Оптимизация процесса роста монокристаллов карбида кремния на затравках различных кристаллографических ориентаций тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.27.06, кандидат наук Фадеев, Алексей Юрьевич

• Фадеев, Алексей Юрьевич
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Фадеев, Алексей Юрьевич

Оглавление

Введение

Глава 1. Методы выращивания 81С. Дефекты в вЮ

1.1. Основные методы, применяемые при выращивании монокристаллов вЮ

1.1.1. Сублимационный рост (РУТ)

1.1.2. Химическое осаждение из газовой фазы (С\Т))

1.1.3. Сублимационная эпитаксия

1.1.4. Жидкофазная эпитаксия

1.2. Точечные дефекты

1.3. Линейные дефекты

1.3.1. Общие положения

1.3.2. Базисные дислокации

1.3.3. Прорастающие краевые дислокации

1.3.4. Прорастающие винтовые дислокации

1.3.5. Микропоры

1.4. Планарные дефекты

1.4.1. Малоугловые доменные границы

1.4.2. Дефекты упаковки

1.5. Объемные дефекты

1.5.1. Включения углерода и кремния

1.5.2. Паразитные включения политипов

1.6. Источники напряжений и релаксация напряжений в растущем слитке

1.7. Рост монокристаллов вЮ на нетрадиционных гранях

1.7.1. Рост монокристаллов Б1С на неполярных (призматических) гранях

1.7.2. Рост монокристаллов Б1С на квазиполярных (наклонных) гранях

1.8. Постановка задачи

Глава 2. Методика процесса роста

2.1. Установка для выращивания слитков БЮ методом ЛЭТИ

2.1.1. Камера роста

2.1.2. Резистивная система нагрева постоянного тока

2.1.3. Вакуумная система

2.1.4. Газовая система

2.1.5. Система водяного охлаждения

2.1.6. Автоматизированная система управления и регистрации параметров роста

2.1.7. Внутренняя арматура камеры роста

2.1.8. Система внешнего крепления и расстановки

2.2. Подготовка затравки вЮ к процессу роста

2.2.1. Кругление выращенных слитков

2.2.2. Разрезание слитков Б1С

2.2.3. Шлифование и полирование пластин БИТ

2.2.4. Травление пластин Б1С

2.3. Процесс выращивания слитков 8Ю методом ЛЭТИ

2.3.1. Подготовка ростовой ячейки к процессу роста

2.3.2. Крепление затравки к держателю

2.3.3. Проведение ростового эксперимента

2.4. Выводы

Глава 3. Упругие напряжения в монокристаллах SiC

3.1. Расчет упругих напряжений

3.1.1. Основные теоретические положения

3.1.2. Анализ упругих напряжений

3.2. Результаты расчета упругих напряжений

3.2.1. Двуслойная модель

3.2.2. Трехслойная модель

3.2.3. Модель «свободной» затравки

3.2.4. Осевой градиент температуры

3.3. Проведение эксперимента

3.4. Выводы

Глава 4. Рост SiC на нетрадиционных гранях затравки

4.1. Рост на off-cut (Ю-Ю)-затравке

4.2. Рост на off-cut (11-20)-затравке

4.3. Рост на трех призматических затравках в одном процессе

4.4. Рост на on-axis (11-20)-затравке. Изменение типа примеси

4.5. Рост на (11-22)-затравке

4.6. Модифицированный RAF-процесс

4.6.1. Эксперимент

4.6.2. Особенности многостадийного процесса роста

4.6.3. Исходные пластины ориентации (0001)

4.6.4. Рост на пластинах с ориентацией (10-10)

4.6.5. Финальный рост на пластинах с ориентацией (0001)

4.6.6. Разращивание затравок

4.7. Выводы

Заключение

Список сокращений и обозначений

Список литературы

Приложение 1. Упругие модули и тензоры упругих постоянных

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Оптимизация процесса роста монокристаллов карбида кремния на затравках различных кристаллографических ориентаций»

Введение

Карбид кремния является единственным бинарным соединением, образуемым полупроводниковыми элементами IV группы периодической системы элементов и уже многие десятилетия привлекает к себе внимание исследователей из различных областей благодаря своим уникальным свойствам.

Большая ширина запрещенной зоны 3,2 эВ для 4Н-81С) и высокая теплопроводность (~ 400 Вт м '-К"1) делают карбид кремния идеальным для высокотемпературных приложений. Высокие значения пробивного напряжения (~ 4 МВ/см) позволяют использовать его в переключателях и преобразователях силовой и сильноточной электроники [1]. Практически отсутствующие при комнатной температуре обратные токи (благодаря большой ширине запрещенной зоны), высокое быстродействие, высокие рабочие температуры позволяют использовать карбид кремния при создании СВЧ-приборов — мощных диодов Шоттки и полевых транзисторов [2]. Устойчивость к агрессивным средам позволяет применять при создании МЕМБ-систем [3]. Например, газоанализаторы внутри автомобильных двигателей позволяют контролировать эффективность сгорания топлива, а значит уменьшить загрязнение окружающей среды и уменьшить расход топлива. Высокие пороговые энергии смещения атомов позволяют использовать карбид кремния в радиационностойких приборах [4], в т.ч. детекторах ядерных излучений.

Карбид кремния активно применяют при создании оптоэлектронных устройств. Еще в 1907 году была продемонстрирована электролюминесценция монокристаллов [5] — прямой путь к созданию светодиодов. Однако, - непрямозонный полупроводник, поэтому эффективность таких светодиодов невелика. Сегодня на основе создают УФ-детекторы [6]. Параметры решетки близки к параметрам решетки ваМ, это позволяет его использовать в качестве подложки в сверхярких голубых ОаК и зеленых ваАШ светодиодах [7]. В отличие от нитридных светодиодов на изолирующей сапфировой подложке, подложка позволяет создавать вертикальную структуру кристалла, которая подразумевает только один этап пайки контактов, что увеличивает скорость сборки светодиодов, снижает себестоимость и увеличивает их надежность.

