Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Твердые растворы в системе sic-aln и поверхностно-барьерные структуры на их основе 9
1.1 Карбид кремния и нитрид алюминия 9
1.2. Условия образования твердых растворов 13
1.3. Обзор технологий получения твердых растворов (SiC)1-х(AlN)х 18
1.4. Поверхностно-барьерные структуры на основе карбида кремния и его твердого раствора с нитридом алюминия 23
1.5. Выводы 25
ГЛАВА 2. Экспериментальные установки и методика получения пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х 27
2.1. Основные параметры систем ионно-плазменного магнетронного распыления 27
2.2. Расчет границы зоны термализации методом парных соударений в приближении жестких сфер 32
2.3. Технологические аспекты приготовления мишеней и очистки подложек для магнетронного распыления 36
2.4. Получение пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х методом магнетронного распыления 39
2.5. Выводы 49
ГЛАВА 3. Морфология роста, структура и оптические свойства пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х 51
3.1. Исследование структурных свойств пленок (SiC)1-х(AlN)х методом рентгеновской дифрактометрии 51
3.2. Спектроскопия комбинационного рассеяния света пленок (SiC)1-х(AlN)х 56
3.3. Морфология роста и поверхность пленок (SiC)1-х(AlN)х 58
3.4. Атомно-силовая и туннельная микроскопия пленок (SiC)1-х(AlN)х 63
3.5. Оптическое поглощение пленок (SiC)1-х(AlN)х 69
3.6. Фотолюминесценция эпитаксиальных пленок (SiC)1-х(AlN)х 75
3.7. Выводы 79
ГЛАВА 4. Получение и исследование поверхностно-барьерных структур в системе металл/(SiC)1-х(AlN)х 80
4.1. Формирование омических и барьерных контактов к (SiC)1-х(AlN)х/SiC структурам 80
4.2. Расчет высоты потенциального барьера Металл/(SiC)1-х(AlN)х 83
4.3. Определение высоты потенциального барьера Металл/(SiC)1-х(AlN)х 88
4.4. Влияние степени ионности компонентов SiC-AlN на высоту потенциального барьера на контакте Металл/(SiC)1-х(AlN)х 95
4.5. Выводы 98
Заключение 99
Список литературы
- Условия образования твердых растворов
- Расчет границы зоны термализации методом парных соударений в приближении жестких сфер
- Морфология роста и поверхность пленок (SiC)1-х(AlN)х
- Определение высоты потенциального барьера Металл/(SiC)1-х(AlN)х
Введение к работе
Актуальность работы. В настоящее время освоение широкозонных материалов: карбида кремния SiC, нитридов III-й группы и их твердых растворов -становится одним из главных направлений развития современной полупроводниковой электроники. Приборы на основе SiC и его твердых растворах (SiC)1-х(AIIIN)х, обеспечивают высокую надежность и стабильность параметров при экстремальных условиях эксплуатации в силу удачного сочетания полупроводниковых и физико-химических свойств. Наиболее перспективными в этом плане являются твердые растворы карбида кремния с нитридом алюминия (SiC)1-х(AlN)х [1]. Благодаря большой ширине запрещенной зоны (от 3 до 6 эВ) твердые растворы (SiC)1-х(AlN)х могут быть использованы в полупроводниковых приборах, эксплуатирующихся в экстремальных условиях высоких температур, повышенной радиации и химически агрессивных воздействий.
Среди возможных применений можно назвать: датчики пламени и температуры, диагностика плазмы, детектирования следов от двигателей ракет и т.д.
Псевдобинарные твердые растворы (SiC)1-х(AlN)х позволяют существенно расширять диапазон важнейших электрофизических свойств SiC, открывают большие возможности при создании новых оптоэлектронных и высокотемпературных приборов. Твердые растворы (SiC)1-х(AlN)х наследуют уникальные механические, химические и тепловые свойства карбида кремния [1]. К тому же, в них путем изменения состава возможно в широких пределах управлять оптическими и электрическими свойствами.
