RU2716866C1 - Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций - Google Patents
Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций Download PDFInfo
- Publication number
- RU2716866C1 RU2716866C1 RU2019117695A RU2019117695A RU2716866C1 RU 2716866 C1 RU2716866 C1 RU 2716866C1 RU 2019117695 A RU2019117695 A RU 2019117695A RU 2019117695 A RU2019117695 A RU 2019117695A RU 2716866 C1 RU2716866 C1 RU 2716866C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- growth
- silicon carbide
- type
- sic
- conductivity
- Prior art date
Links
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 49
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 47
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 28
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 20
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims abstract description 9
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N Silane Chemical compound [SiH4] BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910000077 silane Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 claims description 18
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 12
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 7
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000012159 carrier gas Substances 0.000 claims description 5
- JLTRXTDYQLMHGR-UHFFFAOYSA-N trimethylaluminium Chemical compound C[Al](C)C JLTRXTDYQLMHGR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 125000004435 hydrogen atom Chemical class [H]* 0.000 claims 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 abstract description 14
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 abstract description 6
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 abstract description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 2
- 238000004870 electrical engineering Methods 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N Propane Chemical compound CCC ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 3
- 238000000407 epitaxy Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 2
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 239000001294 propane Substances 0.000 description 2
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 238000012512 characterization method Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- QSHDDOUJBYECFT-UHFFFAOYSA-N mercury Chemical compound [Hg] QSHDDOUJBYECFT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052753 mercury Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021421 monocrystalline silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- H01L21/205—
Landscapes
- Recrystallisation Techniques (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных слоев карбида кремния (SiC) с малой плотностью базальных дислокаций. Способ заключается в том, что так же как в известном способе для роста эпитаксиальных слоев SiC используется подложка SiC, поверхность которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8°. Поверхность подложки с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении водорода не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 мин, после чего на травленой поверхности подложки растится буферный слой SiC р-типа проводимости с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой SiC р-типа проводимости. Изобретение обеспечивает получение бездефектных слоев карбида кремния. 2 ил., 1 табл.
Description
Изобретение относится к области полупроводниковой техники и может быть использовано при росте эпитаксиальных слоев карбида кремния (SiC) с малой плотностью базальных дислокаций.
Ключевой технологией в создании биполярных полупроводниковых приборов на основе карбида кремния является технология роста эпитаксиальных слоев (ЭС) карбида кремния р-типа проводимости с низкой плотностью базальных дислокаций. Это обусловлено тем, что именно на основе этого технологического процесса создаются полупроводниковые структуры электронных приборов на SiC. ЭС полупроводниковых приборов, как правило, создаются на основе SiC 4Н-политипа.
В настоящее время основным методом роста эпитаксиальных слоев (ЭС) SiC р-типа проводимости является метод высокотемпературного газофазного осаждения - CVD-метод (ChemicalVaporDeposition). При использовании этого метода рост ЭС р-типа проводимости проводится в ростовой ячейке установки эпитаксии на поверхности пластины монокристаллического SiC (подложки) n-типа проводимости.
Сущность метода CVD заключается в том, что потоком газа-носителя, в качестве которого обычно используется водород, в ростовую ячейку, в которой установлена подложка, доставляются газы-источники кремния и углерода. В качестве кремниевого источника используется моносилан (SiH4), в качестве углеродного источника - пропан (С3Н8).
В горячей зоне ростовой ячейки происходит разложение газов-источников. Типичная температура при проведении высокотемпературного газофазного осаждения карбида кремния составляет 1500-1650°С.
Продукты разложения источников адсорбируются на поверхности подложки и разлагаются на ней окончательно с образованием атомов кремния и углерода, которые встраиваются в кристаллическую структуру растущего слоя, обеспечивая тем самым рост эпитаксиальных слоев.
Для обеспечения требуемого уровня легирования в ростовую ячейку в процессе роста эпитаксиального слоя подаются пары источника легирующей примеси - триметилалюминия (Al(СН3)3) для легирования ЭС р-типа проводимости.
В процессе эпитаксии SiC методом CVD возникают дефекты.
На Рис. 1 приведен внешний вид основных дефектов, наблюдаемых в 4H-SiC(0001) эпитаксиальных слоях (TED- винтовая дислокация, BPD - базальная дислокация).
Наиболее опасными дефектами для биполярных полупроводниковых приборов являются базальные дислокации (BPD).
Они вызывают деградацию прямой и обратной ветви вольт-амперной характеристики (ВАХ) биполярных приборов на основе карбида кремния. Это выражается в увеличении прямого напряжения и токов утечки приборов при их работе.
Это явление является губительным для надежности биполярных приборов, созданных на SiC.
В настоящее время проблема с наличием базальных дислокаций в эпитаксиальных слоях карбида кремния р-типа проводимости является главной причиной, сдерживающей развитие биполярных приборов на основе карбида кремния. Для производства биполярных приборов величина плотности BPD не должна превышать 1 см-2.
