RU2750295C1 - Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer - Google Patents
Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer Download PDFInfo
- Publication number
- RU2750295C1 RU2750295C1 RU2020122100A RU2020122100A RU2750295C1 RU 2750295 C1 RU2750295 C1 RU 2750295C1 RU 2020122100 A RU2020122100 A RU 2020122100A RU 2020122100 A RU2020122100 A RU 2020122100A RU 2750295 C1 RU2750295 C1 RU 2750295C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- layer
- iii
- thickness
- sic
- layers
- Prior art date
Links
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 title claims abstract description 17
- 229910021421 monocrystalline silicon Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 7
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 38
- JMASRVWKEDWRBT-UHFFFAOYSA-N Gallium nitride Chemical compound [Ga]#N JMASRVWKEDWRBT-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 33
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 27
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 26
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims abstract description 23
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 23
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 230000007423 decrease Effects 0.000 claims abstract description 8
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 21
- PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M copper(1+);methylsulfanylmethane;bromide Chemical compound Br[Cu].CSC PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims description 8
- 229910002601 GaN Inorganic materials 0.000 abstract description 28
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 21
- 229910017083 AlN Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 5
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 abstract description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 4
- 229910002704 AlGaN Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 abstract description 3
- PIGFYZPCRLYGLF-UHFFFAOYSA-N Aluminum nitride Chemical compound [Al]#N PIGFYZPCRLYGLF-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 4
- -1 nitride compounds Chemical class 0.000 abstract 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 abstract 1
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 96
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 15
- 230000012010 growth Effects 0.000 description 14
- XCZXGTMEAKBVPV-UHFFFAOYSA-N trimethylgallium Chemical compound C[Ga](C)C XCZXGTMEAKBVPV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N Ammonia Chemical compound N QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- JLTRXTDYQLMHGR-UHFFFAOYSA-N trimethylaluminium Chemical compound C[Al](C)C JLTRXTDYQLMHGR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 208000012274 Laryngotracheoesophageal cleft Diseases 0.000 description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 4
- 150000002902 organometallic compounds Chemical class 0.000 description 4
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910021529 ammonia Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 238000000407 epitaxy Methods 0.000 description 3
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 230000009643 growth defect Effects 0.000 description 2
- 238000001534 heteroepitaxy Methods 0.000 description 2
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 2
- 238000002488 metal-organic chemical vapour deposition Methods 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 229910052594 sapphire Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010980 sapphire Substances 0.000 description 2
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 2
- 229910052984 zinc sulfide Inorganic materials 0.000 description 2
- VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N Ethene Chemical compound C=C VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000005977 Ethylene Substances 0.000 description 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N Silane Chemical compound [SiH4] BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910021417 amorphous silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003698 anagen phase Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000004630 atomic force microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000003763 carbonization Methods 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 1
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 description 1
- 230000016507 interphase Effects 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000873 masking effect Effects 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000001451 molecular beam epitaxy Methods 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003071 parasitic effect Effects 0.000 description 1
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 1
- 230000010287 polarization Effects 0.000 description 1
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 1
- 239000002096 quantum dot Substances 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 230000006798 recombination Effects 0.000 description 1
- 238000005215 recombination Methods 0.000 description 1
- HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N silicon nitride Chemical compound N12[Si]34N5[Si]62N3[Si]51N64 HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 230000007847 structural defect Effects 0.000 description 1
- WGPCGCOKHWGKJJ-UHFFFAOYSA-N sulfanylidenezinc Chemical compound [Zn]=S WGPCGCOKHWGKJJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 238000001429 visible spectrum Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82B—NANOSTRUCTURES FORMED BY MANIPULATION OF INDIVIDUAL ATOMS, MOLECULES, OR LIMITED COLLECTIONS OF ATOMS OR MOLECULES AS DISCRETE UNITS; MANUFACTURE OR TREATMENT THEREOF
- B82B3/00—Manufacture or treatment of nanostructures by manipulation of individual atoms or molecules, or limited collections of atoms or molecules as discrete units
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
- H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
- H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
-
- H01L21/2036—
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Computer Hardware Design (AREA)
- Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к полупроводниковой технике, более конкретно к области формирования гетероэпитаксиальных слоев III-N соединений, таких как AlN, GaN, AlGaN и др., на монокристаллических подложках кремния. Соединения нитридов металлов III группы Периодической таблицы химических элементов (III-N соединения) выбраны в качестве материалов нового поколения силовой и СВЧ электроники. Данный выбор обусловлен уникальными характеристиками электроники на основе широкозонных III-N соединений, такими как высокая скорость переключения транзисторов, пониженное рассеяние мощности, высокие пробивные напряжения и другие.The invention relates to semiconductor technology, more specifically to the field of forming heteroepitaxial layers of III-N compounds, such as AlN, GaN, AlGaN, etc., on monocrystalline silicon substrates. Compounds of nitrides of Group III metals of the Periodic Table of Chemical Elements (III-N compounds) were selected as materials for a new generation of power and microwave electronics. This choice is due to the unique characteristics of electronics based on wide-gap III-N connections, such as high switching speed of transistors, reduced power dissipation, high breakdown voltages, and others.
