Table 1 Basic properties of Si, GaAs, SiC and diamond semiconductor materials[1-3]

表2 SiC位錯(cuò)對(duì)不同器件的影響[25]Table 2 Impact of SiC dislocations on different devices[25]

1 位錯(cuò)及位錯(cuò)的形成原因

位錯(cuò)是晶體內(nèi)部的微觀缺陷，是原子局部的不規(guī)則排列造成的，發(fā)生在晶體已滑移部分和未滑移部分的分界線處[35-37]。在SiC單晶中，常見(jiàn)的位錯(cuò)有TEDs、TSDs、BPDs[38]。

MP是指在SiC單晶中直徑在0.1～10 μm的空心管道。圖2為SiC襯底未腐蝕之前光學(xué)顯微鏡下的MP形貌。依據(jù)Frank的MP形成機(jī)理[46]，MP是具有較大Burgers矢量的空心螺位錯(cuò)，又叫超級(jí)螺位錯(cuò)，MP的直徑D與Burgers矢量b之間滿足關(guān)系式：

(1)

式中：D為MP的直徑(m)；μ為晶體的剪切模量(Pa)；b為Burgers矢量(m)；γ為晶體的比表面自由能(J·m-2)。MP在SiC單晶中普遍存在，一般沿晶體生長(zhǎng)的<0001>方向拓展。形成MP的原因有三種[47]：一是在晶體生長(zhǎng)過(guò)程中，其他缺陷如包裹物、層錯(cuò)、多型界面誘導(dǎo)產(chǎn)生；二是籽晶中MP延伸到新形成的SiC晶體中；三是晶體本身的MP發(fā)生合并和分解產(chǎn)生新的MP。

圖1 螺位錯(cuò)結(jié)構(gòu)示意圖[39]Fig.1 Schematic diagram of screw dislocation structure[39]

圖2 腐蝕之前光學(xué)顯微鏡下的微管形貌Fig.2 Micropipes morphology under optical microscope before corrosion

圖3 TED和BPD結(jié)構(gòu)示意圖。(a)引入SiC晶體的多余(或缺失)半平面示意圖；(b)TED和BPD的典型構(gòu)造[39]Fig.3 Schematic diagram of edge dislocation and base plane dislocation structure. (a) Schematic illustration of an extra (or missing) half plane introduced into a SiC crystal； (b) typical configuration of threading edge and basal plane dislocations[39]

表3 TSD、TED、BPD的Burgers矢量及位錯(cuò)線方向匯總Table 3 Burgers vector and dislocation line direction of TSD, TED and BPD

2 SiC位錯(cuò)檢測(cè)方法

為了生長(zhǎng)出高質(zhì)量的SiC晶體，需要確定籽晶的位錯(cuò)密度和分布情況來(lái)篩選出優(yōu)質(zhì)的籽晶。此外，研究位錯(cuò)在晶體生長(zhǎng)過(guò)程中的變化也有利于生長(zhǎng)工藝的優(yōu)化。掌握襯底位錯(cuò)密度及分布對(duì)于研究外延層中的缺陷也十分重要。因此，通過(guò)合理的技術(shù)對(duì)SiC晶體的結(jié)晶質(zhì)量、缺陷進(jìn)行表征分析對(duì)加快實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量大尺寸SiC的生產(chǎn)制備是必要的。SiC缺陷的檢測(cè)方法[54]可分為破壞性的方法和非破壞性的方法。破壞性的方法有濕法腐蝕[55-60]、透射電子顯微鏡(TEM)[39,61]；非破壞性的方法有陰極熒光(CL)無(wú)損表征[39,62]、X射線形貌(XRT)技術(shù)[39,49,52,63-65]、光致發(fā)光(PL)[66-67]、光應(yīng)力技術(shù)、拉曼光譜[68]等。