Твердые растворы (SiC)1-х(AlN)х также перспективны для применения в структурах с поверхностьными барьерами: в высоковольтных диодах, транзисторах и т. д. К примеру, свойства диода Шоттки на основе структуры (SiC)1-х(AlN)х/SiC можно изменять в широких пределах: выбором барьерного металла, концентрации х в твердом растворе, степени легирования подложки и т.д. Применение широкозонного полупроводника в роли подзатворной области значительно уменьшает токи утечки затвора, а также увеличивает предельную рабочую температуру диодов и транзисторов.
Однако в настоящее время проблемы получения структурно совершенных тонких пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х с применением ионно-плазменных технологий недостаточно решены. Проблема формирования (SiC)1-х(AlN)х во всем интервале составов методом ионно-плазменного (магнетронного) распыления является актуальной задачей, требующей модернизации технологических процессов с учетом специфики их физико-химических свойств.
Настоящая работа проводилась в соответствии ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013гг «Проведение научных исследований целевыми аспирантами» 2009-2010 гг., по «Разработка технологии получения и исследование структур с поверхностными барьерами на базе твердого раствора карбида кремния с нитридом алюминия для создания высоковольтных и высокотемпературных диодов Шоттки» (гос. контракт №П2139).
Цель работы: разработка технологии получения структурно совершенных пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х различных составов, исследование их свойств, а также формирование на их основе поверхностно-барьерных структур в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х/SiC.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
- Изучение технологических основ формирования структурно совершенных
пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х методом магнетронного распыления
составных мишеней SiC с Al.
- Исследование свойств полученных пленок твердого раствора (SiC)1-
х(AlN)х.
Получение поверхностно-барьерных структур в системе Me/(SiC)1-х(AlN)х и определение высоты потенциального барьера.
Определение закономерности влияния степени ионности компонентов SiC-AlN на высоту потенциального барьера на контакте Meталл/(SiC)1-х(AlN)х при изменении концентрации х.
Научная новизна и практическая значимость работы состоит в разработке технологии получения эпитаксиальных слоев (SiC)1-х(AlN)х на базе ион-но-плазменного магнетронного распыления, исследовании их свойств и получении барьерных структур Металл/(SiC)1-х(AlN)х.
1. Разработана методика формирования структурно совершенных эпитакси-
альных слоев твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х на подложках карбида кремния
магнетронным распылением составных мишеней SiC+Al на постоянном токе
(патент RU № 2482229).
2. Впервые получены монокристаллические пленки твердого раствора
(SiC)1-х(AlN)х методом магнетронного распыления на постоянном токе состав
ных мишеней SiC, распыляемая поверхность, которой частично покрыта слоем
Al, в атмосфере аргона и азота. Показаны преимущества технологии получения
пленок (SiC)1-х(AlN)х с применением составных мишеней.
3. По результатам исследований структуры и морфологии методами атомно-
силовой микроскопии, сканирующей туннельной микроскопии, методом ком
бинационного рассеивания света (КРС) определены оптимальные технологиче
ские факторы формирования монокристаллических пленок (SiC)1-х(AlN)х.
-
Впервые установлено, что в твердом растворе (SiC)0,36(AlN)0,64 интенсивность коротковолновой полосы спектра фотолюминесценции (maх = 308 нм) возрастает с по сравнению с длинноволновой полосой (maх = 401 нм), при увеличении энергии возбуждения.
-
Впервые теоретически рассчитаны и экспериментально найдены значения высоты потенциального барьера в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х в зависимости от концентрации х и природы металла.
-
Экспериментально выявлен дополнительный фактор – степень ионности компонентов SiC и AlN, влияющую на высоту барьера Шоттки в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х при изменении содержания компоненты х в пленке.
8. Результаты комплексного исследования барьеров Шоттки в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х рекомендованы для создания на их основе приборных структур экстремальной электроники.
Научные положения, выносимые на защиту:
1. Способ получения пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х ионно-
плазменным магнетронным распылением составных мишеней SiC с Al, в за
данных соотношениях, на постоянном токе в аргон-азотной среде.
-
Зависимость фазового изменения эпитаксиальных пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х от температуры T подложки, при фиксированных других параметрах. При T ~ 700С пленка формируются в аморфной фазе. При температурах подложки свыше 820С наблюдается переход к поликристаллическому строению. При температурах T 1000С формируется монокристаллическая фаза.