Известен способ роста ЭС с малой плотностью базальных дислокаций [1], в котором для снижения плотности базальных дислокаций в эпитаксиальных структурах SiC рост ЭС осуществляют на подложках монокристаллического SiC, у которых поверхность подложки ориентирована по кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120).
Данный способ достаточно прост, однако, выращенных этим способом ЭС SiC возникает недопустимо большое количество дефектов, а также они имеют недопустимо высокую шероховатость поверхности. Это делает данный способ неприемлемым для роста эпитаксиальных слоев р-типа проводимости.
Известен способ роста ЭС SiC с малой плотностью базальных дислокаций [2]. В этом способе для роста эпитаксиального слоя используется подложка монокристаллического SiC4H-политипа, у которой поверхность разориентирована по отношению к кристаллографической плоскости с индексами Миллера-Бравэ (1120) более 0°, но не более 8°. До начала роста ЭС SiC поверхность подложки травится в водороде, силане или аргоне при температуре от 1450°С до 1800°С при давлении газа от 30 до 500 мбар. Время травления составляет не более 90 мин. Затем на травленой поверхности подложки растится буферный слой монокристаллического SiC толщиной от 0,5 до 30 мкм, легированный азотом (N+) или фосфором (Р+), на поверхности которого растится эпитаксиальный слой монокристаллического карбида кремния.
Недостатком данного метода является то, что плотность дефектов, в выращенных таким способом ЭС, часто оказывается недопустимо высокой. Причиной этого является то, что величина концентрации легирующей примеси - алюминия (NA) в буферном слое ЭС, создаваемой этим способом может быть более чем 8⋅1018 см-3. Как известно [3, 4] это может приводить к возникновению большего количества дислокаций и других дефектов кристаллической решетки SiC.
Предлагается способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций устраняющий перечисленные выше недостатки. Способ заключается в том, что также как в известном способе для роста ЭС SiC используется подложка SiC, поверхность, которой разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8° (рис. 2). Поверхность подложки с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении водорода не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 минут, после чего на травленной поверхности подложки растится буферный слой SiC р-типа проводимости с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, на поверхности которого растится эпитаксиальный слой SiC р-типа проводимости.
На Рис. 2 показан эпитаксиальный слой карбида кремния р-типа проводимости и буферный слой карбида кремния р-типа проводимости, выращенные на подложке карбида кремния n-типа проводимости.
Однако, в отличие от известного способа [2], при использовании предлагаемого способа в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости осуществляется контроль за величиной отношения объема газа-источника легирующей примеси, поступающего в ростовую ячейку (Vлег) к общему объему газов поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе: газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и легирующей примеси. В соответствии с предлагаемым способом для обеспечения малой плотности эпитаксиальных дефектов в выращенном эпитаксиальном слое, в процессе роста буферного слоя величина этого отношения должна удовлетворять соотношению
где m - величина отношения, при котором концентрация легирующей примеси в выращенном буферном слое р-типа проводимости равна 8⋅1018 см-3.
В [3, 4] представлена подробная информация о влиянии условий роста ЭС на их свойства, в частности, указано, что при высоких концентрациях легирующей примеси (≥8⋅1018 см-3) в кристаллической решетке SiC возникает много дефектов, вследствие чего в ЭС в процессе ее роста возникает значительное количество эпитаксиальных дефектов.
Величина концентрации легирующей примеси в эпитаксиальном слое р-типа проводимости пропорциональна величине отношения объема паров источника легирующей примеси р-типа проводимости, поступающих в ростовую ячейку (Vлег) к общему объему газов поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе: газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и паров легирующей примеси, поэтому для обеспечения малой плотности эпитаксиальных дефектов в выращенном эпитаксиальном слое р-типа проводимости, в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости, необходимо чтобы выполнялось соотношение (1).
С целью проверки предлагаемого способа на установке VP508GFR (фирмы Aixtron) проводился рост ЭС карбида кремния р-типа проводимости.
При выполнении этой работы были изготовлены три опытных партий ЭС SiC в количестве по 3 шт. в каждой.
В качестве подложки в них использовались одинаковые подложки с малой (≤1000 см-2) плотностью BPD типа W4NPE4C-B200 изготовленные компанией CreeInc. (США) n-типа проводимости 4-Н политипа диаметром 100,0 мм. Они имели разориентацию базовой плоскости относительно кристаллографической оси 4±0,5°. До начала роста ЭС поверхности всех подложек протравлены в водороде при температуре 1650°С и давлении 100 мБар в течение 15 минут. После этого на травленной поверхности для ЭС всех партий выращивались буферные слои толщиной 10 мкм. При их выращивании в реактор подавался газ носитель - водород (Н2) в объеме 60 л/мин, газ источник кремния - моносилан (SiH4) в объеме 150 мл/мин, газ источник углерода - пропан (С3Н8) в объеме 65 мл/мин. В качестве источника легирующей примеси р-типа проводимости использовался триметилалюминий. Величина его объема, подаваемого в реактор для партий 1-3, приведена в таблице 1. Затем на поверхности буферного слоя р-типа проводимости выращивался эпитаксиальный слой р-типа проводимости с концентрацией легирующей примеси 8⋅1015 см-3 толщиной 6 мкм.