В настоящее время на мировом рынке отсутствуют доступные подложки III-N соединений, что вызывает необходимость формировать приборные слои данных материалов с помощью гетероэпитаксии. По этой причине привлекательность использования доступных и качественных подложек монокристаллического кремния (Si) для гетероэпитаксии III-N соединений сложно переоценить. Однако получение совершенных гетероэпитаксиальных III-N слоев на подложках кремния является крайне сложной технической задачей, вследствие высокой степени рассогласования параметров кристаллических решеток данных материалов. Проводить газофазную эпитаксию III-N на Si значительно сложнее, чем на других подложках, таких как карбид кремния или сапфир, по причине химического повреждения подложки кремния газообразными реагентами используемых парогазовых смесей. Аналогичные проблемы сопровождают процесс молекулярно-лучевой эпитаксии, так как поверхность кремния подвержена разрушению при прямом воздействии атомарных потоков металлов III группы. В целях предотвращения указанных выше проблем разработчики используют сложные буферные композиции.Currently, there are no available substrates of III-N compounds on the world market, which necessitates the formation of device layers of these materials using heteroepitaxy. For this reason, the attractiveness of using affordable and high-quality monocrystalline silicon (Si) substrates for heteroepitaxy of III-N compounds is difficult to overestimate. However, obtaining perfect heteroepitaxial III-N layers on silicon substrates is an extremely difficult technical problem due to the high degree of lattice mismatch of these materials. It is much more difficult to carry out III-N gas-phase epitaxy on Si than on other substrates, such as silicon carbide or sapphire, due to chemical damage to the silicon substrate by gaseous reagents of the vapor-gas mixtures used. Similar problems accompany the process of molecular beam epitaxy, since the silicon surface is subject to destruction under the direct action of atomic fluxes of Group III metals. In order to prevent the above problems, developers use complex buffer compositions.
Известен способ формирования буферных многослойных структур для III-N соединений на инородных подложках [1]. В качестве подложек могут быть использованы кремний, сапфир, карбид кремния и другие материалы. Способ заключается в формировании первого алюмосодержащего III-N буферного слоя на поверхности инородной подложки, далее формируют второй слой толщиной больше 15, 30 или 100 нанометров, после чего формируют третий слой и так далее. При этом содержание Al в первом буферном слое может быть как константой, так и снижаться по мере роста данного слоя. Содержание Al во втором слое должно быть выше, чем в первом и в третьем, может быть постоянным по толщине или изменяться. Третий буферный слой может не содержать алюминия или содержать его в меньшем количестве, чем в первом и втором слоях. Каждый буферный слой или только один из них может быть легирован элементами из ряда: железо (Fe), магний (Mg) и углерод (С). Первоначально на инородной подложке может быть сформирован зародышевый III-N слой. Суммарная толщина получаемой буферной структуры может быть больше 3, 5 или 7 микрон. В последствии на данной буферной структуре формируют активный приборный слой. Формирование данной буферной структуры позволяет компенсировать механические напряжения в готовой гетероструктуре, которые были образованы вследствие различия коэффициентов термического расширения инородной подложки и III-N слоев. Таким образом, это позволяет избежать образования дефектов в слоях III-N вследствие релаксации, а также механического разрушения гетероструктуры.A known method of forming buffer multilayer structures for III-N compounds on foreign substrates [1]. Silicon, sapphire, silicon carbide and other materials can be used as substrates. The method consists in the formation of a first aluminum-containing III-N buffer layer on the surface of a foreign substrate, then a second layer with a thickness of more than 15, 30 or 100 nanometers is formed, after which a third layer is formed, and so on. In this case, the Al content in the first buffer layer can be either constant or decrease with the growth of this layer. The Al content in the second layer must be higher than in the first and in the third, it can be constant in thickness or vary. The third buffer layer may contain no or less aluminum than the first and second layers. Each buffer layer or only one of them can be doped with elements from the series: iron (Fe), magnesium (Mg) and carbon (C). Initially, a seed III-N layer may be formed on the foreign substrate. The total thickness of the resulting buffer structure can be greater than 3, 5 or 7 microns. Subsequently, an active device layer is formed on this buffer structure. The formation of this buffer structure makes it possible to compensate for mechanical stresses in the finished heterostructure, which were formed due to the difference in the coefficients of thermal expansion of the foreign substrate and III-N layers. Thus, this makes it possible to avoid the formation of defects in the III-N layers due to relaxation, as well as mechanical destruction of the heterostructure.
