1. Введение
Несмотря на десятилетия исследований, гетероэпитаксиальный 3C-SiC, выращенный на кремниевых подложках, пока не достиг достаточного качества кристаллов для промышленных электронных приложений. Рост обычно осуществляется на подложках Si(100) или Si(111), каждая из которых представляет свои собственные проблемы: антифазные домены для (100) и растрескивание для (111). В то время как пленки с ориентацией [111] демонстрируют многообещающие характеристики, такие как сниженная плотность дефектов, улучшенная морфология поверхности и более низкие напряжения, альтернативные ориентации, такие как (110) и (211), остаются недостаточно изученными. Существующие данные свидетельствуют о том, что оптимальные условия роста могут зависеть от ориентации, что затрудняет систематические исследования. В частности, использование подложек Si с более высоким индексом Миллера (например, (311), (510)) для гетероэпитаксии 3C-SiC никогда не сообщалось, что оставляет значительные возможности для поисковых исследований механизмов роста, зависящих от ориентации.
2. Экспериментальный
Слои 3C-SiC осаждались методом химического осаждения из паровой фазы (CVD) при атмосферном давлении с использованием газов-прекурсоров SiH4/C3H8/H2. В качестве подложек использовались кремниевые пластины площадью 1 см² с различной ориентацией: (100), (111), (110), (211), (311), (331), (510), (553) и (995). Все подложки располагались на одной оси, за исключением (100), для которой дополнительно тестировались обрезанные пластины с углом 2°. Предростовая очистка включала ультразвуковое обезжиривание в метаноле. Протокол роста включал удаление естественного оксида путем отжига в водороде при 1000 °C, за которым следовал стандартный двухэтапный процесс: науглероживание в течение 10 минут при 1165 °C с использованием 12 sccm C3H8, затем эпитаксия в течение 60 минут при 1350 °C (соотношение C/Si = 4) с использованием 1,5 sccm SiH4 и 2 sccm C3H8. Каждый цикл роста включал четыре-пять различных ориентаций Si с использованием как минимум одной (100) контрольной пластины.
3. Результаты и обсуждение
Морфология слоев 3C-SiC, выращенных на различных подложках Si (рис. 1), показала отчетливые особенности поверхности и шероховатость. Визуально образцы, выращенные на Si(100), (211), (311), (553) и (995), выглядели зеркально, в то время как другие имели цвет от молочного ((331), (510)) до матового ((110), (111)). Самые гладкие поверхности (демонстрирующие самую тонкую микроструктуру) были получены на подложках (100)2° off и (995). Примечательно, что все слои остались без трещин после охлаждения, включая обычно склонный к напряжениям 3C-SiC(111). Ограниченный размер образца, возможно, предотвратил растрескивание, хотя некоторые образцы демонстрировали прогиб (прогиб 30-60 мкм от центра к краю), обнаруживаемый под оптической микроскопией при 1000-кратном увеличении из-за накопленного термического напряжения. Сильно изогнутые слои, выращенные на подложках Si(111), (211) и (553), демонстрируют вогнутые формы, указывающие на деформацию растяжения, что требует дальнейшей экспериментальной и теоретической работы для корреляции с кристаллографической ориентацией.
На рисунке 1 обобщены результаты рентгеновской дифракции и АСМ (сканирование 20×20 мкм2) слоев 3C-SC, выращенных на подложках Si с различной ориентацией.
Изображения, полученные с помощью атомно-силовой микроскопии (АСМ) (рис. 2), подтвердили оптические наблюдения. Среднеквадратичные значения (RMS) подтвердили самые гладкие поверхности на подложках с ориентацией (100)2° и (995), характеризующиеся зернистыми структурами с латеральными размерами 400–800 нм. Выращенный слой с ориентацией (110) был самым шероховатым, в то время как в других ориентациях ((331), (510) наблюдались вытянутые и/или параллельные особенности с редкими острыми границами. Сканирование рентгеновской дифракции (XRD) в углах θ-2θ (приведенное в табл. 1) показало успешную гетероэпитаксию для подложек с более низким индексом Миллера, за исключением Si(110), где наблюдались смешанные пики 3C-SiC(111) и (110), что указывает на поликристалличность. Такое смешение ориентаций ранее уже наблюдалось для Si(110), хотя в некоторых исследованиях наблюдалось исключительно образование 3C-SiC с ориентацией (111), что указывает на критическую важность оптимизации условий роста. При индексах Миллера ≥5 ((510), (553), (995)) пики рентгеновской дифракции в стандартной конфигурации θ-2θ не были обнаружены, поскольку эти высокоиндексные плоскости не дифрагируют в данной геометрии. Отсутствие низкоиндексных пиков 3C-SiC (например, (111), (200)) свидетельствует о монокристаллическом росте, требующем наклона образца для регистрации дифракции от низкоиндексных плоскостей.
На рисунке 2 показан расчет угла плоскости внутри кристаллической структуры CFC.
Рассчитанные кристаллографические углы между высокоиндексными и низкоиндексными плоскостями (таблица 2) показали значительные разориентации (>10°), что объясняет их отсутствие при стандартном θ-2θ-сканировании. Поэтому анализ полюсных фигур был проведен на образце с ориентацией (995) из-за его необычной зернистой морфологии (возможно, вследствие столбчатого роста или двойникования) и низкой шероховатости. Полюсные фигуры (111) (рис. 3) для кремниевой подложки и слоя 3C-SiC были практически идентичны, что подтверждает эпитаксиальный рост без двойникования. Центральное пятно появилось при χ≈15°, что соответствует теоретическому углу (111)-(995). Три симметрично эквивалентных пятна появились в ожидаемых положениях (χ = 56,2°/φ = 269,4°, χ = 79°/φ = 146,7° и 33,6°), хотя непредвиденное слабое пятно при χ = 62°/φ = 93,3° требует дальнейшего изучения. Кристаллическое качество, оцененное по ширине пятна при φ-сканировании, представляется многообещающим, хотя для количественной оценки необходимы измерения кривой качания. Полюсные фигуры для образцов (510) и (553) ещё предстоит получить для подтверждения их предполагаемой эпитаксиальной природы.
На рисунке 3 представлена диаграмма пиков рентгеновской дифракции, зарегистрированная на образце с ориентацией (995), на которой отображены плоскости (111) подложки Si (а) и слоя 3C-SiC (б).
4. Заключение
Рост гетероэпитаксиального 3C-SiC был успешным для большинства ориентаций Si, за исключением (110), что привело к получению поликристаллического материала. Подложки Si(100)2° и (995) дали наиболее гладкие слои (RMS <1 нм), в то время как подложки (111), (211) и (553) показали значительный прогиб (30–60 мкм). Высокоиндексные подложки требуют расширенного рентгеновского анализа (например, по полюсным фигурам) для подтверждения эпитаксии из-за отсутствия пиков θ-2θ. Продолжающаяся работа включает измерения кривой качания, анализ напряжений в рамановском рассеянии и расширение на дополнительные высокоиндексные ориентации для завершения данного исследования.
Будучи вертикально интегрированным производителем, XKH предоставляет профессиональные услуги по индивидуальной обработке с использованием обширного портфеля подложек из карбида кремния, включая стандартные и специализированные типы, включая 4H/6H-N, 4H-Semi, 4H/6H-P и 3C-SiC, доступные диаметром от 2 до 12 дюймов. Наш комплексный опыт в выращивании кристаллов, прецизионной обработке и обеспечении качества позволяет разрабатывать индивидуальные решения для силовой электроники, радиочастотных технологий и новых приложений.
Время публикации: 08 августа 2025 г.