На выращенных ЭС проводился контроль основных параметров: толщины, концентрации легирующей примеси, плотности эпитаксиальных дефектов.
Контроль толщины выращенных буферного и эпитаксиального слоев р-типа проводимости проводился на установке ИК Фурье спектрометр Nicolet 6700.
Контроль концентрации легирующей примеси в буферном и эпитаксиальном слоях р-типа проводимости проводился на установке ртутный зонд CVMap 92А.
Контроль плотности эпитаксиальных дефектов проводился с использованием оптического микроскопа Nikon LV100D.
Все вышеперечисленные виды контроля проводились на основе методов разработанных авторами [5].
Контроль плотности BPD проводился с использованием оптического микроскопа Nikon LV100D с предварительным травлением поверхности эпитаксиального слоя р-типа проводимости в расплаве KOH при температуре 500°С в течении 20 мин.
Результаты испытаний приведены в таблице 1.
где Nб - среднеарифметическое значение величины концентрации легирующей примеси в буферном слое ЭС р-типа проводимости для опытных партий;
NЭС - среднеарифметическое значение плотности эпитаксиальных дефектов для опытных партий.
Результаты.
Из приведенных в таблице данных, следует, что при значениях Nб≤8⋅1018 см-3 (k=0,013) величина NЭС имеет допустимые значения (≤1 см-2). При значениях Nб>8⋅1018 см-3 величина NЭС становится недопустимо высокой. Это свидетельствует о высокой эффективности предлагаемого способа.
Список используемых источников
[1] N. Thierry-Jebali, J. Hassan, M. Lazar, D. Planson, E. Bano, etall. Observation of the generation of stacking faults and active degradation measurements off-axis and on-axis 4H-SiC PiN diodes// Applied Physics Letters, American Institute of Physics. - 2012 - P. 8.
[2] Pat. US 20140190399. Reduction of basal plane dislocations in epitaxial SiC using an in-situ etch process/ Appl. No US 14/204.045. - 10.07.2014.
[3] Kimoto T. Cooper J.A. Fundamentals of Silicon Carbide Technology: Growth, Characterization, Devices and Application // 2014.
[4] La Via F. Silicon Carbide Epitaxy // CNR-IMM, Z.I. Strada VIII 5, 95121 Catania, Italy-2012.
[5] Geyfman E.M., Chibirkin V.V. Gartsev N.A., and at. Complex study of SiC epitaxial films / Silicon Carbide and Related Materials (2012), p. 593-596.
Claims (3)
- Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций, заключающийся в том, что поверхность подложки карбида кремния 4Н-политипа, которая разориентирована относительно кристаллографической плоскости Миллера-Бравэ (1120) более чем на 0°, но не более чем на 8°, с одной стороны травится в водороде, силане или аргоне при температуре не менее 1450°С и не более 1800°С и давлении газа не менее 30 мбар и не более 500 мбар в течение не более 90 мин, после чего на травленой поверхности подложки растится буферный слой р-типа проводимости карбида кремния с толщиной не менее 1 мкм и не более 50 мкм, в процессе роста которого в ростовую ячейку подаются пары источника легирующей примеси - триметилалюминия, затем на поверхности буферного слоя р-типа проводимости растится эпитаксиальный слой карбида кремния р-типа проводимости, отличающийся тем, что в процессе роста буферного слоя р-типа проводимости величина отношений объема паров источника легирующей примеси р-типа проводимости, поступающих в ростовую ячейку (Vлег), к общему объему газов, поступающих в ростовую ячейку (Vобщ), в том числе газа-носителя, газов-источников кремния, углерода и паров легирующей примеси, должно удовлетворять соотношению
-
- где m - величина отношения, при котором концентрация легирующей примеси в выращенном буферном слое р-типа проводимости равна 8⋅10 см-3.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019117695A RU2716866C1 (ru) | 2019-06-06 | 2019-06-06 | Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019117695A RU2716866C1 (ru) | 2019-06-06 | 2019-06-06 | Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2716866C1 true RU2716866C1 (ru) | 2020-03-17 |
Family
ID=69898338
