ES2602565T3 - Lingote de carburo de silicio monocristalino, y sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del lingote de carburo de silicio monocristalino - Google Patents

Lingote de carburo de silicio monocristalino, y sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del lingote de carburo de silicio monocristalino Download PDF

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Abstract

Un lingote de carburo de silicio monocristalino, que comprende carburo de silicio monocristalino que contiene una impureza del tipo donante en una concentración de 2 x 1018 cm-3 a 6 x 1020 cm-3 y una impureza del tipo aceptante en una concentración de 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3 y donde la concentración de la impureza del tipo donante es mayor que la concentración de la impureza del tipo aceptante y la diferencia es 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3.

Description

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DESCRIPCION
Lingote de carburo de silicio monocristalino, y sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del lingote de carburo de silicio monocristalino
Campo tecnico
Esta invencion se refiere a un lingote de carburo de silicio monocristalino, y a un sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del mismo, particularmente a un lingote grande monocristalino, y a un sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del mismo, que son de buena calidad adecuada para una oblea sustrato de un dispositivo electronico.
Antecedentes de la tecnica
Debido a sus propiedades ffsicas y qmmicas sobresalientes, que incluyen excelentes resistencias termica, mecanica y a la radiacion, el carburo de silicio (SiC) ha atrafdo la atencion como un material semiconductor medioambientalmente fuerte. Por otra parte, en los ultimos anos se ha visto un aumento de la demanda de sustratos de SiC monocristalino para usar como obleas sustrato en dispositivos opticos de longitudes de onda cortas en la region espectral del azul al UV, dispositivos electronicos de alta frecuencia, dispositivos electronicos de alta tension de ruptura y similares. Sin embargo, aun no se ha establecido ninguna tecnologfa de crecimiento de cristales que permita un suministro fiable a escala industrial de SiC monocristalino de gran area de alta calidad. Por lo tanto, la utilizacion practica de SiC ha estado impedida a pesar de sus muchos meritos y de su alto potencial.
Hasta ahora, el SiC monocristalino de un tamano utilizable para la fabricacion de dispositivos semiconductores se ha obtenido a escala industrial usando, por ejemplo, el procedimiento de recristalizacion por sublimacion (procedimiento Lely). Sin embargo, el monocristal obtenido por este metodo es de pequena area, y sus dimensiones y forma son diffciles de controlar. Por otra parte, el control del politipo de cristal y de la concentracion del vehnculo dopante del SiC tampoco es facil. Por otra parte, se esta produciendo SiC monocristalino cubico mediante crecimiento heteroepitaxial, es decir, crecimiento sobre un sustrato de un tipo diferente como silicio (Si), usando deposicion qmmica en fase de vapor (CVD). Aunque mediante este procedimiento puede obtenerse un monocristal de gran area, el SiC monocristalino de alta calidad es diffcil de producir porque el aproximadamente 20% de desajuste de red entre el SiC y el sustrato causa la facil aparicion de fallos de apilamiento y defectos en el cristal.
El procedimiento de Lely modificado, el cual lleva a cabo una recristalizacion por sublimacion usando un sustrato de SiC monocristalino como semilla, se desarrollo para superar estos problemas (Yu. M. Tairov y F. Tsvetkov, Journal of Crystal Growth, vol. 52 (1981) pp. 146-150). El procedimiento de Lely modificado esta en uso en muchas instituciones de investigacion.
Debido a su uso como un cristal semilla, el procedimiento puede controlar el procedimiento de nucleacion del cristal y, controlando la presion ambiente del gas inerte en alrededor de 100 Pa a 15 kPa, puede controlar la velocidad de crecimiento y parametros similares con buena reproducibilidad.
El principio del procedimiento de Lely modificado se explicara con referencia a la Fig. 1. El SiC monocristalino usado como cristal semilla y el polvo de SiC monocristalino usado como materia prima se colocan en un crisol (usualmente fabricado de grafito) y se calienta hasta 2000 a 2400°C en una atmosfera de argon u otro gas inerte (133 a 13,3 kPa). Se establece un gradiente de temperatura durante el calentamiento de modo que la temperatura del cristal semilla sea ligeramente menor que la temperatura del polvo materia prima. Debido a su gradiente de concentracion (producido por el gradiente de temperatura), la materia prima sublimada es dispersada hacia el y transportada al cristal semilla. El crecimiento del monocristal se produce cuando el gas materia prima que alcanza el cristal semilla recristaliza sobre el cristal semilla. La resistividad del cristal puede controlarse durante el crecimiento anadiendo un gas dopante a la atmosfera de gas inerte o mezclando un elemento dopante o un compuesto del mismo al polvo materia prima de SiC. Las impurezas sustitutivas tfpicas usadas para dopar SiC monocristalino incluyen nitrogeno (tipo n), boro (tipo p) y aluminio (tipo p). El procedimiento de Lely modificado hace posible que el SiC monocristalino crezca mientras se controla su politipo (6H, 4H, 15R y otros politipos), forma, y tipo de soporte y concentracion.
Actualmente, se estan produciendo sustratos de SiC monocristalino de 50,8 mm a 76,2 mm mediante el procedimiento de Lely modificado y se usan en el crecimiento de pelfculas epitaxiales y en la fabricacion de dispositivos. Sin embargo, la fabricacion de dispositivos de alta resolucion ha estado impedida por la presencia de dislocaciones (defectos en el cristal semejantes a lmeas) en los sustratos de SiC monocristalino en la tasa de varias decenas de miles a varios millones por centfmetro cuadrado. La reduccion de las dislocaciones en el plano basal presentes en el plano basal (0001) es particularmente deseable porque se sabe que degradan la fiabilidad de los dispositivos de SiC.
Se ha informado que las dislocaciones en el plano basal se producen y proliferan como resultado del estres termico sostenido por el cristal durante el crecimiento. Durante el crecimiento del cristal, el estres termico que actua sobre las dislocaciones en el plano basal introducidas en el SiC monocristalino provoca que se deslicen, y el deslizamiento promueve la aparicion de dislocaciones del tipo Frank-Read (S. Ha, G. S. Rohrer, M. Skowronski, V. D. Heydemann, and D. W. Snyder, Material Science and Forum, Vols. 338-342 (2000) p. 67-70, y N. Ohtani, M. Katsuno, H. Tsuge,
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T. Fujimoto, M. Nakabayashi, H.Yashiro, M. Sawamura, T. Aigo, and H. Hoshino, Japanese Journal of Applied Physics, Vol. 45 (2006) p. 1738-1742). La proliferacion de estas dislocaciones en el plano basal aumenta mucho la densidad de dislocaciones en el plano basal en el SiC monocristalino. La densidad de picaduras por decapado atribuible a dislocaciones en el plano basal medida en el sustrato de SiC monocristalino a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si esta ordinariamente muy por encima de 1 x 104 cm-2.