濕法腐蝕是最常見(jiàn)的研究位錯(cuò)的方法，由于需要在高溫熔融堿中進(jìn)行腐蝕[57-59]，該方法具有極強(qiáng)的破壞性。腐蝕后的SiC晶片用顯微鏡觀察，可以看到形狀大小不同的腐蝕坑，一般地，Si面腐蝕坑的形狀有3種：近圓形、六邊形、貝殼形。分別對(duì)應(yīng)TEDs、TSDs、BPDs缺陷[60]，圖4為腐蝕坑形貌圖，隨著檢測(cè)設(shè)備的發(fā)展，研制的晶格畸變檢測(cè)儀、激光共聚焦顯微鏡、位錯(cuò)檢測(cè)儀等都可全面直觀地檢測(cè)出腐蝕片的位錯(cuò)密度和分布情況。透射電子顯微鏡可以在納米尺度上觀察樣品的亞表面結(jié)構(gòu)，也可以觀察到SiC中的BPDs、TEDs和SFs等晶體缺陷，如圖5所示為籽晶和生長(zhǎng)晶體界面處位錯(cuò)的TEM照片[61]。CL和PL可無(wú)損地檢測(cè)晶體亞表面的缺陷，如圖6、圖7所示，但相比于PL，CL可測(cè)量的波段范圍更寬，寬帶隙半導(dǎo)體材料可得到

圖4 TSDs、TEDs、BPDs的腐蝕坑形貌圖Fig.4 Corrosion pit morphology of TSDs, TEDs and BPDs

圖5 不同衍射矢量下，籽晶和生長(zhǎng)晶體界面處位錯(cuò)的TEM照片。(a)明場(chǎng)；暗場(chǎng)；暗場(chǎng)[61]Fig.5 TEM images of dislocation at interface between seed crystal and growth crystal with different diffraction vectors. (a) Bright field;

圖6 位錯(cuò)在CL圖像中的原理[62]Fig.6 Dislocations in CL image[62]

有效的激發(fā)[39]。X射線形貌術(shù)是一種強(qiáng)有力的無(wú)損技術(shù)，可以通過(guò)衍射峰寬表征晶體缺陷，基于同步輻射的單色束X射線形貌圖(synchrotron monochromatic beam X-ray topography, SMBXT)利用高度完美的參考晶體反射獲得單色化X射線，在樣品的反射曲線不同部位拍攝一系列形貌圖，不同的區(qū)域顯示不同的衍射強(qiáng)度，從而可測(cè)量不同區(qū)域的點(diǎn)陣參數(shù)和點(diǎn)陣取向的差異[63]，位錯(cuò)的成像結(jié)果對(duì)研究位錯(cuò)的形成具有重要作用，如圖8(b)、(c)為位錯(cuò)的X射線形貌圖[49,65]。光應(yīng)力技術(shù)可以對(duì)晶片中缺陷的分布進(jìn)行無(wú)損檢測(cè)，圖9為光應(yīng)力技術(shù)對(duì)SiC單晶襯底的表征。拉曼光譜也是一種非破壞性的亞表面檢測(cè)手段，F(xiàn)eng等[68]利用拉曼散射法發(fā)現(xiàn)～796 cm-1處為MP、TSDs和TEDs敏感峰位，如圖10所示。

圖7 PL法檢測(cè)位錯(cuò)。(a)4H-SiC的TSD、TMD、TED、無(wú)位錯(cuò)區(qū)測(cè)得的PL光譜；(b),(c),(d)TED、TSD和TMD的光學(xué)顯微鏡圖像與PL強(qiáng)度映射圖[67]；(e)BPDs的PL圖像Fig.7 Dislocations detected by PL method. (a) PL spectra measured in TSD, TMD, TED and dislocation-free regions of 4H-SIC; (b), (c) and (d) optical microscope images and PL intensity maps of TED, TSD and TMD[67]; (e) PL image of BPDs

圖8 XRT法檢測(cè)位錯(cuò)。(a) XRT的原理示意圖[52]；(b)生長(zhǎng)界面處穿線位錯(cuò)的XRT圖像[65]；(c)BPD的SMBXT圖像[49]Fig.8 Dislocation detection by XRT. (a) Schematic diagram of XRT principle[52]; (b) XRT image of threading dislocations at the growth interface[65]; (c) SMBXT image of BPD[49]

圖9 光應(yīng)力技術(shù)對(duì)SiC單晶襯底的表征Fig.9 Characterization of SiC single crystal substrates by photostress technique