Основным недостатком данного способа является отсутствие защиты поверхности кремниевой подложки от разрушения на первых этапах гетероэпитаксиального роста и объема кремния от автолегирования примесью алюминия. Вследствие этого формирование структурно-совершенного слоя III-N затруднено, а также возможно возникновение паразитной емкости, оказывающей пагубное воздействие на СВЧ характеристики активного приборного слоя, даже в случае использования высокоомных подложек Si. Кроме того, остается не ясным за счет каких релаксационных механизмов происходит уменьшение механических напряжений и прогиба готовых III-N гетероструктур.The main disadvantage of this method is the lack of protection of the surface of the silicon substrate from destruction at the first stages of heteroepitaxial growth and the bulk of silicon from auto-doping with an aluminum impurity. As a result, the formation of a structurally perfect III-N layer is difficult, and it is also possible for a parasitic capacitance to appear, which has a detrimental effect on the microwave characteristics of the active device layer, even in the case of using high-resistance Si substrates. In addition, it remains unclear due to what relaxation mechanisms the mechanical stresses and deflection of the finished III-N heterostructures decrease.
Известен способ формирования эпитаксиального слоя GaN на кремниевой монокристаллической подложке с ростовыми затравками из 3C-SiC [2]. Способ заключается в первоначальном формировании слоя SiO2 на поверхности кремниевой подложки. Затем на данном слое формируют маску, травят ее, оставляя полоски SiO2. На открытой после травления поверхности Si формируют затравочные области для роста SiC путем карбонизации. После этого оставшийся SiO2 термически разлагают и наращивают монокристаллический SiC на затравочных областях, а также поликристаллический SiC на поврежденной поверхности Si. После этого формируют монокристаллический GaN на поверхности монокристаллического SiC и поликристаллический GaN на поверхности поликристаллического SiC.A known method of forming an epitaxial GaN layer on a silicon single-crystal substrate with growth seeds from 3C-SiC [2]. The method consists in the initial formation of a layer of SiO 2 on the surface of the silicon substrate. Then a mask is formed on this layer, etched, leaving SiO 2 strips. On the Si surface open after etching, seed regions are formed for the growth of SiC by carbonization. Thereafter, the remaining SiO 2 is thermally decomposed and monocrystalline SiC is grown on the seed regions, as well as polycrystalline SiC on the damaged Si surface. Thereafter, single crystal GaN is formed on the surface of single crystal SiC and polycrystalline GaN on the surface of polycrystalline SiC.
За счет того что между полосками монокристаллического GaN сформирован поликристаллический слой, механические напряжения скомпенсированы, а итоговый прогиб готовой III-N гетероструктуры минимизирован. Как известно, в поликристаллическом слое механические напряжения кристаллической решетки практически полностью отсутствуют за счет высокой плотности дефектов и разупорядоченности кристаллической структуры слоя.Due to the fact that a polycrystalline layer is formed between the strips of single-crystal GaN, mechanical stresses are compensated, and the final deflection of the finished III-N heterostructure is minimized. As is known, in a polycrystalline layer, mechanical stresses of the crystal lattice are almost completely absent due to the high density of defects and disordered crystal structure of the layer.
Первым недостатком данного способа является присутствие поликристаллической фазы в объеме материала, что ведет к невозможности применения данных гетероструктур в области силовой электроники за счет возникновения протяженных областей объемного заряда на межфазных границах. Кроме того, селективная эпитаксия монокристаллических и поликристаллических областей на одной подложке с предварительным маскированием является крайне сложным и многостадийным процессом, значительно увеличивающим себестоимость конечного изделия. В случае формирования гексагональной фазы GaN на плоскости кремния (111) такой подход неспособен привести к компенсации напряжений, так как различие коэффициентов термического расширения между подложкой и гетероэпитаксиальными слоями в данном случае значительно выше.The first disadvantage of this method is the presence of a polycrystalline phase in the bulk of the material, which leads to the impossibility of using these heterostructures in the field of power electronics due to the appearance of extended regions of space charge at the interphase boundaries. In addition, selective epitaxy of single-crystal and polycrystalline regions on a single substrate with preliminary masking is an extremely complex and multistage process that significantly increases the cost of the final product. In the case of the formation of a hexagonal GaN phase on the silicon (111) plane, this approach is unable to lead to stress compensation, since the difference in the thermal expansion coefficients between the substrate and heteroepitaxial layers in this case is much higher.