El documento JP 2007/320790 A describe un metodo para producir un monocristal de carburo de silicio, que comprende hacer crecer un monocristal de carburo de silicio en masa sobre un cristal semilla, teniendo el monocristal de carburo de silicio poca variacion en la concentracion en todo el lingote y teniendo una excelente uniformidad utilizando, como un metodo de adicion de un elemento donante y un elemento aceptante, un metodo que usa una fuente de gas que contiene cada elemento o un metodo que usa un polvo materia prima de SiC que contiene el elemento aceptante y que tiene un area superficial espedfica de <= 0,1 m2/g en una atmosfera de gas mixta que contiene nitrogeno.
El documento JP 10-182296 A describe un metodo para producir un monocristal de carburo de silicio por el metodo de recristalizacion por sublimacion usando cristales semilla en una atmosfera de crecimiento que contiene una alta concentracion de impurezas, mediante lo cual se obtiene un monocristal de carburo de silicio que tiene pocos defectos tipo microtubos.
El documento JP 9-157092 A describe un lingote monocristal de carburo de silicio que comprende una seccion de cristal semilla, una seccion capa amortiguadora que contiene una impureza a 1/20 del lfmite de la disolucion solida para controlar la generacion de defectos tipo microtubos y una parte cuerpo en la cual se controlan a deseo el polimorfismo cristalino y la concentracion de impurezas.
Takahashi et al. describieron el crecimiento por sublimacion de monocristales de SiC 6H y 4H por el metodo de Lely modificado y examinaron las propiedades de transporte de los cristales en las direcciones paralela y perpendicular del plano basal [0001] mediante medidas de van der Pauw y de la barra de resistencia usando muestras orientas 5° hacia fuera de [0001] (Takahashi J. et al. Journal of Crystal Growth, vol. 181 (1997) p. 229-240).
Sumario de la invencion
Como se ha puesto de manifiesto en lo precedente, las dislocaciones en el plano basal aparecen en el deslizamiento del SiC monocristalino debido al estres termico que actua sobre ellas durante el crecimiento del monocristal, y este deslizamiento aumenta la densidad de las dislocaciones en el plano basal. La reduccion del estres termico que actua sobre el cristal durante el crecimiento es por lo tanto necesaria para reducir la aparicion de dislocaciones en el plano basal en el SiC monocristalino. Aunque varias innovaciones y mejoras se han centrado en minimizar el estres termico, el grado de minimizacion posible esta limitado en un sistema que utiliza un gradiente termico para impulsar el crecimiento del cristal.
La presente invencion se hizo a la luz de estas circunstancias y esta dirigida a proporcionar un lingote de carburo de silicio monocristalino capaz de proporcionar un sustrato de buena calidad con pocas dislocaciones en el plano basal, y un sustrato y oblea epitaxial obtenidos a partir del mismo
La presente invencion proporciona:
(1) Un lingote de carburo de silicio monocristalino que comprende carburo de silicio (SiC) monocristalino que contiene una impureza del tipo donante en una concentracion de 2 x 1018 cm-3 a 6 x 1020 cm-3 y una
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impureza del tipo aceptante en una concentracion de 1 x 10 cm- a 5,99 x 10 cm- y donde la
concentracion de la impureza del tipo donante es mayor que la concentracion de la impureza del tipo aceptante y la diferencia es 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3.
(2) Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun (1), donde la diferencia entre la concentracion de la impureza del tipo donante y la concentracion de la impureza del tipo aceptante es 6 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm'3.
(3) Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun (1) o (2), donde el politipo cristalino del SiC monocristalino es 4H.
(4) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (3), donde la impureza del tipo donante es nitrogeno.
(5) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (4), donde la impureza del tipo aceptante es boro.
(6) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (4), donde la impureza del tipo aceptante es aluminio.
(7) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (6), donde el diametro del lingote es 50 mm a 300 mm.
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(8) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (7), donde la densidad de picaduras por decapado causada por dislocaciones en el plano basal medidas en un sustrato de SiC monocristalino cortado del lingote en un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y pulido es 1 x 104 cm-2 o menos.
(9) Un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (7), donde la densidad de picaduras por decapado causada por dislocaciones en el plano basal medidas en un sustrato de SiC monocristalino cortado del lingote en un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y pulido es 5 x 103 cm-2 o menos.
(10) Un sustrato de SiC monocristalino cortado de un lingote de SiC monocristalino segun cualquiera de (1) a (7) y pulido.
(11) Una oblea epitaxial de SiC obtenida haciendo crecer epitaxialmente una pelfcula de SiC sobre el sustrato de SiC monocristalino de (10).
(12) Una oblea epitaxial de SiC obtenida haciendo crecer epitaxialmente nitruro de galio (GaN), nitruro de aluminio (AlN), nitruro de indio (InN) o uno de sus cristales mixtos sobre el sustrato de SiC monocristalino de (10).
Breve descripcion de los dibujos
La fig. 1 es un diagrama para explicar el principio del procedimiento de Lely modificado.
La fig. 2 es un diagrama de bloques que muestra un ejemplo de un aparato para hacer crecer monocristales en el metodo de producir un lingote de carburo de silicio monocristalino segun la presente invencion.
El mejor modo de llevar a cabo la invencion
El sustrato de SiC monocristalino del lingote de SiC monocristalino de la invencion contiene una impureza del tipo
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donante en una concentracion de 2 x 10 cm- a 6 x 10 cm- y una impureza del tipo aceptante en una
concentracion de 1 x 10 cm- a 5,99 x 10 cm-, la concentracion de la impureza del tipo donante es mayor que la concentracion de la impureza del tipo aceptante y la diferencia es 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3. Como resultado, puede reducirse el numero de defectos por dislocaciones en el SiC monocristalino.
En primer lugar se explicara el metodo de producir el lingote de SiC monocristalino de la presente invencion. En el metodo de producir el lingote de SiC monocristalino de la presente invencion se produce un lingote monocristalino de SiC en masa haciendo crecer SiC monocristalino sobre un cristal semilla compuesto de SiC monocristalino, por un procedimiento que hace crecer un monocristal de carburo de silicio el cual contiene una impureza del tipo donante en una concentracion de 2 x 1018 cm-3 a 6 x 1020 cm-3 y una impureza del tipo aceptante en una concentracion de 1 x 10 cm- a 5,99 x 10 cm- , y donde la concentracion de la impureza del tipo donante es mayor que la concentracion de la impureza del tipo aceptante y la diferencia es 1 x 10 cm- a 5,99 x 10 cm-. Los inventores llevaron a cabo numerosos experimentos de crecimiento de cristales por medio de los cuales descubrieron que la densidad de dislocaciones en el plano basal del SiC monocristalino de baja resistividad se reduce notablemente cuando el crecimiento del cristal se lleva a cabo para controlar la concentracion de impureza del tipo donante y la concentracion de impureza del tipo aceptante en estas concentraciones prescritas.
El mecanismo mediante el cual puede reducirse la densidad de dislocaciones en el plano basal se trata en lo que sigue.