В последнее время карбид кремния нашел свое применение в качестве подложки, на которой выращивают пленки графена [8] большой площади методом графитизации Бьграни (0001) изолирующей подложки в аргоновой атмосфере при атмосферном давлении. Одни из многочисленных перспективных применений графена:

одномолекульные газовые сенсоры, устройства спинтроники, микропроцессоры следующего поколения, терагерцовые генераторы.

Все вышеупомянутые применения карбида кремния требуют наличия бездефектной подложки большого размера. До начала 80-х годов не удавалось получить качественные монокристаллы SiC с размерами, достаточными для промышленного производства приборов. Доступные к тому времени кристаллы, выращенные по методу Лэли [9], составляли порядка 20 х 20 мм. Модифицированный метод Лэли, который в 1978 году был предложен Ю.М. Таировым и В.Ф. Цветковым [10], открыл новые перспективы в увеличении размеров монокристаллов SiC.

За последнее десятилетие были достигнуты выдающиеся результаты в этом направлении. Американская компания Cree, лидер по производству монокристаллического SiC и приборов на его основе, представила в 2005 году 75-мм пластины, в 2007 — 100-мм пластины, а в 2012 — 150-мм пластины 4H-SÍC [11]. Увеличение диаметра пластин до 150 мм является прорывом для карбида кремния, так как вся современная микроэлектронная технология заточена на диаметр 150 мм.

Кроме небольших размеров подложек быстрому развитию SiC приборов мешает развитая дефектная структура монокристаллов. Многие десятилетия основным дефектом, выводящим приборы из строя, считались микропоры, наличие которых резко понижало напряжение пробоя. На сегодня, когда доступны подложки с плотностью микропор менее 1 см"2, объектом исследования стали механизмы образования, развития остальных дефектов и методы борьбы с ними. Такие дефекты как базисные и прорастающие дислокации, развитая доменная структура, дефекты упаковки и включения инородных политипов уменьшают время жизни приборов и ухудшают стабильность их характеристик.

Дефектная структура в слитках карбида кремния является следствием многих причин. Основные из них — наследование дефектов из затравки и релаксация упругих напряжений в растущем слитке. В качестве источников напряжения в растущем слитке обычно рассматривают осевой и радиальный градиенты температуры, поликристаллическое обрамление и высокие концентрации примесей, при этом креплению затравки к держателю уделяется достаточно мало внимания. В работе рассмотрено, как влияет несовпадение параметров решетки затравки и держателя на введение напряжений в растущий слиток и, следовательно, формирование дефектной структуры. Также было рассмотрено влияние осевого градиента температур на введение упругих напряжений в слиток.

Использование нетрадиционных граней (призматических, ромбоэдрических) привлекает большое количество исследователей возможностью создания на их основе приборов с улучшенными характеристиками. Широкое распространение приборов на подложках Б1С нетрадиционных ориентаций требует налаживание монокристаллического роста на затравках нетрадиционных ориентаций. Первые попытки выращивания кристаллов 8 ¡С на призматических гранях выявили огромное количество дефектов упаковки, формирующиеся в течение роста. При этом скрупулезного описания дефектной структуры выполнено не было. Также, противоречивы данные о зависимости генерации дефектов упаковки от ориентации затравки и преобладающего типа примеси в атмосфере ростовой камеры.

Для оптимизации дефектной структуры монокристаллов Б1С, выращенных на базисной грани затравки, недавно был предложен метод многостадийного роста с использованием призматических граней, т.н. Г^АР-процесс. При этом рост проводился как на грани (11-20), так и на грани (10-10). Различий в дефектной структуре выявлено не было, что, однако, противоречит последующим исследованием. Поэтому в диссертационной работе была изучена дефектная структура монокристаллов БЮ, выращенных на призматических гранях затравки, подобрана наилучшая с точки зрения дефектной структуры грань и проведен КАБ-процесс.

Цель работы заключалась в оптимизации дефектной структуры монокристаллов карбида кремния политипа 4Н, выращенных на затравках различных кристаллографических ориентаций.

Для достижения данной цели решались следующие задачи:

1. Расчет упругих напряжений, вводимых в растущий кристалл в результате различия ТКР затравки и держателя. Подбор оптимального материала держателя.

2. Расчет упругих напряжений, вводимых в растущий кристалл под действием осевого температурного градиента.

3. Изучение особенностей дефектной структуры, как результата релаксации упругих напряжений, монокристаллов 4Н-81С, выращенных на призматических и ромбоэдрической гранях затравки.

4. Изучение особенностей дефектной структуры монокристаллов 4Н-81С в зависимости от типа легирующей примеси.

5. Проведение многостадийного процесса роста с использованием выбранной небазисной грани затравки (КАБ-процесс).

*

Научная новизна выполненной диссертационной работы заключается в следующем:

1. Впервые продемонстрирована возможность подбора оптимального материала затравкодержателя на основе расчета удельной упругой энергии монокристаллов 51С, образующейся в результате различия температурных коэффициентов линейного расширения затравки и держателя. Показано, что влияние осевого градиента температуры, как источника упругих напряжений, незначительно.

2. Впервые показано, что рост на призматических гранях 4Н-51С характеризуется генерацией высокой плотности дефектов упаковки типа (5,2) в нотации Жданова (внутренний по Франку). Для ромбоэдрических граней наряду с этим наблюдается наследование прорастающих дислокаций из затравки.