Наиболее близким по сути к предлагаемому техническому решению является способ формирования ориентированных в кубической плоскости (002) и ориентированных в гексагональной плоскости (10-11) слоев III-N материалов [3]. Гетероэпитаксиальный слой III-N формируют на положке кремния, покрытой слоем кубического карбида кремния (3С-SiC). На данной подложке формируют начальный зародышевый слой путем нитридизации при 500-700°С, который впоследствии рекристаллизуют. Далее формируют кубический III-N слой (например слой GaN) с помощью газофазной эпитаксии при 750-1000°С до толщины не менее 0,3 мкм. Соотношение N/III выставляют в диапазоне 76-300. Таким образом получают совершенные гетероэпитаксиальные слои III-N кубической и гексагональной сингонии, используемые при производстве зеленых светодиодов и других устройств. Формирование квантовых точек в объеме кубического GaN позволяет значительно увеличить мощность зеленых светодиодов, так как внутреннее поле поляризации не ограничено единственным кристаллографическим направлением, благодаря чему возрастает излучательная рекомбинация. Покрытие кремниевой подложки слоем 3С-SiC позволяет избежать образования аморфного нитрида кремния (Si3N4) на этапе нитридизации. Соотношение интенсивности дифракционных отражений гексагональной (вюрцитной) кристаллической фазы к кубической (цинковой обманки) кристаллической фазе при рентгенофазовом анализе должно быть меньше или равно 0,05. Таким образом эпитаксиальный слой кубического GaN (постоянная решетки GaN: а=4,5059 
Первым недостатком данного способа является отсутствие каких либо переходных или буферных композиций, направленных на компенсацию механических напряжений в готовой гетероструктуре III-N на положке кремния с покрытием из слоя 3С-SiC, образованных вследствие различия в величинах термических коэффициентов линейного расширения (ТКЛР) и рассогласованием параметров решеток наращиваемых слоев III-N и подложки. Отсутствие таких композиций при изготовлении гетероструктур большого диаметра (от 100 мм и более) приведет к разрушению готовых гетероструктур III-N в процессе роста или при охлаждении за счет высоких механических напряжений, а также к возникновению больших значений прогиба (изгиба) гетероструктур, что значительно уменьшает производительность процесса изготовления по данному способу. Формирования кубической фазы III-N слоя на кремнии также сужает область применения, так как для большинства применений (светодиоды видимого спектра излучения, СВЧ и силовые транзисторы) требуется монокристаллическая гексагональная фаза (без включений инородных кристаллических фаз), например кристаллическая фаза GaN ориентированная в плоскости (0002).The first disadvantage of this method is the absence of any transitional or buffer compositions aimed at compensating mechanical stresses in the finished III-N heterostructure on a silicon substrate coated with a 3C-SiC layer formed due to the difference in the values of thermal linear expansion coefficients (TCLE) and parameter mismatch gratings of the growing layers III-N and the substrate. The absence of such compositions in the manufacture of heterostructures with a large diameter (from 100 mm and more) will lead to the destruction of finished III-N heterostructures during growth or upon cooling due to high mechanical stresses, as well as to the appearance of large deflection (bending) values of heterostructures, which significantly reduces the productivity of the manufacturing process according to this method. The formation of a cubic phase of the III-N layer on silicon also narrows the field of application, since for most applications (LEDs of the visible spectrum of radiation, microwave and power transistors) a monocrystalline hexagonal phase (without inclusions of foreign crystalline phases) is required, for example, the crystalline GaN phase oriented in the plane ( 0002).
Задача предлагаемого изобретения заключается в повышении структурного качества и уменьшении механических напряжений гетероэпитаксиальных слоев III-N соединений на монокристаллическом кремнии.The objective of the present invention is to improve the structural quality and reduce the mechanical stress of heteroepitaxial layers of III-N compounds on monocrystalline silicon.
Это достигается тем, что в способе изготовления гетероэпитаксиальных слоев III-N соединений на поверхности монокристаллического кремния, включающем формирование слоев III-N соединений на подложке кремния, покрытой слоем карбида кремния кубического политипа (3С-SiC), первоначально на поверхности кремния формируют сплошной монокристаллический слой 3С-SiC толщиной не более его критической толщины, затем на поверхности 3С-SiC наращивают первый слой нитрида алюминия при температуре не более 1000°С и второй слой нитрида алюминия при температуре не более 1250°С, после этого формируют сверхрешетку состава AlN/AlxGa1-xN (0,5≥Х≥0,3) с толщиной чередующихся слоев 10-15 нм при общей толщине не менее 200 нм и создают многослойную буферную композицию состава AlxGa1-xN, где X уменьшается от 0,3 до 0 по мере роста структуры, после чего наращивают монокристаллический слой нитрида галлия (GaN) гексагональной ориентации.This is achieved by the fact that in the method for manufacturing heteroepitaxial layers of III-N compounds on the surface of monocrystalline silicon, including the formation of layers of III-N compounds on a silicon substrate coated with a layer of silicon carbide of cubic polytype (3C-SiC), a continuous monocrystalline layer is initially formed on the
