図3に示すように、高品質かつ効率的なSiC単結晶の提供を目的とした主な技術は、液相エピタキシー(LPE)、物理気相輸送(PVT)、および高温化学気相成長(HTCVD)の3つです。 PVT は、SiC 単結晶を製造するための十分に確立されたプロセスであり、大手ウェーハ メーカーで広く使用されています。
ただし、3 つのプロセスはすべて急速に進化し、革新しています。将来的にどのプロセスが広く採用されるかはまだわかりません。特に、近年、溶液成長による高品質なSiC単結晶の作製がかなりの速度で行われることが報告されており、液相中でのSiCバルク成長は昇華法や蒸着法に比べて必要な温度が低く、Pの生成に優れていることが実証されています。タイプのSiC基板(表3)[33、34]。
図 3: 3 つの主要な SiC 単結晶成長技術の概略図: (a) 液相エピタキシー。 (b) 物理的な蒸気輸送。 (c) 高温化学気相成長法
表 3: SiC 単結晶成長のための LPE、PVT、および HTCVD の比較 [33、34]
溶液成長は化合物半導体を製造するための標準的な技術です [36]。 1960 年代以来、研究者は溶液中での結晶の開発を試みてきました [37]。この技術が開発されれば、成長表面の過飽和をうまく制御できるため、溶液法は高品質の単結晶インゴットを得る技術として期待されています。
SiC 単結晶の溶液成長では、Si ソースは高純度の Si 溶融物から生じますが、グラファイトるつぼはヒーターと C 溶質ソースという 2 つの目的を果たします。 C と Si の比率が 1 に近い場合、SiC 単結晶は理想的な化学量論比の下で成長する可能性が高く、欠陥密度が低いことを示しています [28]。しかし、大気圧では、SiC は融点を示さず、約 2,000 °C を超える温度で蒸発により直接分解します。理論的予想によれば、SiC 溶融物は、温度勾配と溶液系による Si-C 二元状態図 (図 4) からわかるように、厳しい条件下でのみ形成されます。 Si 溶融物中の C が多いほど、1at.% から 13at.% まで変化します。 C 過飽和を推進すると成長速度が速くなりますが、成長の C 力が低いのは、109 Pa の圧力と 3,200 °C 以上の温度が支配的な C 過飽和です。過飽和により滑らかな表面が生成されます [22、36-38]。温度が 1,400 ~ 2,800 °C の場合、Si 溶融物中の C の溶解度は 1at.% から 13at.% まで変化します。成長の原動力は、温度勾配と溶液系によって支配される C の過飽和です。 C の過飽和が高いほど成長速度は速くなりますが、C の過飽和が低いと滑らかな表面が生成されます [22、36-38]。
遷移金属元素または希土類元素のドーピングは、成長温度を効果的に下げるだけでなく、Si溶融物中の炭素の溶解度を大幅に改善する唯一の方法であると思われます。 Ti [8, 14-16, 19, 40-52]、Cr [29, 30, 43, 50, 53-75]、Co [63, 76]、Fe [77-] などの遷移族金属の添加Si融液にCe[81]、Y[82]、Scなどの希土類金属を添加すると、熱力学的平衡に近い状態で炭素の溶解度が50at.%を超えます。さらに、LPE 技術は SiC の P 型ドーピングに適しており、これは Al を合金化することで実現できます。
溶媒[50、53、56、59、64、71-73、82、83]。ただし、Al の導入は P 型 SiC 単結晶の抵抗率の増加につながります [49, 56]。窒素ドーピング下での N 型成長とは別に、
溶液成長は通常、不活性ガス雰囲気中で進行します。ヘリウム (He) はアルゴンより高価ですが、粘度が低く、熱伝導率が高い (アルゴンの 8 倍) ため、多くの学者に好まれています [85]。 4H-SiC の移動速度と Cr 含有量は He および Ar 雰囲気下では同様であり、He 雰囲気下での成長はシードホルダーの熱放散が大きいため、Ar 雰囲気下での成長よりも高い成長速度をもたらすことが証明されています [68]。 He は、成長した結晶内の空隙の形成と溶液中での自発的な核生成を妨げ、滑らかな表面形態を得ることができます [86]。
本稿では、SiC デバイスの開発、応用、特性、および SiC 単結晶を成長させるための 3 つの主な方法を紹介しました。次のセクションでは、現在のソリューション拡張手法と対応する主要なパラメーターをレビューしました。最後に、溶液法によるSiC単結晶のバルク成長に関する課題と今後の取り組みについて議論した展望が提案されました。
投稿日時: 2024 年 7 月 1 日