-
Относительно быстрое возрастание интенсивности коротковолновой полосы спектра фотолюминесценции пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х, при концентрациях х > 0,6 по отношении к другим полосам с увеличением энергии возбуждения от ~ 4 до ~ 5 эВ, обусловленный увеличением роли переходов зона-зона при данных составах.
4. Растущая зависимость высоты поверхностно-потенциального барьера
структуры Металл/(SiC)1-х(AlN)х, с ростом содержания компоненты х, от рабо
ты выхода металла, обусловленная увеличением степени ионности твердого
раствора (SiC)1-х(AlN)х.
Практическая ценность. Усовершенствована методика выращивания эпи-таксиальных слоев (SiC)1-х(AlN)х на подложках карбида кремния методом магнетронного распыления на постоянном токе.
Разработан способ получения эпитаксиальных пленок твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х (патент на изобретение № 2482229 приоритет от 26.12. 2011).
Рекомендована технология формирования барьеров Шоттки в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х. Результаты комплексного исследования барьеров Шоттки в системе Металл/(SiC)1-х(AlN)х могут быть использованы для создания на их основе приборных структур.
Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на Международной конференции «Фазовые переходы, критические и нелинейные явления в конденсированных средах» (Махачкала, 2007); VII Международной конференции «Химия твердого тела и современные микро и нанотехнологии» (Кисловодск - Ставрополь, 2007); International Conference on Silicon Carbide and Related Materials (Otsu, Japan, 2007); на V Всероссийской конференции Физической электронике (Махачкала, 2008); VI Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия: структуры и приборы» (Санкт-Петербург 2008); Международной конференции ИННОВАТИКА (Ульяновск 2011); VIII Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия: структуры и приборы» (Санкт-Петербург 2011); Photonics, Devices, and Systems V; Proc. of SPIE
(Prague, Czech Republic, 2011); New Trends in Physics - NTF (Brno, Czech Republic 2012); Всероссийской конференции Современные проблемы физики плазмы (Махачкала 2013).
Публикации: Материалы диссертации опубликованы в 19 научных работах, в том числе в 5 рецензируемых работах рекомендованных ВАК. Получен патент на изобретение RU №2482229.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения. Общий объем диссертации 112 страниц, включая 7 таблиц и 48 рисунков. Библиография содержит 127 наименований.
Условия образования твердых растворов
В ведущих электронных державах мира среди материалов полупроводниковой электроники по объемам экономических вложений в процессы роста кристаллов, получения эпитаксиальных структур и создания приборов силовой электроники, СВЧ электроники и оптоэлектроники доминируют широкозонные материалы нитрид галлия (GaN), нитрид алюминия (AlN) и карбид кремния (SiC). Наряду с широкой запрещённой зоной, для них характерна достаточно высокая температура Дебая, которая определяет стойкость материала к внешним воздействиям.
Карбид кремния – широкозонный полупроводник с уникальным сочетанием физико-химических свойств, позволяющим реализовать на его основе практически все известные типы полупроводниковых приборов, сохраняющие при этом функциональные свойства в экстремальных условиях (высокие температуры, повышенная радиация, агрессивные среды и т.п.). Этим объясняется повышенный интерес к разработкам приборов на основе карбида кремния по всему мире.
На сегодня известно порядка 200 политипов SiC, но механизм формирования той или иной модификации неясен. Наиболее важными являются: кубическая модификация: 3C-SiC (кубическая элементарная ячейка, цинковая обманка); 2H-SiC; 4H-SiC; 6H-SiC (гексагональная элементарная ячейка, вюртцит); 15R-SiC (ромбоэдрическая элементарная ячейка). Другие политипы с ромбоэдрической элементарной ячейкой: 21R-SiC, 24R-SiC, 27R-SiC и т.д. Во всех политипах, за исключением 3C- SiС и 2H-SiС атомные слои с кубической (C) и гексагональной (H) симметрией следуют в строгом порядке в направлении c – оси. Это можно рассматривать как естественную одноразмерную сверхрешетку, наложенную на «чистый» т.е. h-слой свободного 3C- период сверхрешетки будет различным для различных политипов SiC.