В результате формирования сплошного монокристаллического слоя 3С-SiC толщиной не более его критической толщины поверхность кремния полностью защищена от воздействия металлоорганических соединений и аммиака при последующем наращивании III-N слоев из газовой фазы. Металлоорганические соединения металлов III группы, например, такие как триметилгаллия (ТМГ), разрушают поверхность кремния при стандартно используемой температуре процесса (выше 900°С). Наличие паров аммиака в камере реактора при температуре выше 900°С приводит к нитридизации поверхности кремния, образуя аморфную прослойку Si3N4, на которой невозможно провести эпитаксиальный рост нитридов. Слой монокристаллического кубического карбида кремния играет роль химического барьера и защищает поверхность кремния от химически активной среды газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений (МОГФЭ), тем самым улучшая структурное совершенство формируемых слоев III-N. Кроме того, слой 3С-SiC выполняет роль буфера, компенсируя (уменьшая) напряжения в гетероэпитаксиальных слоях III-N. Как пример, различие в величинах ТКЛР между GaN (5.6×10-6 K-1) и Si (2.6×10-6 K-1) приводит к растрескиванию формируемых эпитаксиальных слоев после охлаждения гетероструктуры до комнатной температуры. В то же время 3С-SiC обладает ТКЛР около 4,5×10-6 K-1 и более близкой к III-N соединениям постоянной решетки 0,329 нм (рассогласование не более 4% с GaN и 1% с AlN). Использование слоя 3С-SiC обеспечивает уменьшение механических напряжений в кристаллической структуре III-N/Si. Превышение критической толщины при формировании слоя 3С-SiC приведет к релаксации упругих напряжений кристаллической решетки карбида кремния и образованию различных структурных дефектов.As a result of the formation of a continuous monocrystalline 3C-SiC layer with a thickness not exceeding its critical thickness, the silicon surface is completely protected from the action of organometallic compounds and ammonia with the subsequent growth of III-N layers from the gas phase. Organometallic compounds of Group III metals, for example, such as trimethylgallium (TMG), destroy the silicon surface at the standard process temperature used (above 900 ° C). The presence of ammonia vapors in the reactor chamber at temperatures above 900 ° C leads to nitridation of the silicon surface, forming an amorphous layer of Si 3 N 4 , on which it is impossible to carry out epitaxial growth of nitrides. A layer of monocrystalline cubic silicon carbide plays the role of a chemical barrier and protects the silicon surface from the chemically active medium of VOC from organometallic compounds (MOVPE), thereby improving the structural perfection of the formed III-N layers. In addition, the 3C-SiC layer acts as a buffer, compensating (decreasing) the stresses in the III-N heteroepitaxial layers. As an example, the difference in the LTEC values between GaN (5.6 × 10 -6 K -1 ) and Si (2.6 × 10 -6 K -1 ) leads to cracking of the formed epitaxial layers after cooling the heterostructure to room temperature. At the same time, 3C-SiC has an LTEC of about 4.5 × 10 -6 K -1 and a lattice constant of 0.329 nm closer to III-N compounds (the mismatch is no more than 4% with GaN and 1% with AlN). The use of a 3C-SiC layer provides a reduction in mechanical stresses in the III-N / Si crystal structure. Exceeding the critical thickness during the formation of the 3C-SiC layer will lead to relaxation of elastic stresses in the crystal lattice of silicon carbide and the formation of various structural defects.
В результате формирования первого слоя нитрида алюминия при температуре не более 1000°С формируется зародышевый слой, призванный снизить влияние кубической структуры на дефектность и напряжения в следующих III-N слоях. Формирование первого слоя при температуре выше 1000°С приведет к увеличению шероховатости поверхности слоя AlN в связи с возникновением большого количества ростовых дефектов, таких как краевые и прорастающие дислокации.As a result of the formation of the first layer of aluminum nitride at a temperature of no more than 1000 ° C, a seed layer is formed, designed to reduce the effect of the cubic structure on defectiveness and stresses in the next III-N layers. The formation of the first layer at temperatures above 1000 ° C will lead to an increase in the surface roughness of the AlN layer due to the appearance of a large number of growth defects, such as edge and threading dislocations.
После формирования второго слоя высокотемпературного нитрида алюминия при температуре не более 1250°С кристаллическая структура поверхности будет соответствовать необходимому значению параметра решетки гексагонального нитрида алюминия AlN(0002) с минимальной шероховатостью поверхности, в результате чего станет возможно выращивать любую вариацию тройного раствора AlxGa1-xN. Формирование второго слоя при температуре выше 1250°С приведет к увеличению шероховатости слоя AlN, в результате чего возрастет шероховатость последующих III-N слоев, включая GaN.After the formation of the second layer of high-temperature aluminum nitride at a temperature of no more than 1250 ° C, the crystal structure of the surface will correspond to the required value of the lattice parameter of hexagonal aluminum nitride AlN (0002) with a minimum surface roughness, as a result of which it will be possible to grow any variation of the ternary solution of Al x Ga 1- x N. The formation of the second layer at a temperature above 1250 ° C will lead to an increase in the roughness of the AlN layer, as a result of which the roughness of the subsequent III-N layers, including GaN, will increase.
Формирование сверхрешетки состава AlN/AlxGa1-xN при 0,5≥Х≥0,3 с толщиной чередующихся слоев 10-15 нм при общей толщине не менее 200 нм позволяет компенсировать механические напряжения, образованные разницей параметров решетки и ТКЛР формируемых слоев и подложки. Линейные дефекты, такие как прорастающие дислокации, обрываются на гетерограницах AlN/AlxGa1-xN. В результате плотность ростовых дефектов в последующей многослойной структуре состава AlxGa1-xN значительно снижена.The formation of a superlattice with the composition AlN / Al x Ga 1-x N at 0.5≥X≥0.3 with a thickness of alternating layers of 10-15 nm with a total thickness of at least 200 nm makes it possible to compensate for mechanical stresses formed by the difference in the lattice parameters and LTEC of the formed layers and substrates. Linear defects, such as threading dislocations, break off at AlN / Al x Ga 1-x N heterointerfaces. As a result, the density of growth defects in the subsequent Al x Ga 1-x N multilayer structure is significantly reduced.
