Si（110）外延层原子粗糙度与其上3C-SiC生长方向之间的相互作用外文翻译资料

 2022-07-21 14:51:31

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Si（110）外延层原子粗糙度与其上3C-SiC生长方向之间的相互作用

摘要：

本文中，我们通过化学气相沉积在Si（001）衬底上进行了3C-SiC / Si / 3C- SiC层堆叠生长。结果表明，通过调整生长条件，可以沿[111]或[110]方向生长3C-SiC外延层。Si（110）/ 3C-SiC（001）/ Si（001）异质结构中生长理想3C-SiC取向的关键参数被重点研究，与Si外延层的表面形态有关。层之间的外延关系使用X射线衍射和透射电子显微镜（TEM）来表征。我们发现无论顶层3C-SiC的外延取向如何，围绕生长方向旋转90°的畴都存在于外延层中。此外，通过高倍率TEM研究了两种3C-SiC取向之间的差异。结果表明，Si（110）外延层的表面形貌是生长3C-SiC（110）外延层的重要因素，而在3C-SiC（111）和Si（110）之间观察到平面异质界面。控制顶部3C-SiC生长方向对于开发新的微机电系统至关重要。

一、引言

碳化硅（SiC）是宽带隙半导体，具有优异的物理化学性质，如高耐热性，高化学稳定性和较高的机械强度。根据这些特点，SiC被认为是高压，高温电子器件以及在恶劣环境中工作的微机电系统（MEMS）和纳米机电系统（NEMS）有前景的代替者。然而，六方晶型（4H-SiC和6H-SiC）的高成本阻碍了工业SiC基器件的广泛发展。由于在低成本，大直径硅（Si）衬底上异质外延生长的能力，立方体多型（3C-SiC）已经引起了几十年的关注。3C-SiC / Si异质结构的优点是它可以轻松地集成到传统和成熟的Si技术中。此外，3C-SiC在室温下对所有化学品是惰性的，从而简化了制造过程。事实上，尽管处理这种异质结构的研究人员作出了值得称道的努力，但3C-SiC层仍然受到高密度结构缺陷的困扰，如堆垛层错（SFs），微孪晶（mu;-孪晶）和由反相边界（APB）分离的反相畴（APD）。这些缺陷归因于这两种材料之间大的晶格失配、热膨胀系数的差异以及不同的晶体结构（菱形与闪锌矿）。实验表明，3C-SiC层中的缺陷是电活性的，导致器件的电性能急剧下降。因此，这些缺陷是3C-SiC的电子器件的主要瓶颈，并且大大地降低了人们对立方体型碳化硅的研究兴趣。尽管存在这些缺陷，由于其良好的机械性能，3C-SiC应用于微机电系统MEMS /纳米机电系统NEMS还是非常有潜力的。此外，在Si衬底上生长的3C-SiC / Si / 3C-SiC异质结构是在为新型和原始MEMS / NEMS设计铺平道路，就如在3C-SiC伪衬底上生长3C-SiC膜。然而，如果Si衬底上的3C-SiC层的瓶颈在于缺陷，则3C-SiC / Si伪衬底上附加生长3C-SiC / Si层似乎是一项艰巨的任务。

我们最近成功地通过优化每个层的生长条件来实现3C-SiC伪衬底上生长平坦的3C-SiC膜。这种异质结构中，3C-SiC（001）方向上沿着[110]方向生长的中间Si外延层用作牺牲层以限定随后的膜形状。然而，在消除这种Si外延层之前，它也作为随后的3C-SiC外延层生长的底物。因此，完全了解Si（110）外延层上3C-SiC的特定生长机制是实现3C-SiC膜用于谐振应用的必需条件。

文献中已经报道了关于（110）取向的Si衬底上3C-SiC的异质外延生长的几项研究。Nishiguchi 等人首先通过化学气相沉积在Si（110）衬底上报告3C-SiC（111）层的生长。他们解释这个旋转的外延是3C-SiC（111）和Si（110）通过调节适应彼此的面内晶格失配导致的。 Anzalone等人将3C-SiC层的取向变化归因于初始生长阶段期间二阶孪晶的形成。此外，Sambonsuge等人定义了3C-SiC表面的表面能各向异性，作为在Si（110）衬底上从（110）到（111）切换3C-SiC取向的关键参数，其中3C-SiC层通过分子束外延生长。最后，实验表明使用离轴Si（110）衬底对消除3C-SiC（111）层中的缺陷具有重要的影响。所有这些研究都是在Si（110）衬底上完成的。然而，文献中还没有记载在薄Si（110）外延层上的3C-SiC的生长，与大块的Si衬底相比它具有高密度缺陷。除了Bjouml;rketun等人报道的工作外，还没有关于这个课题的其他论文出版。在他们的工作中，简要地讨论了Si（110）外延层上3C-SiC的生长。3C-SiC层沿[110]方向取向，具有刻面和粗糙的表面形貌，但是对层堆叠没有给出进一步的细节。最近，我们成功地控制了Si（110）外延层上的顶部3C-SiC外延层从[110]到[111]的生长方向的切换。即使这个切换是可重复的，其背后的原因仍然是模糊的。总而言之，尽管从基础和应用的角度来看，这种异质结构非常重要，但是一些问题仍然不明确，仍有待解读。