3. Впервые продемонстрирован успешный рост политипа 4Н на кремниевой грани затравки с ориентацией (11-22).

4. Впервые установлена зависимость генерации дефектов упаковки от ориентации используемых затравок. Показано, что морфология дефектов упаковки в 4Н-81С п-типа изменяется при отклонении затравки от (11-20) к (10-10);

5. Впервые установлена зависимость генерации дефектов упаковки от типа нескомпенсированной примеси. Показано, что морфология дефектов упаковки в 4Н-51С, выращенном на грани (11-20) затравки, изменяется при переходе от области п-типа к области р-типа.

Положения, выносимые на защиту:

1. Основным фактором, определяющим уровень напряжений в растущем слитке, является крепление затравки к держателю.

2. Рост на призматических гранях 4Н-51С характеризуется генерацией высокой плотности дефектов упаковки типа (5,2) в нотации Жданова (внутренний по Франку). Для ромбоэдрических граней наряду с этим наблюдается наследование прорастающих дислокаций из затравки.

3. Морфология дефектов упаковки в п-4Н-81С зависит от ориентации призматической затравки.

4. Морфология дефектов упаковки в 4Н-81С при росте на грани (11-20) зависит от типа нескомпенсированной примеси.

Достоверность полученных результатов подтверждается сравнительным анализом экспериментальных данных и данных, полученных в результате моделирования, а также имеющимися литературными данными.

Основные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались диссертантом на следующих конференциях и семинарах:

• На международных конференциях: 6-ой Международный семинар «Карбид кремния и родственные материалы» (158СЯМ-2009), 27-30.05.2009, Великий Новгород, Россия; 16-я международная конференция по росту кристаллов (1ССО-16), 8-13.08.2010, Пекин, КНР; 9-я Европейская конференция по карбиду кремния и родственным материалам (ЕСБСГШ 2012), 2-6.09.2012, Санкт-Петербург, Россия; 17-я международная конференция по росту кристаллов и эпитаксии (КХХдЕ-П), 11-16.08.2013, Варшава, Польша.

• На региональных конференциях: 7-ая, 14-ая, конференции по твердотельной электронике, Санкт-Петербург, Россия (2006, 2013) и на научно-технических конференциях профессорско-преподавательского состава Санкт-Петербургского государственного электротехнического университета «ЛЭТИ» (2008-2013).

Глава 1. Методы выращивания SiC. Дефекты в SiC

1.1 Основные методы, применяемые при выращивании монокристаллов SiC

Для большинства полупроводниковых кристаллов характерным является рост на затравке из расплава, как для элементарных (Si, Ge), так и для бинарных полупроводников

3 5 2 6

(А В , некоторые А В ). К сожалению, термодинамические условия роста монокристаллов SiC делают невозможным применение данного метода в промышленных целях. На фазовой диаграмме SiC [12] точка перитектики находится при температуре 3100 К при давлении ~ 105 Па. Расчеты показали, что стехиометрическое плавление SiC достигается только при давлениях, превышающих Ю10 Па, и температурах более 3500 К [13]. Такие условия вполне возможно создать, например, для роста небольших алмазов. Однако для промышленного выращивания монокристаллов SiC большого диаметра это невозможно. Поэтому в основе современного производства SiC лежат иные методы выращивания. Более 90% всех монокристаллов сегодня выращиваются с помощью сублимационного роста (PVT). При получении монокристаллов с чрезвычайно малой долей примесей используют высокотемпературное химическое осаждение из газовой фазы (HT CVD). Два другие метода, используемых больше в исследовательских целях — сублимационная эпитаксия (сэндвич-процесс) и жидкофазная эпитаксия (LPE).

1.1.1 Сублимационный рост (PVT)

Современные методы сублимационного роста монокристаллов карбида кремния большого диаметра основаны на методе Лэли, предложенным в 1955 году [9]. В методе Лэли куски SiC помещаются между двух графитовых цилиндров (Рисунок 1.1а). После тщательной утрамбовки внешний цилиндр аккуратно извлекается, пористый SiC слой остается внутри внешнего графитового цилиндра, называемого ячейкой. Заполненная таким образом ячейка закрывается крышкой из поликристаллического SiC и вертикально загружается в печь. Печь нагревают до температуры ~2500°С. Внутри печи — аргон при атмосферном давлении. SiC порошок, прилегающий к стенкам ячейки, из-за высоких температур сублимирует и разлагается. Так как температура на внешней поверхности SiC цилиндра меньше, то здесь начинается зародышеобразование кристаллитов SiC.

(а) (б)

Рисунок 1.1. Метод Лэли: (а) — оригинальный, (б) — измененный; 1 — отложения 81С, 2 — графитовая ячейка, 3 — кристаллы 81С, 4 — исходный 81С материал, 5 — углерод после разложения 81С, 6 — пористый графитовый цилиндр.

Эти кристаллиты впоследствии разрастаются, если нагрев осуществляется продолжительное время. Чистота кристаллов обеспечивается чистотой исходного 81С и аргона. Так как зародышеобразование идет на внутренней поверхности цилиндра и трудно фиксировать высокое перенасыщение, то процесс носит неконтролируемый характер. С помощью метода Лели получают пластинки несовершенной гексагональной формы.

Оригинальный метод Лэли был усовершенствован впоследствии Гамильтоном [14] и другими [15] (Рисунок 1.16). Здесь исходный помещается между двух графитовых цилиндров, причем внешний цилиндр (ячейка) — толстый, а внутренний — тонкий и пористый и играет роль диафрагмы. Пар проходит через отверстия в диафрагме, и зародышеобразование идет на ее внутренней поверхности. Крышки ячейки на концах цилиндров также выполнены из толстых слоев поликристаллического 81С. Это усовершенствование позволило лучше контролировать процесс зародышеобразования и число получаемых кристаллов соответственно. Этим методом в основном получают

л

кристаллы 6Н политипа размерами 20 х 20 мм". Число кристаллов других политипов (15Я, 4Н) зависит от температуры роста и примесей. Главным недостатком этого метода также является недостаток контроля за процессом зародышеобразования.