圖10 MP、TSD、TED的拉曼散射峰位圖[68]Fig.10 Raman scattering peak bitmap of MP, TSD and TED[68]

3 降低位錯(cuò)的技術(shù)方法及位錯(cuò)的優(yōu)化水平

在觀察位錯(cuò)的基礎(chǔ)上，結(jié)合產(chǎn)生位錯(cuò)的影響因素，即生長(zhǎng)條件、生長(zhǎng)界面、籽晶等，各產(chǎn)業(yè)和研究單位在降低位錯(cuò)密度方面也做了諸多的努力。首先，可通過(guò)優(yōu)化生長(zhǎng)條件和生長(zhǎng)設(shè)備降低位錯(cuò)密度。在采用PVT法生長(zhǎng)時(shí)，增加生長(zhǎng)氣體流量，避免N2的摻雜，使TEDs密度下降[69]。在籽晶托開(kāi)溝槽，填充與石墨熱導(dǎo)率不同的材料，或者在籽晶托上鍍與石墨熱導(dǎo)率不同的薄膜，來(lái)調(diào)節(jié)籽晶表面溫度場(chǎng)分布，可達(dá)到降低穿透性位錯(cuò)密度的目的[70]。

其次，可通過(guò)優(yōu)化籽晶和生長(zhǎng)晶體的界面來(lái)降低位錯(cuò)密度。在1 400 ℃下采用H2刻蝕籽晶，完全去除亞表面損傷，籽晶表面的凹坑密度相比于機(jī)械拋光法的凹坑密度下降一個(gè)數(shù)量級(jí)，位錯(cuò)密度也有所下降[71]。或在SiC襯底上外延生長(zhǎng)多個(gè)周期的低摻雜濃度的復(fù)合緩沖層，并對(duì)每個(gè)緩沖層進(jìn)行高溫H2刻蝕，利用界面高溫處理及摻雜誘導(dǎo)引入多個(gè)界面，促進(jìn)BPDs缺陷向TEDs缺陷的轉(zhuǎn)化，有效降低外延層中的BPDs缺陷密度[72]。

目前，100 mm SiC單晶中的TSD密度從103cm-2[77]逐漸降低到670 cm-2，總位錯(cuò)密度可達(dá)到1 060 cm-2[78]，150 mm SiC單晶中TSDs密度控制在149 cm-2[79-80]，Cree公司生長(zhǎng)的150 mm的晶體，BPDs密度達(dá)112 cm-2，TSDs平均密度在230 cm-2以下[81]，Ⅱ-Ⅵ Incorporated生產(chǎn)的200 mm N型SiC襯底中總位錯(cuò)密度為3 885 cm-2，BPDs密度為951 cm-2，TSDs密度為716 cm-2[82]，代表了現(xiàn)階段研發(fā)的最高水平。

圖11 RAF過(guò)程示意圖。(a)RAF法生長(zhǎng)的3個(gè)步驟；(b)上側(cè)視圖，顯示步驟1和步驟2中籽晶和生長(zhǎng)晶體{0001}晶面不規(guī)則[75]Fig.11 Diagram of RAF process. (a) Three steps of RAF growth; (b) top side view, shows irregular lattice surface of seed crystal and growth crystal {0001} in steps 1 and 2[75]

4 結(jié)語(yǔ)與展望

以SiC為代表的第三代半導(dǎo)體材料具有優(yōu)異的物理性質(zhì)，在電力電子器件等方面的應(yīng)用空間和市場(chǎng)需求逐漸增加，隨著生長(zhǎng)工藝的改善，SiC單晶位錯(cuò)密度呈快速降低趨勢(shì)，能否在目前位錯(cuò)密度的基礎(chǔ)上再降低一個(gè)數(shù)量級(jí)是下一階段的目標(biāo)。同時(shí)，目前國(guó)產(chǎn)的SiC襯底的位錯(cuò)密度相比于國(guó)際主流的商用公司如Cree、Ⅱ-Ⅵ等仍有一定差距，研發(fā)和制造國(guó)產(chǎn)的高質(zhì)量低缺陷密度的大尺寸SiC單晶襯底也是如今迫切需要解決的問(wèn)題。