La densidad de dislocaciones en el plano basal se convierte en alta durante el crecimiento del SiC monocristalino porque, como se senalo en lo precedente, las dislocaciones experimentan un deslizamiento que aumenta la aparicion de dislocaciones del tipo Frank-Read. Este deslizamiento de las dislocaciones esta impulsado por el estres termico que actua sobre el SiC monocristalino durante el crecimiento. Sin embargo, como se menciono anteriormente, hay un lfmite de hasta donde puede reducirse el estres termico.
Los inventores estudiaron como controlar el deslizamiento de las dislocaciones mediante un metodo diferente de la reduccion del estres termico. Un metodo usado para inhibir el deslizamiento de las dislocaciones en un cristal metalico es anadir una impureza al cristal que clava (inmoviliza) las dislocaciones. Por lo tanto, los inventores investigaron si el nitrogeno, una impureza del tipo donante normalmente anadida al SiC monocristalino para disminuir la resistividad, exhibfa tal actividad inmovilizante. Sin embargo, no se observo ningun efecto de inhibicion del deslizamiento de las dislocaciones cuando la cantidad de nitrogeno anadida fue 1 x 1019 cm-3 o mayor.
A continuacion, los inventores llevaron a cabo un estudio sobre la base de numerosos experimentos para determinar si cualquier otra impureza tema tal efecto. Como resultado, aprendieron que la impureza con propiedad electrica tipo aceptante presente en el carburo de silicio monocristalino exhibe tal actividad. Se encontro que particularmente el boro, aluminio y otras impurezas tipo aceptante que forman niveles aceptantes relativamente superficiales exhiben un pronunciado efecto inmovilizante. La profundidad de los niveles de tal impureza del tipo aceptante es preferiblemente alrededor de 500 mV o menos, de modo que, ademas del boro y del aluminio, el galio, el berilio y elementos similares tambien son candidatos. Cuando se anade tal impureza del tipo aceptante al carburo de silicio
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monocristalino en una concentracion de 1 x 1018 cm-3 o mayor, puede inhibirse el deslizamiento de las dislocaciones del plano basal, permitiendo de este modo la produccion de un cristal con una baja densidad de dislocaciones. Sin embargo, cuando se anade mucho de esta impureza del tipo aceptante, la resistividad electrica del SiC monocristalino se convierte en relativamente alta (aproximadamente 1 Q o mayor), de modo que es imposible obtener SiC monocristalino de baja resistividad (aproximadamente 0,1 Q o menor) util para dispositivos de potencia y similares.
En la presente invencion, este problema se supera haciendo la concentracion de la impureza del tipo donante anadida al SiC monocristalino mayor que la concentracion de la impureza del tipo aceptante. La adicion de la impureza del tipo aceptante hasta una concentracion de 1 x 1018 cm-3 o mayor inhibe el deslizamiento de las dislocaciones del plano basal en el SiC monocristalino y, junto con la simultanea adicion de mas impureza del tipo donante que impureza del tipo aceptante y hacer la diferencia 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3, permite la produccion de un lingote de SiC monocristalino que tiene una baja resistividad (0,1 Q o menor) y tambien una baja densidad de dislocaciones en el plano basal. El nitrogeno es la impureza del tipo donante preferida debido a su buena activacion, facilidad de manejo y simplicidad del metodo de adicion, pero tambien se pueden usar impurezas del tipo donante diferentes del nitrogeno, tales como fosforo y arsenico.
El lingote de SiC monocristalino que tiene la concentracion de la impureza del tipo donante y la concentracion de la impureza del tipo aceptante anteriormente dichas puede hacerse usando varios metodos de adicion de impurezas. Por ejemplo, la impureza puede anadirse como un gas suministrado durante el crecimiento del cristal o puede anadirse como un solido (polvo elemental o mixto) mezclado de antemano con el material de SiC en polvo. En estos casos, la concentracion de impureza deseada puede conseguirse regulando el caudal gaseoso de impureza o la cantidad anadida de impureza solida (polvo).
La concentracion de la impureza del tipo aceptante se especifica como 1 x 10 cm- a 5,99 x 10 cm- . Cuando la concentracion de la impureza del tipo aceptante es menor que 1 x 1018 cm-3, la impureza no exhibe ningun efecto inmovilizante de las dislocaciones. Cuando supera 5,99 x 1018 cm-3, no puede obtenerse SiC monocristalino de baja resistividad.
La concentracion de la impureza del tipo donante se especifica como 2 x 10 cm- a 6 x 10 cm- . Cuando la concentracion de la impureza del tipo donante es menor que 2 x 1018 cm-3, no puede obtenerse SiC monocristalino de baja resistividad. Cuando supera 6 x 1018 cm-3, la cristalinidad del SiC monocristalino se degrada porque la impureza del tipo donante supera su lfmite de solubilidad en el solido.
La diferencia de concentraciones entre la impureza del tipo donante y la impureza del tipo aceptante se especifica como 1 x 10 cm-3 a 5,99 x 10 cm-3, y preferiblemente como 6 x 10 cm-3 a 5,99 x 10 cm-3. Cuando la diferencia de concentraciones entre la impureza del tipo donante y la impureza del tipo aceptante es menor que 1 x 1018 cm-3, no puede obtenerse SiC monocristalino de baja resistividad. Cuando supera 5,99 x 1018 cm-3, el efecto inmovilizante de las dislocaciones es inadecuado y se produce la degradacion de la cristalinidad. Cuando la diferencia de concentraciones entre la impureza del tipo donante y la impureza del tipo aceptante se hace 6 x 1018 cm-3 o mayor, la resistividad del SiC monocristalino es 0,04 Q o menos, lo cual es ideal para un dispositivo de SiC en polvo cuyo sustrato conduce la electricidad.
El politipo del SiC monocristalino puede ser cubico (3C), hexagonal (6H, o 4H), o romboedrico (15R), por ejemplo. Entre estos, los cristales de los politipos hexagonales 6H y 4H son los mejores para aplicaciones de dispositivos en polvo debido al tamano de las anchuras de sus bandas prohibidas, entre otras propiedades, y han sido usados para producir muchos dispositivos hasta ahora. Sin embargo, recientemente se encontro que la movilidad electronica del SiC monocristalino del politipo 4H es mas que dos veces la del politipo 6H, y esto, mas el hecho de que la anisotropfa de su conductividad electrica es mas pequena, ha llevado a que casi todos los dispositivos de SiC en polvo se produzcan actualmente usando sustratos de SiC monocristalino del politipo 4H.
Cuando el lingote de SiC monocristalino de la presente invencion tiene un diametro de 50 mm a 300 mm, la produccion de varios dispositivos usando sustratos obtenidos a partir del lingote puede llevarse a cabo usando una imea de produccion ya establecida industrialmente para sustratos semiconductores convencionales (por ej., Si, GaAs), y como tal, es adecuado para la produccion en masa.
Por otra parte, la densidad de dislocaciones en el plano basal de un sustrato cortado de tal lingote de SiC monocristalino y pulido, evaluada en terminos de la densidad de picaduras por decapado para un sustrato con un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si, fue 1 x 104 cm-2 o menos, el cual es un valor bajo que hace posible aumentar la fiabilidad de un dispositivo fabricado sobre el sustrato.