В связи с тем, что электрофизические параметры получаемых кристаллов неоднородны и выход кристаллов мал (-3%), этот метод не подходит для промышленного производства. Тем не менее, метод Лели подходит для производства кристаллических пластин высокого структурного совершенства, подходящих для использования в качестве затравок при выращивании другими методами.

В 1978 году Ю.М. Таиров и В.Ф. Цветков разработали метод сублимационного роста на затравке |10]. Им удалось подавить повсеместное спонтанное зародышеобразование, протекающее на внутреннем графитовом цилиндре, и получить контролируемый рост на затравке (Рисунок 1.2).

(а) (б)

Рисунок 1.2. Модифицированный метод Лэли: (а) — конфигурация с затравкой снизу, (б) — конфигурация с затравкой сверху; 1 — затравка, 2 — растущий кристалл, 3 — источник поликристаллического карбида кремния, 4 — графитовая ячейка, 5 — графитовый порошок, 6 — пористый графитовый цилиндр.

Этот метод также позволил в некоторой степени контролировать образование политипов. В модифицированном методе Лэли рост происходит в атмосфере аргона при давлении от 104 до 760 мм.рт.ст. и температуре 1800-2600°С. Массоперенос осуществляется за счет температурного градиента между затравкой и источником поликристаллического 81С. Температура затравки меньше температуры источника.

Существует два варианта сублимационных ростовых печей, различия которых основаны на разном расположении затравки и источника. В ранних работах [16-18] по

исследованию роста кристаллов на затравке источник располагался в верхней части графитовой ячейки между ячейкой и тонким пористым графитовым цилиндром (Рисунок 1.2а). Затравка располагалась на пьедестале в нижней части ячейки.

Во втором случае [19, 20] (Рисунок 1.26) источник находится внизу ячейки, а затравка сверху. В данной конфигурации не используется тонкая графитовая диафрагма. Такая компоновка позволила увеличить выход кристаллов до 90% и стала стандартной для промышленного производства монокристаллов карбида кремния.

Хотя в теории кажется все довольно просто, на практике высокие температуры (более 2000°С), необходимые для достижения сублимации исходного ограничивают число материалов, которые могут быть использованы при росте монокристаллов. Большинство исследователей используют графит для создания «горячих зон» в ростовой печи, хотя некоторые прибегают к использованию тантала или карбида тантала при создании ростовой ячейки.

1.1.2 Химическое осаждение из газовой фазы (СУБ)

Химическое осаждение из газовой фазы было разработано для получения монокристаллического слитка эпитаксиального качества [21]. Потенциальные

преимущества заключаются в возможности напрямую контролировать концентрации 81- и С-компонент и непрерывно подавать исходные газовые компоненты высокой степени очистки. Однако при этом необходимо обеспечить доставку газовых компонент непосредственно в «горячую зону» ростовой печи и предотвратить осаждение вне затравки - на стенках реактора.

Вариантов исполнения СУЭ-систем множество. Однако, всех их можно разделить на две группы, которые основаны на следующих принципах [22]: 1) Принцип холодной стенки (С\¥ СУЭ). В данном случае смесь реакционных газов подается в реактор с водным охлаждением, и химические реакции протекают в горячей области, непосредственно примыкающей к подложке; 2) Принцип горячей стенки (Н\У СУБ). Здесь газовая смесь подается в нагретый объем, в котором располагается подложка. Второй подход термодинамически более предпочтителен, но реакторы промышленного типа конструктивно проще реализуются в концепции холодной стенки.

На рисунке 1.3 изображена вертикальная ростовая система. Исходные газовые компоненты поступают через дно реактора вместе с газом-носителем и легирующими газами. В центре горячей зоны исходные газовые компоненты реагируют, образуя кластер 81С. Затем кластеры сублимируют, и получившиеся газовые компоненты осаждаются на затравку. Оставшийся газ выводится через отверстия в крышке ростовой ячейки.

12

Наиболее часто используют систему моносилан-пропан-водород (БЩ^СзНв-Нг) [22]. Иногда кремниевый прекурсор моносилан заменяют грихлорсиланом (8ШС1з) [23] для предотвращения образования кремниевых капель. В качестве углеродного прекурсора значительно реже используют метан (СН4) [22] или ацетилен (С2Н2) [24]. Для легирования [25] наиболее часто добавляют в реактор азот (N2), триметилалюминий (А1(СНз)з) и диборан (В2Н6).

Типичные температуры роста составляют высокотемпературной газофазной эпитаксии (НТ СУБ) 1800-2300°С, а скорость роста может достигать 1 мм/час [26], что сравнимо с модифицированным методом Лэли. Данным методом выращивают полуизолирующие или слабо легированные монокристаллы [27]. НТ СУ О подходит как для выращивания эпитаксиальных слоев с последующим созданием силовых устройств, так и для производства подложек.

Рисунок 1.3. Высокотемпературное химическое осаждение из газовой фазы: 1 — выход оставшегося в ячейке газа, 2 — затравка, 3 — кластеры 4 — индукционно нагреваемая графитовая ячейка, 5 — кластеры и СХНУ, 6 — на входе в ячейку ЗШ.;, СзНн, легирующий газ и газ-носитель.

1.1.3 Сублимационная эпитаксия

Сублимационная эпитаксия подразумевает использование поликристаллического карбида кремния в качестве источника в закрытой среде, например графитовой ячейке.