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2019117695A RU2716866C1 (ru) | 2019-06-06 | 2019-06-06 | Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2716866C1 (ru) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU913762A1 (ru) * | 1980-02-20 | 1996-11-20 | Физико-технический институт им. А.Ф.Иоффе | Способ эпитаксиального выращивания карбида кремния политипа 4h |
| US20110045281A1 (en) * | 2009-08-20 | 2011-02-24 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | Reduction of basal plane dislocations in epitaxial sic |
| US20120280254A1 (en) * | 2009-12-14 | 2012-11-08 | Showa Denko K.K. | Sic epitaxial wafer and method for manufacturing same |
| US20140190399A1 (en) * | 2009-08-20 | 2014-07-10 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | REDUCTION OF BASAL PLANE DISLOCATIONS IN EPITAXIAL SiC USING AN IN-SITU ETCH PROCESS |
| US20140193965A1 (en) * | 2009-08-20 | 2014-07-10 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | REDUCTION OF BASAL PLANE DISLOCATIONS IN EPITAXIAL SiC USING AN IN-SITU ETCH PROCESS |
-
2019
- 2019-06-06 RU RU2019117695A patent/RU2716866C1/ru active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU913762A1 (ru) * | 1980-02-20 | 1996-11-20 | Физико-технический институт им. А.Ф.Иоффе | Способ эпитаксиального выращивания карбида кремния политипа 4h |
| US20110045281A1 (en) * | 2009-08-20 | 2011-02-24 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | Reduction of basal plane dislocations in epitaxial sic |
| US20140190399A1 (en) * | 2009-08-20 | 2014-07-10 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | REDUCTION OF BASAL PLANE DISLOCATIONS IN EPITAXIAL SiC USING AN IN-SITU ETCH PROCESS |
| US20140193965A1 (en) * | 2009-08-20 | 2014-07-10 | The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy | REDUCTION OF BASAL PLANE DISLOCATIONS IN EPITAXIAL SiC USING AN IN-SITU ETCH PROCESS |
| US20120280254A1 (en) * | 2009-12-14 | 2012-11-08 | Showa Denko K.K. | Sic epitaxial wafer and method for manufacturing same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2700739B1 (en) | Process for producing an epitaxial silicon carbide single-crystal substrate | |
| US7531433B2 (en) | Homoepitaxial growth of SiC on low off-axis SiC wafers | |
| KR101410436B1 (ko) | 에피택셜 탄화규소 단결정 기판의 제조 방법 및 이 방법에 의하여 얻은 에피택셜 탄화규소 단결정 기판 | |
| US4912063A (en) | Growth of beta-sic thin films and semiconductor devices fabricated thereon | |
| CN110192266B (zh) | SiC外延晶片及其制造方法 | |
| Kong et al. | Epitaxial growth of β‐SiC thin films on 6H α‐SiC substrates via chemical vapor deposition | |
| US5709745A (en) | Compound semi-conductors and controlled doping thereof | |
| Zhao | Surface defects in 4H-SiC homoepitaxial layers | |
| KR20190102210A (ko) | 기저면 전위가 탄화규소 에피택셜층에 미치는 영향을 줄이는 방법 | |
| US9422640B2 (en) | Single-crystal 4H-SiC substrate | |
| US9758902B2 (en) | Method for producing 3C-SiC epitaxial layer, 3C-SiC epitaxial substrate, and semiconductor device | |
| Mazzola et al. | Observation of the D‐center in 6 H‐SiC p‐n diodes grown by chemical vapor deposition | |
| Ji et al. | Low resistivity, thick heavily Al-doped 4H-SiC epilayers grown by hot-wall chemical vapor deposition | |
| RU2691772C1 (ru) | Способ роста эпитаксиальной структуры монокристаллического карбида кремния с малой плотностью эпитаксиальных дефектов | |
| RU2716866C1 (ru) | Способ роста эпитаксиальных слоев карбида кремния р-типа проводимости с малой плотностью базальных дислокаций | |
| JP3628079B2 (ja) | 炭化珪素薄膜製造方法並びに炭化珪素薄膜および積層基板 | |
| Janzen et al. | SiC material for high-power applications | |
| Masumoto et al. | Growth of silicon carbide epitaxial layers on 150-mm-diameter wafers using a horizontal hot-wall chemical vapor deposition | |
| Kimoto et al. | Chemical vapor deposition and deep level analyses of 4H-SiC (112̄0) | |
| JP6295537B2 (ja) | 炭化珪素基板ならびに半導体素子 | |
| CN113078205B (zh) | 基于Al-N共掺的SiC外延结构及其制备方法 | |
| CN113913931A (zh) | 一种具有p型缓冲层的外延结构及其制备方法 | |
| CN113913930A (zh) | 一种具有n型缓冲层的外延结构及其制备方法 | |
| US20220310795A1 (en) | Silicon carbide epitaxial substrate and method for manufacturing same | |
| Lilja et al. | Influence of n-type doping levels on carrier lifetime in 4H-SiC epitaxial layers |