La razon de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal en terminos de la densidad de picaduras por decapado de un angulo hacia fuera del sustrato es que la densidad de dislocaciones en el plano basal es diffcil de evaluar usando un sustrato sin ningun angulo hacia fuera porque las dislocaciones en el plano basal y la superficie del sustrato no se cortan. La razon de definir el angulo hacia fuera del sustrato como 8° del plano (0001) del Si es que, en general, en la etapa de crecimiento homoepitaxial del SiC, que es el siguiente procedimiento en la produccion del sustrato, se usa un sustrato con un angulo de 8° hacia fuera en la direccion (11-20).
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En el crecimiento homoepitaxial del SiC, al sustrato se le imparte un angulo hacia fuera de 8° porque el crecimiento estable en flujo progresivo que hereda el politipo del sustrato subyacente puede conseguirse sobre un sustrato con un angulo hacia fuera. Pero el angulo hacia fuera del sustrato no esta limitado a 8° y puede conseguirse un crecimiento homoepitaxial del SiC de buena calidad en tanto y cuanto el angulo hacia fuera este en el intervalo aproximado de 1° a 12°.
El efecto de la reduccion de las dislocaciones en el plano basal de la presente invencion, es decir el de la densidad de las picaduras por decapado correspondientes a las dislocaciones en el plano basal que se reduce a 1 x 104 cm-2 o menos, se manifiesta mas fuertemente en un cristal de gran diametro, por ej., un monocristal de SiC de 100 mm de diametro o mayor. Esto es porque la distribucion de temperatura se produce mas facilmente y el estres termico aumenta en proporcion cuando el diametro del SiC monocristalino producido es mayor.
Puesto que el sustrato de SiC monocristalino producido segun la presente invencion tiene una baja densidad de dislocaciones en el plano basal de 1 x 104 cm-2 o menos, es menos probable que provoque degradacion de las propiedades del dispositivo, y otros problemas atribuibles a las dislocaciones en el plano basal, que los sustratos convencionales. Por otra parte, una oblea epitaxial de SiC monocristalino fabricada haciendo crecer una pelfcula epitaxial de alrededor de 0,1 a 500 pm sobre este sustrato de SiC monocristalino por un procedimiento CVD o semejante, particularmente una oblea homoepitaxial formada con una pelfcula de SiC o una oblea epitaxial formada con una pelfcula de GaN, AlN, InN o uno de sus cristales mixtos, exhibe excelente propiedades (morfologfa de la superficie de la pelfcula epitaxial, tension de ruptura, etc.) porque la densidad de dislocaciones del sustrato de SiC monocristalino que constituye la oblea sustrato es pequena.
La morfologfa de la superficie de la oblea epitaxial es una propiedad importante de las obleas epitaxiales que directamente afecta al funcionamiento del dispositivo fabricado sobre las mismas. Una mala morfologfa de la superficie, tal como cuando estan presentes picaduras o danos similares sobre la superficie de la pelfcula epitaxial o la superficie no es lisa, impide la fabricacion de dispositivos de alto rendimiento degradando las propiedades interfaciales en el dispositivo semiconductor, espedficamente las propiedades de la interfase metal-semiconductor y de la interfase pelfcula aislante-semiconductor. Por otra parte, la morfologfa de la superficie de una pelfcula epitaxial es facilmente afectada por la densidad de dislocaciones del sustrato subyacente, de modo que la morfologfa de la superficie de una pelfcuia epitaxial sobre un sustrato con alta densidad de dislocaciones tiende a ser inferior.
Ejemplos
Ejemplos de la presente invencion y ejemplos comparativos se muestran en lo que sigue.
Ejemplo 1
La Fig. 2 muestra un aparato para producir el lingote de SiC monocristalino de la presente invencion, el cual es un ejemplo de un aparato para hacer crecer SiC monocristalino mediante el procedimiento de Lely modificado usando un cristal semilla.
En primer lugar, se explicara brevemente este aparato para hacer crecer monocristales. El crecimiento del cristal se lleva a cabo sublimando el polvo 2 de SiC materia prima y recristalizandolo sobre el SiC monocristalino 1 usado como el cristal semilla.
El SiC monocristalino 1 que constituye el cristal semilla se une a la superficie interna de una tapa 4 de grafito de un crisol 3 de grafito. El polvo 2 de SiC materia prima se carga en el crisol 3 de grafito. El polvo 2 de SiC materia prima se carga en el crisol 3 de grafito. El crisol 3 de grafito asf preparado se monta sobre una barra soporte 6 de grafito dentro de un tubo 5 de cuarzo de doble pared. El aislamiento termico 7 de grafito se instala alrededor del crisol 3 de grafito para formar un escudo termico. El tubo 5 de cuarzo de doble pared puede evacuarse a un alto vado (10-3 Pa o menos) mediante un sistema 13 de bomba de vado, y la presion de la atmosfera interna puede controlarse con un gas mixto de Ar y nitrogeno. Al tubo de cuarzo de doble pared se le puede suministrar gas Ar desde un tubo 9 de gas Ar por medio de un controlador 10 de flujo masico de gas Ar y con nitrogeno desde un tubo 11 de gas nitrogeno por medio de un controlador 12 de flujo masico de gas nitrogeno. Alrededor del tubo 5 de cuarzo de doble pared se instala una bobina 8 de trabajo, y el crisol 3 de grafito puede calentarse para calentar a la materia prima y al cristal semilla hasta las temperaturas deseadas pasando una corriente electrica de alta frecuencia a traves de la bobina 8 de trabajo. Se forman pasos de luz que miden 2 a 4 mm de diametro en el medio del aislamiento termico que cubre la parte superior e inferior del crisol, la luz se extrae desde la parte superior e inferior del crisol, y la temperatura del crisol se mide con pirometros de dos colores. La temperatura del fondo del crisol se trata como la temperatura de la materia prima y la temperatura de la parte superior del crisol trata como la temperatura del cristal semilla.
Ahora se explicara un ejemplo de produccion de un monocristal de SiC usando el aparato para el crecimiento de cristales.
En primer lugar, el SiC monocristalino 1 semilla se preparo cortando un sustrato de 1 mm de espesor y 50 mm de diametro con un angulo de 4° hacia fuera del plano (0001), de un lingote de SiC monocristalino hecho crecer previamente. El cristal semilla 1 se unio a continuacion a la superficie interna de la tapa 4 del crisol 3 de grafito. Se cargo la materia prima 2 en el crisol 3 de grafito. Como polvo 2 de SiC materia prima se uso uno obtenido lavando
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con acido un polvo de SiC monocristalino comercialmente disponible (que contema, en masa, varias ppm de boro y alrededor de 10 a 20 ppm de aluminio), secando el polvo lavado y a continuacion mezclandolo con, en % en masa, 0,26% de B4C en polvo, un material solido de boro como impureza del tipo aceptante.