Разница в энергиях кристаллической решетки различных модификаций незначительна. Главные факторы, оказывающие влияние на формирование политипов и полиморфные превращения это температура и давление. Однако построение фазовой диаграммы для политипных систем затруднено, т.к. при постоянном давлении и одинаковой температуре возможно формирование разных политипов в зависимости от различных малозначительных внешних воздействий – изменения соотношения компонент, типа синтеза (жидкофазный либо твердофазный). При атмосферном давлении кубический карбид кремния 3С -SiC превращается в гексагональные модификации при температурах 2200С -2600 С
Наиболее очевидное влияние температуры на кристаллическую структуру твердых тел это тепловое расширение, приводящее к увеличению межатомных расстояний. Таким образом, область термодинамической устойчивости политипов, по-видимому, определяется соответствующим интервалом межатомных расстояний. Действительно, для SiC при нормальных условиях наблюдается линейная зависимость межслоевых расстояний от степени гексагональности. Наименьшее межслоевое расстояние 0,2517 нм наблюдается для политипа 3С, а наибольшее для модификации 2Н - 0,2524 нм. Степень гексагональности меняется от 0 для кубического политипа 3С до 100% у гексагональной модификации 2Н. В результате компьютерных расчетов было установлено, что степень гексагональности других политипов варьируется в диапазоне от 0 до 100% и может быть вычислена по формуле W = (i/n)100%, где n - число слоев в направлении оси с, составляющих элементарную ячейку; i=2, 4, …, n-2 для четного n; i=2, 4, …, n-3 для нечетного n.
Тот или иной политип должен формироваться в условиях, когда межатомные расстояния соответствуют степени гексагональности политипа. Следовательно, при низких температурах должен формироваться политип с самой низкой степенью гексагональноси - кубический SiC, затем политипы с более высокой степенью гексагональности. Кроме того, как следует из приведенной формулы, с увеличением количества слоев степень гексагональности политипов может сильно варьироваться (например, для 8Н степень гексагональность может быть 25%, 50% и 75%). В результате становится возможным перекрытие температурных интервалов устойчивости разных модификаций. Формирование кубического SiC не только при низких температурах, но и при температурах выше 2200 С в начальные моменты карбидообразования, может быть объяснено тем, что межатомные расстояния в кристаллах нанометрического размера, при ковалентном типе связи меньше, чем кристаллах размером более 10 нм. Это вызвано зависимостью межатомных расстояний от степени ковалентности связей. Как показывают модельные расчеты межатомные расстояния в кристаллах карбида кремния нанометрического размера таковы, что вплоть до температуры 2500 С их структура должна быть кубической. Формирование же других политипов при высоких температурах осуществляется за счет фазовых превращений при увеличении размеров кристаллов. Установленные закономерности, по-видимому, справедливы не только для карбида кремния, но и других соединений, в которых наблюдается политипизм (нитрид бора, сульфид цинка, алмаз и т.п.).
Расчет границы зоны термализации методом парных соударений в приближении жестких сфер
Действие магнетронного распылителя основано на распылении материала мишени-катода при его бомбардировке ионами рабочего газа, образующимися в плазме тлеющего разряда. Основные элементы магнетронной распылительной системы - это катод, анод и магнитная система, предназначенная для локализации плазмы у поверхности мишени – катода. Магнитная система, расположенная под катодом, состоит из центрального и периферийных постоянных магнитов, расположенных на основании из магнитомягкого материала. На катод подается постоянное напряжение от источника питания. Основные преимущества магнетронного способа распыления – высокая скорость нанесение пленки и точность воспроизведения состава распыляемого материала.
Магнетронные распылительные системы (МРС) относятся к системам распыления диодного типа, в которых распыление материала происходит за счет бомбардировки поверхности мишени ионами рабочего газа (например, Ar), образующимся в газе аномально тлеющего разряда. Высокая скорость распыления, характерная для этих систем, достигается увеличением плотности ионного тока за счет локализации плазмы у распыляемой поверхности мишени с помощью сильного поперечного магнитного поля [64,65].