Это метод очень похож на модифицированный метод Лэли, за исключением того факта, что он проводится при пониженных температурах (1800 - 2200°С), повышенных давлениях (до 1 атм) и крайне малым расстоянием между источником и затравкой. Главное преимущество сублимационной эпитаксии по сравнению с другими видами эпитаксий заключается в очень высоких скоростях роста. Однако здесь возникает естественное ограничение в максимальной толщине выращенного слоя, которая не может превышать расстояние затравка-источник и обычно составляет ~ 1-2 мм. Скорость роста в этом методе может достигать значения 400 мкм/час [28]. Как и во всех других методах, качество выращенного материала должно быть лучше качества затравки. Это было продемонстрировано с помощью сублимационного сэндвич-метода. Правильно подобранные условия процесса позволяют уменьшить плотность микропор и дислокаций в выращенном материале по сравнению с подложкой [29]. Однако это не удается сделать в случае высокодефектных подложек с доменной структурой и высокой степенью кривизны атомной плоскости.

1.1.4 Жидкофазная эпитаксия

Жидкофазная эпитаксия карбида кремния с целью создания эпитаксиальных слоев, в которых будут размещаться приборы и устройства, используется очень давно [30]. Она заключается в кристаллизации на затравке из расплава кремния, в который помещают куски Б ¿С или графита для насыщения расплава углеродом. Расплав кремния помещают в графитовую ячейку (Рисунок 1.4), иногда в ячейку из поликристаллического БЮ. Малая растворимость углерода в расплаве кремния требует использования повышенных температур, обычно превышающих 2000 °С. Кроме того, расплавленный кремний очень реактивен и относительно летуч при таких температурах. Оба этих фактора осложняют значительным образом подбор оснастки и оборудования для проведения ЬРЕ-процессов. Для легирования растущих Б1С слоев в расплав Б1С помещают карбиды металлов. Обычно их растворимость значительно превышает растворимость чистого углерода, что позволяет снизить температуры процесса до 1500 °С.

С помощью жидкофазной эпитаксии получают слои с широким диапазоном уровня легирования — от 1016 до Ю20 см"3 — как п-, так и р-типа со скоростями роста до 150 мкм/час. Сложности с изменением уровня легирования и типа проводимости ограничивают широкое распространение метода. Так же из-за сильного испарения расплава при росте в вакууме стабилизировать рост достаточно сложно. Однако данный метод привлекает внимание многих ученых из-за возможности уменьшить плотность микропор в полученных таким образом слоях на подложках, выращенных

14

модифицированным методом Лэли [31]. Изначально, уменьшение плотности дислокаций и микропор демонстрировалось в относительно толстых пленках, однако в последних исследованиях продемонстрирована возможность повысить кристаллическое совершенство и тонких пленок [32]. Жидкофазная эпитаксия существенно уменьшает плотность микропор, что связано с условиями ее проведения, максимально приближенными к равновесным. Существование микропор, образованных вследствие высокой степени пересыщения, становится энергетически невыгодным.

Рисунок 1.4. Установка жидкофазной эпитаксии: 1 — подача пропана С3Н8, 2 — выход оставшихся газов, 3 — графитовая ячейка, 4 — стенки кварцевого реактора, 5 — расплав кремния с введенными примесями, 6 — Б1С затравка, 7 — водород Н2.

1.2 Точечные дефекты

Точечные (или нульмерные) дефекты принято разделять на собственные (структурные) и примесные. К элементарным собственным дефектам относятся вакансии и междоузельные атомы, к примесным — атомы примеси замещения и внедрения.

Вакансия образуется при удалении атома из узла кристаллической решетки. Междоузельный атом — это собственный атом, втиснувшийся между атомами, расположенными в узлах кристаллической решетки. Атом замещения - это примесный атом, который располагается в узле кристаллической решетки. Атом внедрения - это примесный атом, который располагается в междоузлии. Для кристаллов бинарных

соединений существует еще антиструктурный дефект, который образуется, если атом одного сорта занимает узел в подрешетке атомов другого сорта.

Вокруг точечных дефектов кристаллическая решетка искажена. В случае ковалентных кристаллов атомы первой координационной сферы смещаются в сторону вакансии и атома замещения, если его радиус меньше радиуса замещенного атома. Такие дефекты стоит рассматривать как центры всестороннего растяжения в непрерывной упругой среде. В случае с атомом в междоузлии или атомом замещения, радиус которого превышает радиус замещенного атома, окружающие атомы в соседних узлах кристаллической решетки смещаются в противоположном от них направлении. С электронной точки зрения наличие точечных дефектов для полупроводников это введение дополнительных энергетических уровней в запрещенной зоне.

При удалении от любого точечного дефекта, атомные смещения быстро затухают, так как межатомные силы являются силами близкодействия. Заметные смещения создаются на расстоянии одного — двух атомных диаметров от центра точечного дефекта. Эта область называется ядром дефекта.

Среди основных механизмов образования повышенного количества (т.е. превышающего термодинамически равновесное) точечных дефектов, выделяют приложение внешних и наличие внутренних напряжений, закалка от температуры, близкой к температуре плавления и облучение атомными частицами. Последний механизм специфичен, не относится к области выращивания кристаллов, и мы опустим его дальнейшее рассмотрение.