A continuacion, el crisol 3 de grafito cargado con la materia prima se cerro con la tapa 4 con el cristal semilla unido, se cubrio con el aislamiento termico 7, se posiciono en la parte superior de la barra soporte 6 de grafito, y se coloco dentro del tubo 5 de cuarzo de doble pared. Una vez se hubo sometido a vado el interior del tubo 5 de cuarzo de doble pared, se paso corriente a traves de la bobina 8 de trabajo para elevar la temperatura de la materia prima a 2000°C. A continuacion, se paso gas Ar que contema nitrogeno al 12%, en tanto por ciento en volumen, como gas atmosfera y la temperatura de la materia prima se aumento hasta la temperatura deseada de 2400°C mientras se mantema la presion interna del tubo de cuarzo a aproximadamente 80 kPa. La presion se redujo hasta la presion de crecimiento de 1,3 kPa en aproximadamente 30 min y a continuacion se continuo el crecimiento durante aproximadamente 50 h. El gradiente de temperatura en el crisol en este momento fue 15 °C/cm y la velocidad de crecimiento del cristal fue aproximadamente 0,62 mm/h de media. El cristal obtenido finalmente midio 51,5 cm de diametro y aproximadamente 31 mm de altura.
El analisis del monocristal de SiC obtenido por difraccion de rayos X y difusion Raman confirmo el crecimiento de un lingote monocristal de SiC 4H: la investigacion de la concentracion de nitrogeno y de la concentracion de boro del monocristal crecido por espectrometna de masas de iones secundarios dio los valores de 1,2 x 1019 cm-3 y 4,1 x 1018 cm-3, respectivamente. La resistividad del cristal crecido se midio mediante el metodo de la corriente eddy. El valor obtenido fue 0,022 Q.cm.
A continuacion, con el fin de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal presente en el cristal crecido, se corto un sustrato del lingote de monocristal crecido a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y se pulio. La superficie del sustrato se decapo a continuacion con KOH fundido a aproximadamente 530°C, y se observo la densidad de picaduras por decapado correspondiente a las dislocaciones en el plano basal con un microscopio. El valor medio obtenido para la superficie completa del sustrato fue 5,6 x 103 cm-2.
Ademas, se corto un sustrato de SiC monocristalino (0001) de 51 mm de diametro del SiC monocristalino anteriormente dicho y se pulio hasta quedar como un espejo. A la orientacion de la superficie del sustrato se le dio un angulo hacia fuera de 8° en la direccion (11-20) del plano (0001) del Si. El crecimiento epitaxial del SiC se realizo usando este sustrato de SiC monocristalino. Las condiciones de crecimiento de la pelfcula epitaxial de SiC fueron: temperatura de crecimiento de 1550°C y caudales de silano (SH4), etileno (C2H4), nitrogeno (N2) e hidrogeno (H2) de 5,0 x 10-9 m3/s, 3,8 x 10-9 m3/s, 3,3 x 10-9 m3/s, y 1,7 x 10-5 m3/s, respectivamente. La presion de crecimiento fue 13 kPa. El tiempo de crecimiento fue 1,2 h, durante el cual la pelfcula crecio hasta un espesor de aproximadamente 8 pm.
Tras el crecimiento de la pelfcula epitaxial, la morfologfa de la superficie de la pelfcula epitaxial obtenida se examino con un microscopio optico Nomarski. La observacion mostro que habfa crecido una pelfcula epitaxial de SiC, la cual estaba muy plana sobre la superficie completa del sustrato y tema una excelente morfologfa superficial con pocas picaduras u otros defectos superficiales.
Ademas, similarmente se corto un sustrato de SiC monocristalino del SiC monocristalino anteriormente dicho para que tuviera un angulo de 0° fuera del plano (0001) del Si y se pulio hasta quedar como un espejo, tras lo cual se hizo crecer epitaxialmente una pelfcula de GaN sobre el mismo mediante el procedimiento de deposicion qmmica de un compuesto organico metalico en fase de vapor (MOCVD) en condiciones de crecimiento de una temperatura de crecimiento de 1050°C y caudales de trimetil galio (TMG), amomaco (NH3) y silano (SiH4) de 54 x 10-6 mol/min, 4 litros/min, y 22 x 10-11 mol/min, respectivamente. El tiempo de crecimiento fue 20 min y se hizo crecer una pelfcula de GaN tipo n hasta un espesor de 1 pm.
Con el fin de verificar el estado de la superficie de la pelfcula de GaN obtenida, la superficie crecida se observo con un microscopio optico Nomarski. Se encontro que se obtuvo una superficie muy plana por toda la superficie del sustrato y que se formo una pelfcula de GaN de alta calidad.
Finalmente, la oblea homoepitaxial de SiC preparada previamente se uso para fabricar diodos de barrera Schottky (SBDs). Como material electrodico Schottky se uso titanio y como material de contacto ohmico trasero mquel. Los electrodos midieron 1,2 mm de diametro y se formo la estructura terminal alrededor de los electrodos Schottky implantando iones de aluminio. Se fabricaron un total de 256 SBDs por toda la superficie de la oblea de 51 mm de diametro y se midio la tension de ruptura de cada dispositivo. Puesto que el espesor y la densidad de dopaje de la pelfcula epitaxial de SiC producida en este ejemplo fueron alrededor de 8 pm y 8 x 1015 cm-3, el rendimiento del dispositivo se calculo basado en un dispositivo aceptable que se define como uno que tiene una tension de ruptura que supera los 600 V. Con la oblea homoepitaxial de SiC de este ejemplo se obtuvo un rendimiento del dispositivo de 82%. Cuando se tiene en cuenta la degradacion de la propiedad provocada por el procedimiento de fabricacion del dispositivo (degradacion del dispositivo por contaminacion con polvo y hechos similares), puede considerarse que no hubo sustancialmente ninguna degradacion de la propiedad atribuible a la calidad de la pelfcula epitaxial en sf misma. La tension media en estado ON (encendido) de los SBDs fue 1,55 V.
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Ejemplo 2
Se expondra un ejemplo de un caso en el cual se anadio aluminio como la impureza del tipo aceptante
En primer lugar, se preparo el cristal semilla 1 cortando un sustrato de 50 mm de diametro y 1 mm de espesor con un angulo de 4° hacia fuera del plano (0001), de un lingote de SiC monocristalino hecho crecer previamente. El cristal semilla 1 se uso a continuacion para realizar el crecimiento del cristal durante 50 h por el mismo procedimiento que en el ejemplo 1. Sin embargo, en este ejemplo, se coloco AUC3 en polvo, un material solido de aluminio, en un recipiente de grafito semejante a una capsula y luego se anadio al polvo de cristal de SiC materia prima. La relacion de mezclado del polvo de AUC3 con el polvo de cristal SiC fue, en % en masa, 35,7%. El cristal obtenido midio 51,5 mm de diametro y se hizo crecer hasta una altura de aproximadamente 30 mm a una velocidad media de crecimiento del cristal de aproximadamente 0,60 mm/h.
