Investigación sobre el crecimiento epitaxial de 3C-SiC sobre sustratos de 4H-SiC +

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El carburo de silicio (SiC), debido a su alto campo eléctrico de ruptura crítico, alta conductividad térmica, excelente estabilidad de temperatura e inercia química, exhibe un gran potencial para aplicaciones en dispositivos electrónicos de alta temperatura y alta potencia. El SiC existe en varias formas cristalinas (politipos). Entre ellos, el 3C-SiC cúbico posee la banda prohibida más pequeña (2,3eV) y carece de efectos de polarización espontánea, lo que lo hace adecuado como material de canal para dispositivos electrónicos. A diferencia de las heterouniones tradicionales (p. ej., SiC/Si, AlGaN/GaN), la heterounión politipo 3C-SiC/4H-SiC ofrece las ventajas de una combinación de red y una composición química idéntica, lo que puede evitar problemas de interdifusión atómica, lo que la hace particularmente adecuada para dispositivos como los transistores de alta movilidad electrónica (HEMT).

Sin embargo, el crecimiento epitaxial del 3C-SiC todavía enfrenta numerosos desafíos, especialmente en lo que respecta al control de defectos. Los defectos de límite de posicionamiento doble (DPB) y los defectos de estructura en forma de súper V (SVSS) son los principales factores que afectan la calidad de las capas epitaxiales 3C-SiC. Este artículo sintetiza varias publicaciones relevantes para revisar el progreso de la investigación sobre los métodos de crecimiento epitaxial, los mecanismos de formación de defectos y la caracterización de las propiedades estructurales de las heteroestructuras 3C-SiC/4H-SiC.

1. Métodos de crecimiento epitaxial y optimización de procesos para 3C-SiC/4H-SiC

La mayoría de los estudios emplean deposición química de vapor (CVD) a alta temperatura para hacer crecer epitaxialmente 3C-SiC sobre sustratos de 4H-SiC. Un proceso de crecimiento típico incluye los siguientes pasos:

Pretratamiento del sustrato: Grabado in situ desde temperatura ambiente hasta 1600 °C en una atmósfera de H₂ para eliminar rayones y defectos de la superficie.

Epitaxia homogénea: homoepitaxia 4H-SiC a 1600 °C para formar agrupaciones escalonadas, proporcionando una plataforma para la posterior nucleación de 3C-SiC.

Etapa de nucleación: la temperatura se reduce a 1550 °C y se introducen SiH₄ y C₃H₈ para la nucleación 3C-SiC.

Crecimiento heteroepitaxial: la temperatura se reduce aún más a 1500 °C-1580 °C para el crecimiento de la capa epitaxial 3C-SiC.

Xin et al. investigaron sistemáticamente la influencia de cada paso en la morfología de la superficie y los defectos a través de un experimento de cuatro pasos, y descubrieron que los defectos de DPB en condiciones de alta temperatura exhibían protuberancias en forma de "montículos" en lugar de los tradicionales surcos poco profundos.

Investigadores como Jiao et al. utilizó metiltriclorosilano (MTS) como precursor, simplificando significativamente el flujo del proceso y logrando una tasa de crecimiento ultra alta de 278 μm/h a 1500 °C, mejorando notablemente la eficiencia epitaxial y reduciendo los costos. Este estudio también comparó sistemáticamente los comportamientos epitaxial y de oxidación de cuatro tipos de muestras: cara Si/tipo n, cara C/tipo n, cara Si/semiaislante y cara C/semiaislante.

2. Mecanismos de defectos y caracterización estructural

2.1 Defectos de DPB en 3C-SiC en crecimiento de 4H-SiC con cara de Si

Durante la epitaxia 3C-SiC en la cara Si 4H-SiC, se forman defectos DPB debido a la existencia de dos secuencias de apilamiento (tipos 3C-I y 3C-II). El análisis mediante microscopía electrónica de transmisión (TEM) y difracción electrónica de área seleccionada (SAED) reveló que los defectos DPB exhiben una estructura en forma de V, compuesta de límites incoherentes entre dos regiones gemelas (Twin-I y Twin-II). Feng et al. propusieron un modelo cinético basado en la migración de adatoms, que explica la extensión lineal de los límites en forma de V y el mecanismo de formación de DPB no lineales.

Fig. 1 (a) Imagen TEM transversal de 3C-SiC en cara de Si 4H-SiC medida a lo largo del eje [-2110] con bajo aumento; (b), (c) y (d) muestran patrones de SAED obtenidos de las regiones inferiores izquierda, derecha y central de la epicapa, respectivamente.

2.2 Defectos de SVSS y compuestos policristalinos en 3C-SiC en crecimiento de 4H-SiC con cara C

En 3C-SiC cultivado sobre 4H-SiC con cara C, se observan con frecuencia estructuras en forma de súper V (SVSS) y defectos compuestos policristalinos. SVSS consta de un punto saliente alto y dos brazos rectos que se extienden varios milímetros. Su formación está relacionada con la migración de adatoms en las direcciones de flujo escalonado y anti-flujo escalonado. Feng et al. observaron que el vértice de un SVSS generalmente es causado por nucleación policristalina, con ángulos de brazo que oscilan entre 50 ° y 90 °, dependiendo de las condiciones de crecimiento.