Рассмотрим ковалентный кристалл, из объема которого удален атом и перенесен на поверхность. Если каждый атом решетки связан с соседними атомами р ковалентными связями, то для его полного удаления из кристалла необходимо разорвать р связей. При помещении этого атома на поверхности кристалла он восстановит р/2 связей. Следовательно, всего должно быть разорвано р/2 связей. Для г.п.у. структуры карбида кремния, число связей р = 4. При образовании вакансии по механизму Шоттки должно быть разорвано 2 связи. Энергия связи БьС составляет ~ 447 КДж/моль [33]. Энергия необходимая на разрыв двух связей составляет, соответственно, 894 КДж/моль или 9,26 эВ/атом. Однако, реальное значение энергии образования вакансии несколько меньше. Это связано, прежде всего, с некоторой релаксацией решетки вокруг вакансии, в результате которой часть затраченной энергии освободится. Для карбида кремния возможно образование двух типов вакансий - С- и Бьвакансий (Ус и У51). Перестройка атомов вокруг Ус и У$1 различается, поэтому энергии их образования тоже различны. По последним оценкам [34], энергия образования Ус составляет 3,63 эВ, а Уя, - 7,48 эВ.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Фадеев, Алексей Юрьевич, 2013 год

Список литературы

1. Лебедев А., Сбруев С. SiC-электроника. Прошлое, настоящее, будущее. Элементная база электроники, 5 (2006) 28-41.

2. Matsunami Н. Technological breakthroughs in growth control of silicon carbide for high power electronic devices. Japanese Journal of Applied Physics, 43(10) (2004) 6835-6847.

3. Yang Y.T., Ekinci K. L., Huang X. M. H., Schiavone L. M., Roukes M. L., Zorman C.A., Mehregany M. Monocrystalline silicon carbide nanoelectromechanical systems, Applied Physics Letters, 78(2) (2001) 162-164.

4. Nava F., Bertuccio G., Cavallini A., Vittone E. Silicon carbide and its use as a radiation detector material. Measurement Science and Technology, 19 (2008) 102001.

5. Round, H. J. A note on carborundum. Electrical World, 49 (1907) 308.

6. Cha H.-Y., Soloviev S., Zelakiewicz S., Waldrab P., Sandvik P.M.. IEEE Sensors Journal, 8 (2008) 233.

7. Miiller St.G., Glass R.C., Hobgood H.M., Tsvetkov V.F., Brady M., Henshall D., Jenny J.R., Malta D., Carter Jr. C.H. The status of SiC bulk growth from an industrial point of view. Journal of Crystal Growth, 211 (2000) 325-332.

8. Emtsev К. V., Bostwick A., Horn K., Jobst J., Kellogg G.L., Ley L., McChesney J.L., Ohta Т., Reshanov S.A., RohrlJ., Rotenberg E., Schmid A.K., Waldmann D., Weber H.В., Seyller T. Towards wafer-size graphene layers by atmospheric pressure graphitization of silicon carbide, Nature Materials Letters, 8 (2009) 203-207.

9. Lely J.A. Darstellung von Einkristallen von Siliziumcarbid und Beherrschung von Art und Menge der eingbauten Verunreiningungen. Berichte Deutsche Keramische Gesellschaft, 32 (1955) 229-231.

10. Tairov Yu.M., Tsvetkov V.F. Investigation of growth processes of ingots of silicon carbide single crystals. Journal of Crystal Growth, 43 (1978) 209-212.

11. http://www.cree.com/news-and-events/cree-news/

12. Scace R.I., Slack G.A. Solubility of carbon in silicon and germanium. Journal of Chemical Physics, 30(1959) 1551.

13. Tsvetkov V.F., Allen S.T., Kong H.S., Carter C.H., Jr. Recent progress in SiC crystal growth. Institute of Physics Conference Series, 142 (1996) 17-22.

14. Hamilton D.R. The growth of silicon carbide by sublimation. In: Connor J.R., Smilestens J. Silicon Carbide, A High Temperature Semiconductor. Pergamon, Oxford, pp 115-123, 1960.

15,

16

17.

18.

19,

20,

21,

22,

23

24

25

26

27

28

Novikov V.P., Ionov V.I. Production of monocrystals of alpha-Silicon Carbide. Growth of Crystals, 6b (1968) 9-21.

Ziegler G., Lanig P., Theis D., Weyrich C. Single crystal growth of SiC substrate material for blue light emitting diodes. IEEE Transactions on Electron Devices, ED-30 (4) (1983) 277-281.

Barett D.L., Seidensticker R.G., Gaida W, Hopkins R.H. SiC boule growth by sublimation vapor transport. Journal of Crystal Growth, 109 (1991) 17-23.

Stein R.A., Lanig P., Leibenzeder S. Influence of surface energy on the growth of 6H and 4H-SiC politypes sublimation. Materials Science and Engineering: В, 11 (1992) 69-71. Glass R.C., Henshall D„ Tsvetkov V.F., Carter Jr C.H. SiC-seeded crystal. MRS Bulletin, 22(3) (1997) 30-35.

Tairov Yu.M., Tsvetkov V.F. General principles of growing large-size single crystals of various silicon carbide polytypes. Journal of Crystal Growth, 52 (1981) 146-150. Kordina O., et al. High temperature chemical vapour deposition of SiC. Applied Physics Letters, 69 (1996) 1456.

Зеленин В.В., Корогодский M.JI., Лебедев А.А. Некоторые аспекты газофазной эпитаксин карбида кремния. Физика и техника полупроводников, 35(1) (2001) 11691171.

La Via F., Izzo G., Mauceri M., Pistone G., Condorelli G., Perdicaro L., Abbondanza G., Calcagno L., Foti G., Crippa D. 4H-SiC epitaxial layer growth by trichlorosilane (TCS). Journal of Crystal Growth, 311 (2008) 107-113.

Ito M., Storasta L„ Tsuchida H. Development of 4H-SiC epitaxial growth technique achieving high growth rate and large-area uniformity. Applied Physics Express, 1 (2008) 015001.