Для достижения максимального структурного совершенства монокристаллического слоя GaN гексагональной ориентации формируется многослойная буферная композиция состава AlxGa1-xN, где X уменьшается от 0,3 до 0 и происходит плавный стехиометрический переход от тройного раствора AlxGa1-xN к монокристаллическому слою GaN. Количество слоев структуры состава AlxGa1-xN, требуемых для осуществления данного перехода к GaN, определяется экспериментально для каждого эксплуатируемого процесса и преимущественно зависит от выбранного метода роста и эпитаксиального оборудования. Общая толщина многослойной структуры задается равной толщине формируемого далее слоя GaN с целью соразмерной компенсации механических напряжений.To achieve the maximum structural perfection of a single-crystal GaN layer of a hexagonal orientation, a multilayer buffer composition of the composition Al x Ga 1-x N is formed, where X decreases from 0.3 to 0 and a smooth stoichiometric transition occurs from a ternary solution of Al x Ga 1-x N to a single crystal layer. GaN. The number of layers of the Al x Ga 1-x N structure required for this transition to GaN is determined experimentally for each operating process and mainly depends on the chosen growth method and epitaxial equipment. The total thickness of the multilayer structure is set equal to the thickness of the further formed GaN layer in order to commensurately compensate for mechanical stresses.
Графические изображенияGraphic images
На фиг. 1 схематично представлена принципиальная схема гетероструктуры Ga(Al)N/3C-SiC/Si, изготовленной предлагаемым способом.FIG. 1 schematically shows a schematic diagram of the Ga (Al) N / 3C-SiC / Si heterostructure manufactured by the proposed method.
На фиг. 2 представлено изображение поверхности слоя GaN толщиной 1 мкм на гетероструктуре Ga(Al)N/3C-SiC/Si с многослойной буферной композицией, полученное методом атомно-силовой микроскопии. Изображение демонстрирует принципиальную морфологию поверхности полученного монокристаллического слоя GaN, состоящего из гладких ростовых ступеней гексагональной ориентации.FIG. 2 shows an image of the surface of a 1 μm thick GaN layer on a Ga (Al) N / 3C-SiC / Si heterostructure with a multilayer buffer composition obtained by atomic force microscopy. The image demonstrates the fundamental morphology of the surface of the obtained single-crystal GaN layer, which consists of smooth growth steps of hexagonal orientation.
На фиг. 3 показаны результаты рентгенофазового (А) и рентгеноструктурного (Б) анализов гетероструктуры Ga(Al)N/3C-SiC/Si, выращенной на монокристаллической подложке кремния ориентацией Si(111) предлагаемым способом. Полученные результаты демонстрируют наличие четких отражений от гексагональных монокристаллических фаз III-N соединений и от монокристаллической гексагональной фазы GaN (0002). Малая ширина пиков показывает высокое структурное совершенство полученных III-N гетероэпитаксиальных слоев и монокристаллического слоя нитрида галлия.FIG. 3 shows the results of X-ray phase (A) and X-ray diffraction (B) analyzes of the Ga (Al) N / 3C-SiC / Si heterostructure grown on a single-crystal silicon substrate with the Si (111) orientation by the proposed method. The results obtained demonstrate the presence of clear reflections from the hexagonal single-crystal phases of III-N compounds and from the single-crystal hexagonal GaN (0002) phase. The small width of the peaks shows a high structural perfection of the obtained III-N heteroepitaxial layers and a single-crystal gallium nitride layer.