В МРС плазма разряда существует только в области магнитной ловушки в непосредственной близости от мишени, и ее форма определяется геометрией и величиной магнитного поля [65]. Важным параметром разряда, определяющим скорость распыления, является электрическая мощность, причем скорость осаждения пленки почти линейно зависит от мощности приложенного разряда [65]. В свою очередь мощность разряда при постоянном токе источника зависит от давления p и индукции магнитного поля B. В достаточно слабых магнитных полях существует такое значение p, при котором на разряде выделяется максимальная мощность. При достаточно высоком p максимальная мощность достигается уже при В = 0,040,06 Тл [65,67].
Исследования [65,68-70] показали, что зависимости напряжения зажигания от давления рабочего газа и индукций магнитного поля аналогичны. Сходство приведенных зависимостей указывает на тот факт, что магнитное поле и рабочее давление оказывают одинаковое влияние на возникновение и развитие разряда в МРС. Таким образом, замечено, что эффективность работы МРС зависит от правильного выбора рабочих параметров, а стабильность этих параметров определяет постоянство скорости осаждения пленки и воспроизводимость свойств получаемых пленок [68]. Необходимая скорость осаждения пленки в магнетронной системе с достаточной точностью можно поддерживаться за счет постоянства таких параметров процесса, как ток разряда или подводимая мощность. Эти функции может выполнять источник питания, благодаря чему управление конечной толщиной пленки достигается, если задается время осаждения. Однако можно управлять ростом пленки с помощью прямых методов контроля, например с помощью кварцевого датчика, поскольку плазма в магнетронной системе локализована и не воздействует на датчик [64]. Как показывает практика, для обеспечения воспроизводимости и стабильности процесса напыления пленки ток разряда необходимо поддерживать с точностью ±2%, а при стабилизации процесса по мощности разряда точность ее поддержания составляет ±20 Вт в диапазоне регулирования от 0 до 10 кВт. При этом рабочее давление должно быть постоянным (отклонение не должно превышать ± 5%).
Экспериментально установлено, что существенное влияние на коэффициент распыления оказывает геометрия распылительной системы и давление рабочего газа. Очевидно, что при некотором пороговом давлении коэффициент распыления начинает уменьшаться. Это объясняется увеличением вероятности возвращения распыленных атомов на мишень при увеличении давления вследствие процессов обратной диффузии и обратного рассеяния (отражения). Под обратной диффузией следует понимать возвращение на мишень распыленных атомов, имеющих среднюю кинетическую энергию, равную средней кинетической энергии атомов рабочего газа. Такое возвращение может происходить с расстояний, значительно превышающих длину свободного пробега распыленных атомов. Обратное рассеяние представляет собой возвращение распыленных атомов на мишень в результате рассеяния на атомах рабочего газа. Этот процесс происходит на расстояниях, не превышающих ЯГ1, и характеризуется различием кинетических энергий и масс соударяемых частиц. В зависимости от соотношения масс атомов распыляемого материала Та и атомов рабочего газа Т, преобладает тот или иной процесс возвращения распыленных атомов на мишень, и, следовательно, выражения для коэффициента распыления будут различными.
При МРС необходимо учитывать множество технологических особенностей, к примеру, существенную роль при ионном распылении играет процесс каналирования ионов [71], определяющий глубину их проникновения в мишень. Также важнейшими характеристиками разряда МРС являются геометрия и величина магнитного поля, рабочее давление и вольтамперная характеристика разряда [72-77].
Морфология роста и поверхность пленок (SiC)1-х(AlN)х
Рентгеноструктурный анализ (рентгенодифракционный анализ - общепринятое обозначение - ХRD) - один из дифракционных методов исследования структуры вещества. В основе данного метода лежит явление дифракции рентгеновских лучей на трехмерной кристаллической решетке.
Метод позволяет определять атомную структуру вещества, включающую в себя пространственную группу элементарной ячейки, ее размеры и форму, а также определить группу симметрии кристалла [91].