El analisis del monocristal de SiC asf obtenido por difraccion de rayos X y difusion Raman confirmo el crecimiento de un lingote monocristalino de SiC 4H. La medida de las concentraciones de nitrogeno y de aluminio del monocristal por espectrometna de masas de iones secundarios dio los valores de 1,1 x 10 cm- y 2,2 10 cm- , respectivamente. La resistividad del cristal crecido se midio por el metodo de la corriente eddy. El valor obtenido fue 0,020 Q.cm.
A continuacion, con el fin de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal presente en el cristal crecido, se corto un sustrato del lingote de monocristal crecido a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y se pulio. La superficie del sustrato se decapo a continuacion con KOH fundido a aproximadamente 530°C, y se observo la densidad de picaduras por decapado correspondiente a las dislocaciones en el plano basal con un microscopio. El valor medio obtenido para la superficie completa del sustrato fue 7,4 x 103 cm-2.
Ademas, se corto un sustrato de SiC monocristalino (0001) de 51 mm de diametro del SiC monocristalino anteriormente dicho y se pulio hasta quedar como un espejo. A la orientacion de la superficie del sustrato se le dio un angulo hacia fuera de 8° en la direccion (11-20) del plano (0001) del Si. El crecimiento epitaxial del SiC se realizo usando este sustrato de SiC monocristalino. Las condiciones de crecimiento de la pelfcula epitaxial de SiC fueron: temperatura de crecimiento de 1550°C y caudales de SiH4, C2H4, N2 e H2 de 5,0 x 10-9 m3/s, 3,8 x 10-9 m3/s, 3,3 x 109 m3/s, y 1,7 x 10-5 m3/s, respectivamente. La presion de crecimiento fue 13 kPa. El tiempo de crecimiento fue 1,2 h, durante el cual la pelfcula crecio hasta un espesor de aproximadamente 8 pm.
Tras el crecimiento de la pelfcula epitaxial, la morfologfa de la superficie de la pelfcula epitaxial obtenida se examino con un microscopio optico Nomarski. La observacion mostro que se obtuvo una superficie lisa con pocas picaduras o defectos similares.
Ademas, similarmente se corto un sustrato de SiC monocristalino del SiC monocristalino anteriormente dicho para que tuviera un angulo de 0° fuera del plano (0001) del Si y se pulio hasta quedar como un espejo, tras lo cual se hizo crecer epitaxialmente una pelfcula de GaN sobre el mismo mediante el procedimiento MOCVD. Las condiciones de crecimiento fueron: temperatura de crecimiento de 1050°C y caudales de TMG, NH3 y SiH4 de 54 x 10-6 mol/min, 4 litros/min, y 22 x 10-11 mol/min, respectivamente. La presion de crecimiento fue la atmosferica. El tiempo de crecimiento fue 20 min y se hizo crecer una pelfcula de GaN tipo n hasta un espesor de aproximadamente 1 pm.
Con el fin de verificar el estado de la superficie de la pelfcula de GaN obtenida, la superficie crecida se observo con un microscopio optico Nomarski. Se encontro que se formo una pelfcula epitaxial que tema una buena morfologfa superficial con pocas picaduras o defectos semejantes.
Finalmente, la oblea homoepitaxial de SiC preparada previamente se uso para fabricar SBDs. Los materiales y tamanos de los electrodos Schottky y de los contactos ohmicos fueron todos los mismos que en el ejemplo 1. Se midieron las tensiones de ruptura de los 256 SBDs, definiendose un dispositivo aceptable como el que tema una tension de ruptura que superaba los 600 V. Con la oblea homoepitaxial de SiC de este ejemplo se obtuvo un rendimiento del dispositivo de 79%. La tension media en estado ON (encendido) de los SBDs fue 1,52 V.
Ejemplo 3
Se expondra un ejemplo en el cual se anaden boro y nitrogeno en mayores cantidades que en el ejemplo 1.
En primer lugar, se preparo el cristal semilla 1 cortando un sustrato de 50 mm de diametro y 1 mm de espesor con un angulo de 4° hacia fuera del plano (0001), de un lingote de SiC monocristalino hecho crecer previamente. El cristal semilla 1 se uso a continuacion para realizar el crecimiento del cristal durante 50 h por el mismo procedimiento que en el ejemplo 1. Sin embargo, en este ejemplo, la relacion de mezclado del polvo de B4C fue, en % en masa, 2%. Por otra parte, el crecimiento del cristal se llevo a cabo con gas Ar que contema nitrogeno al 40%, en tanto por ciento en volumen, pasado como el gas atmosfera. El cristal obtenido midio 51,5 mm de diametro y se hizo crecer hasta una altura de aproximadamente 27 mm a una velocidad media de crecimiento del cristal de aproximadamente 0,54 mm/h.
El analisis del monocristal de SiC asf obtenido por difraccion de rayos X y difusion Raman confirmo el crecimiento de
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un lingote monocristalino de SiC 4H. La medida de las concentraciones de nitrogeno y de boro del monocristal por espectrometna de masas de iones secundarios dio los valores de 2,7 x 1019 cm-3 y 1,5 1019 cm-3, respectivamente. La resistividad del cristal crecido se midio por el metodo de la corriente eddy. El valor obtenido fue 0,015 Q.cm.
A continuacion, con el fin de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal presente en el cristal crecido, se corto un sustrato del lingote de monocristal crecido a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y se pulio. La superficie del sustrato se decapo a continuacion con KOH fundido a aproximadamente 530°C, y se observo la densidad de picaduras por decapado correspondiente a las dislocaciones en el plano basal con un microscopio. El valor medio obtenido para la superficie completa del sustrato fue 2,3 x 103 cm-2.
Ademas, se corto un sustrato de SiC monocristalino (0001) de 51 mm de diametro del SiC monocristalino anteriormente dicho y se pulio hasta quedar como un espejo. A la orientacion de la superficie del sustrato se le dio un angulo hacia fuera de 8° en la direccion (11-20) del plano (0001) del Si. El crecimiento epitaxial del SiC se realizo usando este sustrato de SiC monocristalino. Las condiciones de crecimiento de la pelfcula epitaxial de SiC fueron: temperatura de crecimiento de 1550°C y caudales de SiH4, C2H4, N2 e H2 de 5,0 x 10"9 m3/s, 3,8 x 10"9 m3/s, 3,3 x 10" 9 m3/s, y 1,7 x 10-5 m3/s, respectivamente. La presion de crecimiento fue 13 kPa. El tiempo de crecimiento fue 1,2 h, durante el cual la pelfcula crecio hasta un espesor de aproximadamente 8 pm.
Tras el crecimiento de la pelfcula epitaxial, la morfologfa de la superficie de la pelfcula epitaxial obtenida se examino con un microscopio optico Nomarski. Se confirmo la formacion de una superficie lisa por todo el sustrato.