Способ изготовления гетероэпитаксиальных слоев III-N соединений на монокристаллическом кремнии со слоем 3С-SiC реализуется следующим образом. Подложку монокристаллического кремния располагают в реакторе. Происходит герметизация камеры реактора и откачка до давления 50-60 Торр. После нагрева поверхности подложки до температуры 900-1300°С производят подачу кремнийсодержащего реагента (например моносилана) и углеродсодержащего реагента (например этилена), происходит наращивание слоя 3С-SiC до толщины 20-100 нм. После этого производят продувку камеры реактора и нагрев поверхности подложки до температуры не выше 1000°С. Производится подача металлоорганических соединений III-группы (например, ТМГ и триметилаллюминия (ТМА)) и азотсодержащих реагентов (например газообразный аммиак). Далее производят формирование AlN слоя, обязательно используя низкотемпературную фазу роста и высокотемпературную. Низкотемпературный нитрид алюминия формируют при температурах от 800 до 1000°С. Высокотемпературный AlN - при температуре от 1000 до 1250°С. Далее формируют сверхрешетку состава AlN/AlxGa1-xN (0,5≥Х≥0,3) с толщиной чередующихся слоев 10-15 нм при общей толщине не менее 200 нм. Температуру роста сверхрешетки выбирают из стандартного диапазона, с учетом минимальной шероховатости образующейся поверхности. Формируют многослойную структуру состава AlxGa1-xN, где X уменьшается от 0,3 до 0 по мере роста структуры. После этого наращивают слой монокристаллического GaN требуемой толщины для последующего формирования активных приборных областей как in-situ, так и в отдельном эпитаксиальном процессе.The method of manufacturing heteroepitaxial layers of III-N compounds on monocrystalline silicon with a 3C-SiC layer is implemented as follows. A single crystal silicon substrate is placed in the reactor. The reactor chamber is sealed and pumped out to a pressure of 50-60 Torr. After heating the substrate surface to a temperature of 900-1300 ° C, a silicon-containing reagent (for example, monosilane) and a carbon-containing reagent (for example, ethylene) are supplied, the 3C-SiC layer is grown to a thickness of 20-100 nm. After that, the reactor chamber is purged and the substrate surface is heated to a temperature not exceeding 1000 ° C. The supply of organometallic compounds of the III-group (for example, TMG and trimethylaluminium (TMA)) and nitrogen-containing reagents (for example, gaseous ammonia) is carried out. Next, the AlN layer is formed, necessarily using a low-temperature growth phase and a high-temperature one. Low-temperature aluminum nitride is formed at temperatures from 800 to 1000 ° C. High-temperature AlN - at temperatures from 1000 to 1250 ° C. Next, a superlattice of composition AlN / Al x Ga 1-x N (0.5≥X≥0.3) is formed with a thickness of alternating layers of 10-15 nm with a total thickness of at least 200 nm. The growth temperature of the superlattice is selected from the standard range, taking into account the minimum roughness of the resulting surface. A multilayer structure of the composition Al x Ga 1-x N is formed, where X decreases from 0.3 to 0 as the structure grows. Thereafter, a single-crystal GaN layer of the required thickness is grown for the subsequent formation of active device regions both in-situ and in a separate epitaxial process.
Пример конкретного выполненияAn example of a specific implementation
Подложку из монокристаллического кремния с ориентацией рабочей поверхности Si(111) диаметром 100 мм с содержанием легирующей примеси от 1×1010 см-3 до 9×1016 см-3 помещают в МОГФЭ реактор, производят откачку до 100 Торр и нагревают до температуры 950°С. Производят подачу газообразных SiH4 и С2Н4 в равном соотношении при расходе 100 см3/мин. Формируют слой 3С-SiC толщиной 50 нм. После этого камера реактора продувается, подложку нагревают до температуры 750°С-1000°С, производят подачу ТМА расходом 15 см /мин с соотношением V/III более 1000 и формируют первый слой AlN (состав X=1). Затем рост продолжается при тех же потоках, но при высокой температуре подложки - 1200°С, формируя второй слой AlN (состав X=1). Затем формируется сверхрешетка состава AlN/Al0,3Ga0,7N за счет увеличивающегося по времени многократного открытия подачи ТМГ в камеру реактора. При этом формируются увеличивающиеся по толщине слои Al0,3Ga0,7N, а толщина прослоек AlN убывает. Количество слоев AlN и количество слоев Al0.3Ga0.7N равно 20. Последнее для сверхрешетки открытие ТМГ с потоком 20 см3/мин начинает формировать более толстый слой состава Al0.3Ga0.7N толщиной 300 нм. Следом за слоем Al0.3Ga0.7N происходит рост слоя Al0.2Ga0.8N 300 нм за счет увеличения потока ТМГ до значений 40 см3/мин. Затем выращивается Al0.1Ga0.9N 300 нм при потоках ТМА 5 см3/мин и ТМГ 40 см3/мин. Для роста слоя GaN поток ТМА перекрывают, наращивают монокристаллический слой GaN требуемой толщины.A single-crystal silicon substrate with an orientation of the Si (111) working
Предлагаемый способ в сравнении с прототипом обеспечивает следующие преимущества: защита поверхности кремния от разрушения газовыми реагентами в процессе эпитаксиального роста; подавление эффекта автолегирования кремния металлами III-группы в процессе роста (3С-SiC - химический барьер, в котором твердофазная диффузия данных элементов пренебрежительно мала); уменьшение механических напряжений в гетероструктуре за счет близких параметров решетки и ТКЛР карбида кремния и III-N соединений; уменьшение изгиба кремниевой подложки, что в дальнейшем положительно влияет на создание прибора; улучшение кристаллической структуры финального слоя III-N за счет плавного стехиометрического перехода от тройного раствора AlGaN к GaN.The proposed method, in comparison with the prototype, provides the following advantages: protection of the silicon surface from destruction by gaseous reagents during epitaxial growth; suppression of the effect of auto-doping of silicon with Group III metals during growth (3C-SiC is a chemical barrier in which the solid-phase diffusion of these elements is negligible); reduction of mechanical stresses in the heterostructure due to close lattice parameters and LTEC of silicon carbide and III-N compounds; reducing the bending of the silicon substrate, which subsequently has a positive effect on the design of the device; improvement of the crystal structure of the final III-N layer due to a smooth stoichiometric transition from a ternary solution of AlGaN to GaN.