此外，已知对于各向异性材料（如Si或3C-SiC），弹性模量受到晶体学方向的强烈影响。通常，与（110）和（001）取向层相比，Si的（111）取向层显示出更高的弹性模量。因此，控制顶部3C-SiC外延层的生长方向对于MEMS / NEMS应用是有利的。这个控制现在是可以实现的，将在本文中讨论。

在这里，我们将在Si（110）外延层上提供这种旋转外延的附加实验证据，并通过对不同工艺生长的异质结构进行结构研究，着重讨论了生长方向切换的关键参数。

二、实验细节

为了完成这项工作，3C-SiC / Si异质结构已经在3C-SiC / Si（001）模板上通过热壁化学气相沉积法生长，以形成图1所示的完整的异质结构。在这个研究之前，3C-SiC / Si（001）模板已经使用常规生长工艺制成。3C-SiC膜的厚度是在2英寸的Si（001）衬底上生长的。

可用于获得该目标异质结构的三条路径描述如下，并总结在图2中：

bull; 一个沉积步骤（ODR）：该生长过程包括在一个沉积步骤中完成3C-SiC / Si模板上生长Si外延层及随后生长3C-SiC外延层。

bull; 两个沉积步骤1（TDR1）：该生长过程基于在3C-SiC / Si模板上的Si外延层生长之后再单独沉积生长顶部3C-SiC外延层。这意味着Si外延层在顶层3C-SiC外延层生长之前与空气接触。

bull; 两个沉积步骤2（TDR2）：该过程类似于TDR1;然而，在顶部3C-SiC外延层的生长之前进行退火步骤。

在所有这些情况下，Si外延层在规定的优化生长条件（T = 900℃和P = 900mbar）下生长。对于顶部3C-SiC外延层生长，常规的两步生长先用碳化步骤，然后在较高温度下生长。在碳化步骤中，900℃下引入丙烷（C3H8），升温至1150℃。将C3H8通量恒定在20sccm，整个碳化步骤的持续时间为5分钟。之后，在升温期间，在没有丙烷的条件下温度升高到1320℃。在1320℃下，将1sccm的SiH4和0.5sccm的C3H8引入反应器室以生长3C-SiC外延层。对于在ODR工艺中生长的3C-SiC外延层，我们将生长时间固定10分钟（200nm厚的3C-SiC外延层），而将在TDR1工艺中生长的3C-SiC外延层的生长时间缩短到2分钟以制成80nm厚的3C-SiC膜。

顶部3C-SiC生长阶段之前的热退火在氢气环境（H2 = 10slm）、900℃和900mbar下进行持续20分钟。

此外，为了清晰地描述生长过程，我们在不同阶段停止了生长，观察了前两个工艺中顶部3C-SiC外延层生长方向的演变。图2中的数字I，II和III表示在冷却之前生长过程停止的步骤。因此，（I）对应于Si外延层生长，（II）对应于Si外延生长，随后碳化和温度升高，（III）表示Si外延层的生长，随后进行碳化，温度上升以及3C-SiC的生长。

使用Cu Kalpha;射线（0.154nm）的Panalytical X#39;Pert Pro衍射仪通过常规的2theta;-omega;扫描进行3C-SiC / Si / 3C-SiC / Si异质结构的晶体取向测定。通过XRDФ扫描建立3C-SiC外延层相对于下面的Si（110）外延层之间的面内外延关系。Ф扫描被记录通过将样品围绕Phi;轴分别对每层以固定的2theta;和chi;值旋转样品。记录每层扫描（111）峰。将Si外延层的（111）峰的位置与3C-SiC外延层的位置进行比较，用于建立3C-SiC外延层和下面的Si（110）外延层之间的面内外延关系。使用在200kV下工作的JEOL-JEM 2010FEG进行横截面透射电子显微镜（TEM）研究。通过机械抛光，然后进行离子铣削，以经典方式制备横截面TEM样品。

三、结果

A. 从3C-SiC（111）到3C-SiC（110）的生长方向的旋转

首先，我们考虑在ODR或TDR1过程之后生长的异质结构的结构演变，其中生长在不同的阶段停止。图3（a）和（b）分别表示在ODR过程和TDR1过程的这些不同阶段执行的2theta;-omega;扫描。