Fig. 2 Imágenes ópticas de diferentes muestras epitaxiales de 3C-SiC que muestran defectos de SVSS

2.3 Morfología de la superficie y análisis de la calidad del cristal de 3C-SiC

Las imágenes de microscopía de fuerza atómica (AFM) y microscopía electrónica de barrido (SEM) muestran que los defectos DPB en la cara de Si presentan una estructura en capas con una altura de aproximadamente 0,15 μm, mientras que los defectos de nucleación policristalina en la cara C exhiben estructuras en forma de islas con alturas de hasta 1,75 μm. Los análisis de difracción de rayos X (XRD) y espectroscopía Raman indican que la calidad cristalina de las epicapas de cara de Si es superior a la de las epicapas de cara C, donde la nucleación policristalina conduce a una disposición cristalina desordenada.

Fig. 3 Imágenes AFM de películas 3C-SiC en (a) cara C y (b) sustratos 4H-SiC de cara Si; Morfología SEM esquemática para (c) cara C y (d) cara Si

3. Influencia de la temperatura de crecimiento en las propiedades de las epicapas de 3C-SiC

Wang y cols. Estudió sistemáticamente el impacto de la temperatura de crecimiento (1530°C–1580°C) en las propiedades de las películas de 3C-SiC sobre sustratos de 4H-SiC:

Análisis XRD: a medida que la temperatura disminuyó de 1580 °C a 1550 °C, el ancho total a la mitad del máximo (FWHM) de los picos de difracción y la densidad de dislocación disminuyeron gradualmente, lo que indica una mejor calidad del cristal. La calidad se degradó tras una reducción adicional a 1530 °C.

Fig. 4 Patrones de XRD de películas de 3C/4H-SiC cultivadas a diferentes temperaturas, medidas a temperatura ambiente

Espectroscopía Raman: la posición del pico óptico transversal (TO) cambió a una frecuencia más baja al aumentar la temperatura, lo que indica cambios en la tensión de la red. Las pruebas Raman de temperatura variable mostraron un corrimiento al rojo de la posición del pico TO con el aumento de la temperatura, con el ancho del pico influenciado por procesos de tres y cuatro fonones.

Fig. 5 Espectros de dispersión Raman de 3C/4H-SiC cultivado a diferentes temperaturas, bajo diferentes longitudes de onda láser

Análisis XPS: la superficie contenía enlaces químicos como Si – C, Si – O, C – C y C – O. Las muestras de alta temperatura tenían una capa superficial C – H / C – C más delgada, lo que sugiere una superficie más limpia.

Fig. 6 Espectros XPS de películas de 3C/4H-SiC cultivadas a diferentes temperaturas epitaxiales

Se han logrado avances significativos en la tecnología de crecimiento epitaxial de 3C-SiC sobre sustratos de 4H-SiC, particularmente en la optimización de procesos CVD de alta temperatura, la comprensión de los mecanismos de defectos y el control de la calidad de los cristales. La epitaxia de la cara Si se enfrenta predominantemente a los defectos de DPB, mientras que la epitaxia de la cara C se enfrenta principalmente a SVSS y nucleación policristalina. La temperatura de crecimiento influye significativamente en la calidad del cristal, el estado de la superficie y las propiedades ópticas de las epicapas, identificándose 1550 °C como una temperatura relativamente óptima. Las investigaciones futuras deberían continuar explorando procesos epitaxiales más eficientes y con pocos defectos, combinados con ingeniería de interfaz y técnicas de posprocesamiento, para mejorar aún más el potencial de aplicación de las heterouniones 3C-SiC/4H-SiC en dispositivos electrónicos de potencia.

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Referencias:

1. Xin, B., Jia, RX, Hu, JC, Tsai, CY, Lin, HH y Zhang, YM (2015). Un experimento paso a paso de crecimiento heteroepitaxial de 3C-SiC sobre 4H-SiC mediante CVD. Ciencias de superficies aplicadas, 357, 985-993.
2. Jingyi, J., Zhao, S., Li, Y., Wei, M., Yan, G. y Liu, X. (2024). Capas heteroepitaxiales gruesas de 3C-SiC inducidas por una tasa de crecimiento ultraalta sobre 4H-SiC y sus características de oxidación. Vacío, 229, 113588.
3. Feng, ZC, Lin, HH, Xin, B., Tsai, SJ, Saravade, V., Yiin, J.,… y Ferguson, IT (2023). Características estructurales de películas delgadas de 3C-SiC cultivadas sobre sustratos de 4H-SiC con cara de Si y cara C mediante deposición química de vapor a alta temperatura. Vacío, 207, 111643.
4. Wang, B., Yin, J., Chen, D., Long, X., Li, L., Lin, HH,… y Wan, L. (2021). Propiedades ópticas y de superficie de películas epitaxiales delgadas de 3C-SiC cultivadas a diferentes temperaturas sobre sustratos de 4H-SiC. Superredes y microestructuras, 156, 106960.