Kimoto Т., Itoh A., Matsunami H. Step-controlled epitaxial growth of high-quality SiC layers. Physica Status Solidi (b), 202 (1997) 247

Ellison A., Magnusson В., Sundqvist В., Pozina G.R., Bergman J.P., Janzen E., Vehanen A. SiC crystal grown by HTCVD. Materials Science Forum, 457-460 (2000) 9-14. Ellison A., Magnusson В., Hemmingsson C., Magnusson W., Iakimov Т., Storasta L., Henry A., Henelius N., Janzen E. HTCVD growth of semi-insulating 4H-SiC crystals with low defect density. MRS Symposium Proceedings, 640 (2000) HI.2.1.

Syvajarvi M., Yakimova R., MacMillan M.F., Tuominen M., Kakanakova-Georgieva A., Hemmingsson C.G., Ivanov I.G., Janzen E. High growth rate of a-SiC by sublimation epitaxy. Materials Science Forum, 264-268 (1998) 143-146.

29. Syvajdrvi M., Yakimova R., Jacobsson H., Janzen E. Structural improvement in sublimation epitaxy of 4H-SiC. Journal of Applied Physics, 88 (2000) 1407-1410.

30. Dmitriev V. LPE of SiC and SiC-AIN: Properties of Silicon Carbide, G.L. Harris, EMIS Data Review Series No. 13. London: INSPEC, 1995, pp. 214-227.

31. Dmitriev V.A., Rendakova S.V., Ivantsov V.A., Carter C.H., Jr. Method for reducing micropipe formation in the epitaxial growth of silicon carbide and resulting silicon carbide structures. United States Patent 5,679,153. October 21, 1997.

32. Kalinina E.V., Kossov V., Shchukarev A., Bratus V., Pensl G., Rendakova S., Dmitriev V., Hallen A. Material quality improvements for high voltage 4H-SiC diodes. Materials Science and Engineering B, 80 (2001) 337-341.

33. Luo Y-R. Comprehensive handbook of chemical bond energies. Boca Raton: CRC Press; 2007.

34. Lucas G., Pizzagalli L. Structure and stability of irradiation-induced Frenkel pairs in 3C-SiC using first principles calculations. Nuclear Instruments and Methods in Physics Research B, 255 (2007) 124-129.

35. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987.

36. Bockstedte М., Mattausch A., Pankratov О. Defect migration and annealing mechanisms: Silicon Carbide. Recent Major Advances / Choyke W.J., Matsunami H., Pensl G., Springer Verlag Berlin Heidelberg, 2004.

37. Lucas G., Pizzagalli L. Ab initio molecular dynamics calculations of threshold displacement energies in silicon carbide. Physical Review B, 72 (2005) 161202R.

38. Nakamura D., Yamaguchi S., Gunjishima I., Hirose Y., Kimoto T. Topographic study of dislocation structure in hexagonal SiC single crystals with low dislocation density. Journal of Crystal Growth, 304 (2007) 57-63.

39. Cherednichenko D.I., Drachev R.V., Khlebnikov /./., Deng X., Sudarshan T.S. Thermal stress as the major factor of defect generation in SiC during PVT growth, MRS Symposium Proceedings, 742 (2003) K2.18.1.

40. Ohtani N., Katsuno M., Tsuge H., Fujimoto Т., Nakabayashi M., Yashiro H., Sawamura M., Aigo Т., Hoshino T. Behavior of basal plane dislocations in hexagonal silicon carbide single crystals grown by physical vapor transport. Japanese Journal of Applied Physics, 45(3A) (2006) 1738-1742.

41. Ohtani N., Katsuno M., Fujimoto Т., Nakabayashi M., Tsuge H., Yashiro H., Aigo Т., Hirano H., Hoshino Т., Ohashi W. Analysis of basal plane bending and basal plane

dislocations in 4H-SiC single crystals. Japanese Journal of Applied Physics, 48 (2009) 065503.

42. Malhan R.K., Nakamura H., Onda S., Nakamura D., Hara K. Impact of SiC structural defects on the degradation phenomenon of bipolar SiC devices. Materials Science Forum, 433-436 (2003)917-920.

43. Sakwe S.A., Mutter R., Queren D., Kiinecke U., Wellmann P.J. Evolution and stability of basal plane dislocations during bulk growth of highly n-type doped versus highly p-type doped 6H-SiC. Physica Status Solidi (c), 3(3) (2006) 567-570.

44. Maeda K., Suzuki K., Ichihara M. Recombination enhanced dislocation glide in silicon carbide observed in-situ by transmission electron microscopy. Microscopy Microanalysis Microstructures, 4 (1993) 211-220.

45. Maeda K., Yamashita Y., Maeda N., Takeuchi S. Radiation enhanced dislocation glide and rapid degradation. MRS Symposium Proceedings, 184 (1990) 69.

46. Lendenmann H., Dahlquist F., Johansson N., Soderholm R., Nilsson P.A., Bergman J.P., Skytt P. Long Term Operation of 4.5kV PiN and 2.5kV JBS Diodes. Materials Science Forum, 353-356 (2001) 727.

47. Zhang Z., Sudarshan T.S. Basal plane dislocation-free epitaxy of silicon carbide. Applied Physics Letters, 87 (2005) 151913.

48. Lee J.W., Skowronski M., Sanchez E.K., Chung G. Origin of basal plane bending in hexagonal silicon carbide single crystals. Journal of Crystal Growth, 310 (2008) 41264131.

49. Ha S., Nuhfer N.T., De Graef M., Rohrer G.S., Skowronski M. Origin of threading dislocation arrays in SiC boules grown by PVT. Materials Science Forum, 338-342 (2000) 477-480

50. Ha S., Nuhfer N.T., Rohrer G.S., De Graef M., Skowronski M. Identification of prismatic slip bands in 4H SiC boules grown by physical vapor transport. Journal of Electronic Materials, 29/7 (2000) L5.