ИСТОЧНИКИ ИНФОРМАЦИИINFORMATION SOURCES
1. Международная заявка 2013116747, опубл. 08.08.2013 г.1. International application 2013116747, publ. 08.08.2013
2. Патент США 9515222, опубл. 06.12.2016 г.2. US Patent 9515222, publ. 06.12.2016
3. Международная заявка 2018177552, опубл. 04.10.2018 г. – прототип.3. International application 2018177552, publ. 10/04/2018 - prototype.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2020122100A RU2750295C1 (en) | 2020-07-03 | 2020-07-03 | Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2020122100A RU2750295C1 (en) | 2020-07-03 | 2020-07-03 | Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2750295C1 true RU2750295C1 (en) | 2021-06-25 |
Family
ID=76504796
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2020122100A RU2750295C1 (en) | 2020-07-03 | 2020-07-03 | Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2750295C1 (en) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20030012984A1 (en) * | 2001-07-11 | 2003-01-16 | Tetsuzo Ueda | Buffer layer and growth method for subsequent epitaxial growth of III-V nitride semiconductors |
| US20060246688A1 (en) * | 2004-06-23 | 2006-11-02 | Canon Kabushiki Kaisha | Semiconductor film manufacturing method and substrate manufacturing method |
| US20090045412A1 (en) * | 2005-06-14 | 2009-02-19 | Showa Denko K.K. | Method for production of silicon carbide layer, gallium nitride semiconductor device and silicon substrate |
| US7972936B1 (en) * | 2009-02-03 | 2011-07-05 | Hrl Laboratories, Llc | Method of fabrication of heterogeneous integrated circuits and devices thereof |
| WO2018177552A1 (en) * | 2017-03-31 | 2018-10-04 | Cambridge Enterprise Limited | Zincblende structure group iii-nitride |
| RU2683103C1 (en) * | 2018-06-06 | 2019-03-26 | Общество с ограниченной ответственностью "Научно-технический центр "Новые технологии" | Method for producing plates of gallium nitride of sodium crystal |
-
2020
- 2020-07-03 RU RU2020122100A patent/RU2750295C1/en active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20030012984A1 (en) * | 2001-07-11 | 2003-01-16 | Tetsuzo Ueda | Buffer layer and growth method for subsequent epitaxial growth of III-V nitride semiconductors |
| US20060246688A1 (en) * | 2004-06-23 | 2006-11-02 | Canon Kabushiki Kaisha | Semiconductor film manufacturing method and substrate manufacturing method |
| US20090045412A1 (en) * | 2005-06-14 | 2009-02-19 | Showa Denko K.K. | Method for production of silicon carbide layer, gallium nitride semiconductor device and silicon substrate |
| US7972936B1 (en) * | 2009-02-03 | 2011-07-05 | Hrl Laboratories, Llc | Method of fabrication of heterogeneous integrated circuits and devices thereof |
| WO2018177552A1 (en) * | 2017-03-31 | 2018-10-04 | Cambridge Enterprise Limited | Zincblende structure group iii-nitride |
| RU2683103C1 (en) * | 2018-06-06 | 2019-03-26 | Общество с ограниченной ответственностью "Научно-технический центр "Новые технологии" | Method for producing plates of gallium nitride of sodium crystal |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5792209B2 (en) | Method for heteroepitaxial growth of high quality N-plane GaN, InN and AlN and their alloys by metalorganic chemical vapor deposition | |
| US9691712B2 (en) | Method of controlling stress in group-III nitride films deposited on substrates | |
| EP2064730B1 (en) | Nitride semiconductor structures with interlayer structures and methods of fabricating nitride semiconductor structures with interlayer structures | |
| JP5705399B2 (en) | Group III nitride materials with low dislocation density and methods related to the materials | |
| US7687293B2 (en) | Method for enhancing growth of semipolar (Al,In,Ga,B)N via metalorganic chemical vapor deposition | |
| EP1211715A2 (en) | A method for fabricating a IIIV nitride film | |
| KR100674829B1 (en) | Nitride-based semiconductor device and its manufacturing method | |
| JP5270348B2 (en) | Method for promoting growth of semipolar (Al, In, Ga, B) N by metalorganic chemical vapor deposition | |
| US9147734B2 (en) | High quality GaN high-voltage HFETs on silicon | |
| US7361522B2 (en) | Growing lower defect semiconductor crystals on highly lattice-mismatched substrates | |
| US6339014B1 (en) | Method for growing nitride compound semiconductor | |
| RU2750295C1 (en) | Method for producing heteroepitaxial layers of iii-n compounds on monocrystalline silicon with 3c-sic layer | |
| JP2006324512A (en) | Nitride semiconductor thin film and its manufacturing method | |
| JP4206609B2 (en) | Semiconductor device, manufacturing method thereof, and manufacturing method of semiconductor substrate | |
| KR100839224B1 (en) | Manufacturing method of BANN thick film | |
| Dumiszewska et al. | Problems with cracking of Al x Ga 1-x N layers. |