Ademas, similarmente se corto un sustrato de SiC monocristalino del SiC monocristalino anteriormente dicho para que tuviera un angulo de 0° fuera del plano (0001) del Si y se pulio hasta quedar como un espejo, tras lo cual se hizo crecer epitaxialmente una pelfcula de GaN sobre el mismo mediante el procedimiento MOCVD. Las condiciones de crecimiento fueron: temperatura de crecimiento de 1050°C y caudales de TMG, NH3 y SiH4 de 54 x 10-6 mol/min, 4 litros/min, y 22 x 10-11 mol/min, respectivamente. La presion de crecimiento fue la atmosferica. El tiempo de crecimiento fue 20 min y se hizo crecer una pelfcula de GaN tipo n hasta un espesor de aproximadamente 1 pm.
Con el fin de verificar el estado de la superficie de la pelfcula de GaN obtenida, la superficie crecida se observo con un microscopio optico Nomarski. Se encontro que se formo una pelfcula epitaxial que exhibfa una morfologfa superficial lisa. Finalmente, la oblea homoepitaxial de SiC preparada previamente se uso para ensayar-fabricar SBDs. Los materiales y tamanos de los electrodos Schottky y de los contactos ohmicos fueron todos los mismos que en el ejemplo 1. Se midieron las tensiones de ruptura de los 256 SBDs, definiendose un dispositivo aceptable como el que tema una tension de ruptura que superaba los 600 V. Con la oblea homoepitaxial de SiC de este ejemplo se obtuvo un rendimiento del dispositivo de 89%. La tension media en estado ON (encendido) de los SBDs fue 1,52 V.
Ejemplo comparativo 1
Como un ejemplo comparativo se describira un experimento de crecimiento usando polvo materia prima a cuyo polvo de cristal de SiC no se le anadio deliberadamente nada de polvo de B4C.
En primer lugar, se preparo el cristal semilla 1 cortando un sustrato de 50 mm de diametro y 1 mm de espesor con un angulo de 4° hacia fuera del plano (0001), de un lingote de SiC monocristalino hecho crecer previamente. El cristal semilla 1 se uso a continuacion para realizar el crecimiento del cristal durante 50 h por el mismo procedimiento que en los ejemplos. Sin embargo, en este ejemplo comparativo, como materia prima se uso cristal de SiC al que no se anadio absolutamente nada de B4C. El cristal obtenido midio 51,5 mm de diametro y se hizo crecer hasta una altura de aproximadamente 32 mm a una velocidad media de crecimiento del cristal de aproximadamente 0,64 mm/h.
El analisis del monocristal de SiC asf obtenido por difraccion de rayos X y difusion Raman confirmo el crecimiento de un lingote monocristalino de SiC 4H. La medida de las concentraciones de nitrogeno y de boro del monocristal por espectrometna de masas de iones secundarios dio los valores de 1,2 x 1018 cm-3 y 1,3 1017 cm-3, respectivamente. La resistividad del cristal crecido se midio por el metodo de la corriente eddy. El valor obtenido fue 0,015 Q.cm.
A continuacion, con el fin de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal presente en el cristal crecido, se corto un sustrato del lingote de monocristal crecido a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y se pulio. La superficie del sustrato se decapo a continuacion con KOH fundido a aproximadamente 530°C, y se observo la densidad de picaduras por decapado correspondiente a las dislocaciones en el plano basal con un microscopio. El valor medio obtenido para la superficie completa del sustrato fue 1,4 x 104 cm-2.
Ademas, se corto un sustrato de SiC monocristalino (0001) de 51 mm de diametro del SiC monocristalino anteriormente dicho y se pulio hasta quedar como un espejo. A la orientacion de la superficie del sustrato se le dio un angulo hacia fuera de 8° en la direccion (11-20) del plano (0001) del Si. El crecimiento epitaxial del SiC se realizo usando este sustrato de SiC monocristalino. Las condiciones de crecimiento de la pelfcula epitaxial de SiC fueron: temperatura de crecimiento de 1550°C y caudales de SiH4, C2H4, N2 e H2 de 5,0 x 10-9 m3/s, 3,8 x 10-9 m3/s, 3,3 x 109 m3/s, y 1,7 x 10-5 m3/s, respectivamente. La presion de crecimiento fue 13 kPa. El tiempo de crecimiento fue 1,2 h, durante el cual la pelfcula crecio hasta un espesor de aproximadamente 8 pm.
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Tras el crecimiento de la peKcula epitaxial, la morfologfa de la superficie de la peKcula epitaxial obtenida se examino con un microscopio optico Nomarski. En algunas regiones se observaron defectos superficiales (picaduras) que se penso fueron causadas por defectos por dislocaciones.
Ademas, similarmente se corto un sustrato de SiC monocristalino del SiC monocristalino anteriormente dicho para que tuviera un angulo de 0° fuera del plano (0001) del Si y se pulio hasta quedar como un espejo, tras lo cual se hizo crecer epitaxialmente una pelfcula de GaN sobre el mismo mediante el procedimiento MOCVD. Las condiciones de crecimiento fueron: temperatura de crecimiento de 1050°C y caudales de TMG, NH3 y SiH4 de 54 x 10-6 mol/min, 4 litros/min, y 22 x 10-11 mol/min, respectivamente. La presion de crecimiento fue la atmosferica. El tiempo de crecimiento fue 20 min y se hizo crecer una pelfcula de GaN tipo n hasta un espesor de aproximadamente 1 pm.
Con el fin de verificar el estado de la superficie de la pelfcula de GaN obtenida, la superficie crecida se observo con un microscopio optico Nomarski y se encontro que exhibfa una morfologfa superficial algo rugosa.
Finalmente, la oblea homoepitaxial de SiC preparada previamente se uso para ensayar-fabricar SBDs. Los materiales y tamanos de los electrodos Schottky y de los contactos ohmicos fueron todos los mismos que en el ejemplo 1. Se midieron las tensiones de ruptura de los 256 SBDs, definiendose un dispositivo aceptable como el que tema una tension de ruptura que superaba los 600 V. Con la oblea homoepitaxial de SiC de este ejemplo comparativo se obtuvo un rendimiento del dispositivo de 51%. Los dispositivos que sostuvieron la degradacion de la tension de ruptura inclrnan muchas regiones en las que se observaron picaduras y defectos semejantes sobre la superficie epitaxial. La tension media en estado ON (encendido) de los SBDs fue 1,49 V.
Ejemplo comparativo 2
Como un ejemplo comparativo se describira un experimento de crecimiento en el cual la diferencia de concentraciones entre la impureza del tipo donante y la del tipo aceptante fue pequena. En primer lugar, se preparo el cristal semilla 1 cortando un sustrato de 50 mm de diametro y 1 mm de espesor con un angulo de 4° hacia fuera del plano (0001), de un lingote de SiC monocristalino hecho crecer previamente. El cristal semilla 1 se uso a continuacion para realizar el crecimiento del cristal durante 50 h por el mismo procedimiento que en el ejemplo 1. Sin embargo, en este ejemplo comparativo, el crecimiento del cristal se llevo a cabo con gas Ar que contema nitrogeno al 5%, en tanto por ciento en volumen, pasado como el gas atmosfera. El cristal obtenido midio 51,5 mm de diametro y se hizo crecer hasta una altura de aproximadamente 33 mm a una velocidad media de crecimiento del cristal de aproximadamente 0,66 mm/h.