Структура эпитаксиальных пленок (SiC)1-x(AlN)x исследовалась методом рентгенодифракционного анализа на дифрактометре Shimadzu XRD 7000 с использованием отфильтрованного CuK1-излучения (1 = 1.5406 ). Регистрация дифрагированного рентгеновского излучения в -2 режиме осуществлялась сцинтилляционным детектором, представляющим собой сочетание кристалла -сцинтиллятора NaI и фотоэлектронного умножителя. Размеры рентгеновского пучка, щелей: DS = 0,5, SS = 0,5, RS = 0,3 мм. Рентгеновские дифрактограммы получали как от подложки 6H-SiC, так и от эпитаксиальной пленки (SiC)1-x(AlN)x.
Обзорную дифрактограмму образцов снимали во всем интервале углов 2 (20-140). Об образовании твердого раствора (SiC)1-x(AlN)x судили по изменению местоположения дифракционных максимумов относительно максимумов SiC подложки. При проведении дифрактометрического анализа монокристаллов в определенной ориентации, мы можем получить 1-2 иногда -3 рентгеновские дифракционные линии. Это зависит от того, как ориентирован монокристалл в процессе роста. В нашем случае для исследуемых образцов (SiC)1-x(AlN)x/SiC замечены 3 линии. Из обзорных дифрактограмм было видно, что искажение структуры не наблюдается, то есть не замечено других линий указывающих на смещение кристаллической решетки эпитаксиальной пленки и появление сверхструктурной фазы (рисунок 3.1).
Для определения параметров кристаллических решеток эпитаксиальных пленок была выбрана линия (002) в интервале от 35,1 до 36,5 (рисунок 3.1). Твердый раствор (SiC)1-x(AlN)x располагается между рефлексами (006) от 6H-SiC и (002) от 2H-AlN. Точность определения параметров решетки на данном этапе исследований составляла 0,001 . Кристаллическое совершенство подложки и полученной пленки (SiC)1-x(AlN)x оценивали по величине полной ширины на половине высоты (FWHM). На дифрактограмме пики и значения FWHM для слоев (SiC)1-x(AlN)x определялись с помощью программного обеспечения Rietveld встроенного в дифрактометр.
Вследствие большой интенсивности пика (006) от подложки на его фоне появляется малый пик, полученные линии располагаются между стандартными значениями монокристаллических SiC и AlN, что говорит об образовании твердых растворов (SiC)1-x(AlN)x в диапазоне концентраций 0 х 1. Из рисунка 3.2 видно, что при увеличении концентрации х в пленке, пик плавно смещается в сторону больших углов. Сравнительный анализ результатов FWHM (таблица 3.1) показывает, что структурное качество эпитаксиальных пленок схоже со структурой подложки (FWHM 0,006). На рисунке 3.2,a показана дифрактограмма структуры (SiC)1-x(AlN)x/SiC при x = 0,12 спектры от подложки и пленки сливаются, затрудняя точное определение концентрацию x в пленке. Для снижения погрешности значения межплоскостного расстояния d данного состава были получены дополнительные дифрактограммы образца, при котором среднее значение (2) = 0,002.
Кристаллы в системе SiC-AlN образуют твердые растворы изоморфного замещения. В соответствии с ионными радиусами атомы замещаются по механизму Si Al и C N [92]. При возрастании x кристаллическая решетка эпитаксиальной пленки перестраивается в вюрцитную структуру с образованием 2H-(SiC)1-x(AlN)x с отличиями параметров решеток менее 1% (таблица 3.1). Линейная интерполяция параметра с кристаллических решеток исходных соединений SiC и AlN в соответствии с законом Вегарда показывает концентрацию x полученного твердого раствора (рисунок 3.3,1). Но для более точного определения концентрации x в эпитаксиальной пленке (SiC)1-x(AlN)x необходимо учесть значение 0,03, полученное при сопоставлении стандартных данных из картотек ICSD: 601178 и 606234 (рис. 3.3,2) для твердых растворов (SiC)1-x(AlN)x с составами x = 0,5 и x = 0,57 соответственно.
Определение высоты потенциального барьера Металл/(SiC)1-х(AlN)х
Термическим методом барьерные контакты получали на установке ВУП-4. Сущность процесса термического испарения заключается в нагреве вещества в высоком вакууме до температуры, когда давление его собственных паров на несколько порядков превышает давление остаточных газов. При этом атомы испаренного вещества распространяются прямолинейно, так как длина свободного пробега значительно превышает расстояние «источник-подложка». Метод термического испарения характеризуется простотой и высокой скоростью осаждения, но не обеспечивает достаточной воспроизводимости свойств пленок, особенно веществ сложного состава.