从图3（a）的黑色曲线可以看出，如前面观察到的，Si外延层在3C-SiC（001）/ Si（001）模板上沿[110]方向生长。此外，如果Si外延生长之后是碳化步骤和温度升高（图2（a）（II）），则在2theta;-omega;扫描中出现35.69°的附加峰，这归因于（111）峰（图3（a）中的蓝色曲线））。由于在这些条件下形成非常薄的3C-SiC缓冲层，峰强度相对较低。另外的3C-SiC生长步骤（图2（a）（III））导致在35.69°处的峰强度增加，并且在75.44°处出现新峰。该二级峰对应于顶部3C-SiC外延层的（222）峰，如图3（a）中的红色曲线所示。该结果表明，从生长的早期阶段（即，碳化和温度升高），顶部3C-SiC外延层采用这种特定的生长方向。如果这两个步骤之后是1320℃的生长步骤，则该生长方向保持不变。

在TDR生长的情况下，即在随后的3C-SiC生长之前，将Si外延层暴露于空气中接触，观察到了不同的趋势。实际上，如图3（b）所示，顶部3C-SiC外延层自成核初期沿[110]方向生长，如图3（b）蓝色曲线中的峰值为60.05°，对应于3C-SiC（220）。在这种情况下，进行3C-SiC的生长导致3C-SiC（220）峰强度的增加。该结果表明，3C-SiC顶部外延层从成核初期起采取给定的生长方向，并在生长阶段保存，但在这种情况下，生长方向遵循[110]方向。

较于ODR和TDR1，最后一个过程（TDR2）没有在每一步都被表征。尽管如此，对于完整的异质结构，顶部3C-SiC外延层沿着[111]生长方向取向，如图3（c）中的2theta;-omega;扫描所示。我们注意到，在所有情况下，在33°附近的窄峰都归因于Si（001）衬底的禁止衍射峰。

总之，通过避免在3C-SiC生长步骤之前的Si外延层与空气的接触，可以在类似的生长条件下实现顶部3C-SiC外延层的两个不同的生长方向。因此，我们可以假设空气接触之后在Si外延层表面上形成天然氧化物，这可以解释在生长方向上的转换。我们将在第五部分更深入地讨论这一点。

B. 面内外延关系：3C-SiC（111）/ Si（110）

随后，方位角XRDФ-扫描与横截面TEM实验相结合以确定面内外延关系。首先对异质结构进行全面的研究，利用3C-SiC（111）外延层中（111）峰的方位角XRDФ-扫描研究Si（110）外延层上的（111）取向的3C-SiC外延层（即2theta;= 35.69°和chi;= 70.54°），下层Si（110）外延层中的（111）峰（即2theta;= 28.54°，chi;= 35.26°）。记录的Ф-扫描可以揭示每层中存在旋转域。图4（a）显示了该异质结构的3C-SiC（111）/ Si（110）外延层的（111）衍射峰。该扫描显示Si外延层的特征在于八个（111）峰。这八个峰对应于Si外延层中存在的四个区域。相对于称为C1和C2的两个域围绕生长方向旋转90°。这两个结构域的出现归因于3C-SiC表面上APD的存在。此外，每个结构域都具有相同的概率出现和扩展双核域。这是由3C-SiC（001）和Si（110）的镜面之间的角度偏移引起的。因此，CiT（i = 1,2）是Ci的双核域，即CiT沿着[-110]方向而不是[110]方向。因此，C1 / C1T是在底部3C-SiC层中D1区域上生长的两个Si畴，而C2 / C2T生长在D2结构域上。 D1和D2是两个3C-SiC结构域围绕生长方向旋转90°，彼此称为由APB分离的APD。关于Si外延层中的域重新分配的进一步信息及其与3C-SiC层中的底层域的关系在其他地方详细讨论。为了研究顶部3C-SiC外延层中的区域的存在，我们进行了方位XRD对于3C-SiC（111）外延层的（111）峰的Ф-扫描。对于无域3C-SiC外延层，三个（111）峰必须在Ф中分开120°。从图4（a）的红色曲线可以看出，十二个（111）峰出现而不是三个，这突出了3C-SiC外延层中四个结构域的存在。直观地讲，我们将3C-SiC外延层中这四个结构域的存在归因于下面的Si外延层中存在四个结构域。因此，我们认为3C-SiC（111）外延层中的B1 / B1T在Si外延层中的C1 / C1T上生长，而3C-SiC（111）外延层中的B2 / B2T在Si中的C2 / C2T 全文共10321字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

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