El analisis del monocristal de SiC asf obtenido por difraccion de rayos X y difusion Raman confirmo el crecimiento de un lingote monocristalino de SiC 4H. La medida de las concentraciones de nitrogeno y de boro del monocristal por espectrometna de masas de iones secundarios dio los valores de 4,5 x 1018 cm-3 y 3,8 1018 cm-3, respectivamente. La resistividad del cristal crecido se midio por el metodo de la corriente eddy. El valor obtenido fue 0,25 Q.cm.
A continuacion, con el fin de evaluar la densidad de dislocaciones en el plano basal presente en el cristal hecho crecer, se corto un sustrato del lingote de monocristal crecido a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y se pulio. La superficie del sustrato se decapo a continuacion con KOH fundido a aproximadamente 530°C, y se observo la densidad de picaduras por decapado correspondiente a las dislocaciones en el plano basal con un microscopio. El valor medio obtenido para la superficie completa del sustrato fue 7,2 x 103 cm-2.
Ademas, se corto un sustrato de SiC monocristalino (0001) de 51 mm de diametro del SiC monocristalino anteriormente dicho y se pulio hasta quedar como un espejo. A la orientacion de la superficie del sustrato se le dio un angulo hacia fuera de 8° en la direccion (11-20) del plano (0001) del Si. El crecimiento epitaxial del SiC se realizo usando este sustrato de SiC monocristalino. Las condiciones de crecimiento de la pelfcula epitaxial de SiC fueron: temperatura de crecimiento de 1550°C y caudales de SiH4, C2H4, N2 e H2 de 5,0 x 10"9 m3/s, 3,8 x 10"9 m3/s, 3,3 x 10" 9 m3/s, y 1,7 x 10-5 m3/s, respectivamente. La presion de crecimiento fue 13 kPa. El tiempo de crecimiento fue 1,2 h, durante el cual la pelfcula crecio hasta un espesor de aproximadamente 8 pm.
Tras el crecimiento de la pelfcula epitaxial, la morfologfa de la superficie de la pelfcula epitaxial obtenida se examino con un microscopio optico Nomarski. No se observo ningun defecto superficial por defectos por dislocaciones.
Ademas, similarmente se corto un sustrato de SiC monocristalino del SiC monocristalino anteriormente dicho para que tuviera un angulo de 0° fuera del plano (0001) del Si y se pulio hasta quedar como un espejo, tras lo cual se hizo crecer epitaxialmente una pelfcula de GaN sobre el mismo mediante el procedimiento MOCVD. Las condiciones de crecimiento fueron: temperatura de crecimiento de 1050°C y caudales de TMG, NH3 y SiH4 de 54 x 10-6 mol/min, 4 litros/min, y 22 x 10-11 mol/min, respectivamente. La presion de crecimiento fue la atmosferica. El tiempo de crecimiento fue 20 min y se hizo crecer una pelfcula de GaN tipo n hasta un espesor de aproximadamente 1 pm.
Con el fin de verificar el estado de la superficie de la pelfcula de GaN obtenida, la superficie crecida se observo con un microscopio optico Nomarski y se encontro que exhibfa una morfologfa superficial lisa con pocas picaduras o defectos semejantes.
Finalmente, la oblea homoepitaxial de SiC preparada previamente se uso para ensayar-fabricar SBDs. Los
materiales y tamanos de los electrodos Schottky y de los contactos ohmicos fueron todos los mismos que en el ejemplo 1. Se midieron las tensiones de ruptura de los 256 SBDs, definiendose un dispositivo aceptable como el que tema una tension de ruptura que superaba los 600 V. Aunque con la oblea homoepitaxial de SiC de este ejemplo comparativo se obtuvo un rendimiento del dispositivo de 82%, los SBDs tuvieron una tension en estado On 5 (encendido) de 2,45 V, aproximadamente 1 V mayor que las de los fabricados en el ejemplo 1, y no eran apropiados para diodos de potencia.
Aplicabilidad industrial
La presente invencion hace que sea posible obtener SiC monocristalino de buena calidad con pocos defectos por dislocaciones con buena reproducibilidad. Su efecto llega a ser particularmente pronunciado con el aumento del 10 diametro del lingote. El uso de sustratos y sustratos y obleas epitaxiales cortados de tal SiC monocristalino permite la fabricacion de dispositivos electronicos de alta frecuencia y alta tension de ruptura, de excelentes propiedades electricas, y dispositivos que emiten luz azul, de excelentes propiedades opticas

Claims (12)

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    10
    15
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    35
    REIVINDICACIONES
    1. Un lingote de carburo de silicio monocristalino, que comprende carburo de silicio monocristalino que contiene una impureza del tipo donante en una concentracion de 2 x 1018 cm-3 a 6 x 1020 cm-3 y una impureza del tipo aceptante en una concentracion de 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3 y donde la concentracion de la impureza del tipo donante es mayor que la concentracion de la impureza del tipo aceptante y la diferencia es 1 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3.
  2. 2. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun la reivindicacion 1, donde la diferencia entre la concentracion de la impureza del tipo donante y la concentracion de la impureza del tipo aceptante es 6 x 1018 cm-3 a 5,99 x 1020 cm-3.
  3. 3. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun la reivindicacion 1 o 2, donde el politipo cristalino del carburo de silicio monocristalino es 4H.
  4. 4. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, donde la impureza del tipo donante es nitrogeno.
  5. 5. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde la impureza del tipo aceptante es boro.
  6. 6. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde la impureza del tipo aceptante es aluminio.
  7. 7. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, donde el diametro del lingote es 50 mm a 300 mm.
  8. 8. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, donde la
    densidad de picaduras p°r decapado causada p°r dislocaciones en el plano basal medida en un sustrato de carbu2ro
    de silicio monocristalino cortado del lingote a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y pulido es 1 x 10 cm o menos.
  9. 9. Un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, donde la densidad de picaduras por decapado causada por dislocaciones en el plano basal medida en un sustrato de carburo de silicio monocristalino cortado del lingote a un angulo de 8° fuera del plano (0001) del Si y pulido es 5 x 103 cm-2 o menos.
  10. 10. Un sustrato de carburo de silicio monocristalino, cortado de un lingote de carburo de silicio monocristalino segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7 y pulido.
  11. 11. Una oblea epitaxial de carburo de silicio, obtenida haciendo crecer epitaxialmente una pelfcula de carburo de silicio sobre el sustrato de carburo de silicio monocristalino segun la reivindicacion 10.
  12. 12. Una oblea epitaxial de carburo de silicio, obtenida haciendo crecer epitaxialmente nitruro de galio, nitruro de aluminio, nitruro de indio o uno de sus cristales mixtos sobre el sustrato de carburo de silicio monocristalino segun la reivindicacion 10.
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