Испарение металлов производится путем нагревания испаряемого вещества в вакууме. При этом кинетическая энергия молекул и атомов в поверхностном слое увеличивается, они отрываются от поверхности и распространяются в свободном пространстве. С повышением температуры и увеличением энергии молекул возрастает количество частиц, способных оторваться от поверхности испаряемого вещества. Скорость испарения вещества определяется количеством вещества, испаряемого с единицы площади в 1 секунду, и выражается формулой [114] M Vucn - скорость испарения, г/см2 с; Рs - давление насыщенного пара 1,33 Па; М молекулярная масса испаряемого вещества, г/моль; Т - температура испарения вещества, К.
Формула для определения скорости испарения справедлива для молекулярного режима испарения. Молекулярным называют режим, при котором остаточное давление меньше 1,33 10"2 Па, а упругость пара не превышает 1,33-102 Па. При упругости пара, большей 1,33 10"2 Па, над испарителем.
В вакуумной системе, какой является напылительная установка, в состав остаточных газов входят, прежде всего: Н2О, СОг, Ог, N2, Н2. Частицы паров напыляемого материала могут вступать с этими газами в химическую реакцию, но при достаточно большой длине свободного пробега в пространстве источник -подложка это становится маловероятным.
Молекулы остаточного газа, реагируя с напыленным металлом, окисляют его. Тонкий окисный слой, образующийся на границе пленка - подложка, улучшает адгезию пленки, поэтому пленки, которые окисляются лучше (Cr, Fe, Ті), имеют лучшую адгезию, чем пленки, которые плохо поддаются окислению (Au, Ag, Ni, Pd). Такие пленки обычно напыляются с подслоем другого металла, который имеет лучшую адгезию к подложке [112].
Этот метод не позволяет испарять тугоплавкие материалы и характеризуется разбросом в размерах, вылетающих из источника частиц (от атомов до молекулярных комплексов) испаряемого вещества, что является причиной появления поверхностных дефектов и нарушения структурной однородности пленки по толщине.
Таким образом, барьеры Шоттки (рисунок 4.3) создавались термическим способом на установке ВУП-4 в глубоком вакууме (105 Торр) и магнетронным распылением тугоплавких металлов в атмосфере аргона при температуре подложек 450 С.
Толщина металлических слоев составляло 0,4-5 мкм. С целью стабилизации рабочих характеристик проводился кратковременный (1020 сек) отжиг полученной структуры в вакууме от 500 С до 950 С в зависимости от температуры плавления поверхностного металла.
Научный интерес к контакту металл – полупроводник впервые возник 1874 г. у Брауна [114]. Дальнейшие исследования и открытие теорий [115-124] положило основу для разработки структур с барьерами Шоттки [118].
Для расчета высоты барьера в системе Ме/(SiC)1-х(AlN)х из литературных источников в сравнении брались экспериментальные данные соответствующие пленкам твердого раствора разных составов. Авторами [105] представлены экспериментальные зависимости ширины запрещенной зоны твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х от состава для прямых и непрямых переходов, полученные из анализа спектров поглощения, катодо- и фотолюминесценции. Изменение ширины запрещенной зоны от состава рассчитывалось по закону, описанному в параграфе 3.5 (формулы 3.8,а и 3.8,б); где было сказано, что при х 0,6 твердый раствор становится прямозонным. В соответствии с многокомпонентностью твердого раствора трудно предугадать поведение высоты барьера Шоттки во всем интервале составов, так как возможно появление различных фазовых включений и сверхструктурных фаз.
Другая сложность заключается в определении электронного сродства твердого раствора (SiC)1-х(AlN)х (электронное сродство определяется как энергия необходимая для удаления электрона со дна зоны проводимости). Для определения электронного сродства AlN, мы использовали значение работы выхода jm = 5,35 эВ при T = 1000-1600 К и ширины запрещенной зоны при T = 1200 К, Eg = 4,2 – 4,3 эВ [125] (рисунок 4.5).