51. Sanchez E.K., Liu J.Q., De Graef M., Skowronski M., Vetter W.M., Dudley M. Nucleation of threading dislocations in sublimation grown silicon carbide. Journal of Applied Physics, 91(3) (2002) 1143.

52. Ohtani N., Katsuno M., Tsuge H., Fujimoto T., Nakabayashi M., Yashiro H., Sawamura M., Aigo T., Hoshino T. Propagation behavior of threading dislocations during physical vapor transport growth of silicon carbide (SiC) single crystals. Journal of Crystal Growth, 286 (2006) 55-60.

53. Chen Y., Dhanaraj G., Dudley M., Zhang H., Ma R., Shishkin Y., Saddow S.E. Multiplication of basal plane dislocations via interaction with c-axis threading dislocations in 4H-SiC. MRS Symposium Proceedings, 911 (2006) 0911-B09-04.

54. Chen H., Raghothamachar B., Vetter W., Dudley M., Wang Y., Skromme B.J. Effects of different defect types on the performance of devices fabricated on a 4H-SiC homoepitaxial layer. MRS Symposium Proceedings, 911 (2006) 0911-B12-03.

55. Kallinger B., Polster S., Berwian P., Friedrich J., Miiller G., Danilewsky A.N., Wehrhahn A., Weber A.-D. Threading dislocations in n- and p-type 4H-SiC material analyzed by etching and synchrotron X-ray topography. Journal of Crystal Growth, 314 (2011) 21-29.

56. Klapper H. Defects in Non-Metal Crystals. In: Tanner B.K., Bowen D.K. Characterization of Crystal Growth Defects by X-ray Methods. NATO ASI Series B, Physics, v 63, Plenum, New York and London, pp 133-160 (1980).

57. Dudley M., Huang X.R., Huang W., Powell A., Wang S., Neudeck P., Skowronski M. The mechanism of micropipe nucleation at inclusions in silicon carbide. Applied Physics Letters, 75 (1999) 784.

58. Verma A.R., Amelinckx S. Spiral growth on carborundum crystal faces. Nature, 167 (1951) 939-940.

59. Tairov Yu.M., Tsvetkov V.F. Progress in controlling the growth of polytypic crystals. Progress in Crystal Growth and Characterization, 7 (1983) 111.

60. Tsuchida H., Kamata /., Nagano M. Investigation of defect formation in 4H-SiC epitaxial growth by X-ray topography and defect selective etching. Journal of Crystal Growth, 306 (2007) 254.

61. Chen H., Wang G., Chen Y., Jia X., Bai J., Dudley M. The formation mechanism of carrot defects in SiC epifilms. MRS Symposium Proceedings, 911 (2006) 0911-B05-24.

62. Chen Y., Dudley M., Liu K.X., Stahlbush R.E. Observations of the influence of threading dislocations on the recombination enhanced partial dislocation glide in 4H-silicon carbide epitaxial layers. Applied Physics Letters, 90 (2007) 171930.

63. Chen Y., Dudley M., Liu K.X., Stahlbush R.E. Interaction between recombination enhanced dislocation glide process activated basal stacking faults and threading dislocations in 4H-silicon carbide epitaxial layers. MRS Symposium Proceedings, 994 (2007) 0994-F12-03.

64. Neudeck P. G., Huang W., Dudley M. Breakdown degradation associated with elementary screw dislocations in 4H-SiC p+n junction rectifiers. Solid-State Electronics, 42 (1998) 2157.

65. Frank F.C. Capillary equillibria of dislocated crystals. Acta Crystallographica 4 (1951) 497-501.

* f i

66.

67,

68.

69

70.

71.

72.

73,

74,

75

76,

77

78

79

5/ W, Dudley M., Glass R., Tsvetkov V., Carter C.H., Jr. Experimental studies of hollow core screw dislocations in 6H-SiC and 4H-SiC single crystals. Materials Science Forum, 264-268(1998) 429^132.

Miiller St.G. Herstellung von Siliziumkarbid im Sublimationsverfahren, Shaker Verlag, Aachen, p. 90, 1998.

Schulze N., Barrett D.L., Pensl G. Near-equilibrium growth of micropipe-free 6H-SiC single crystals by physical vapor transport. Applied Physics Letters, 72 (1998) 1632. Glass R.C., Henshall D., Tsvetkov V.F., Carter C.H., Jr. SiC seeded crystal growth. Physica Status Solidi (b), 202 (1997) 149.

Ohtani N., Takahashi J., Katsuno M., Yashiro H., Kanaya M. Defect formation during sublimation bulk crystal growth of silicon carbide. MRS Symposium Proceedings, 510 (1998) 37.

Ohtani N., Takahashi J., Katsuno M., Yashiro H., Kanaya M. Development of large single-crystal SiC substrates. Electronics and Communication in Japan, Part 2, 81 (6) (1998) 8. Ohtani N., Katsuno M., Fujimoto T., Aigo T., Yashiro H. Evolution of macrosteps on 6H-SiC(OOOl): Impurity-induced morphological instability of step trains. Physical Review B, 59(1999) 4592.

Kamata I., Tsuchida H., Jikimoto T., Izumi K. Structural transformation of screw dislocations via thick 4H-SiC epitaxial growth. Japanese Journal of Applied Physics, 39 (2000) 6496.

Koga K., Fujikawa Y., Ueda Y., Yamaguchi T: Amorphous and Crystalline Silicon Carbide IV, Springer Proceedings in Physics, Vol. 71, ed. by C.Y. Yang, M.M. Rahman, G.L. Harris, (Springer-Verlag, Berlin, Germany, 1992) p. 96.

Khlebnikov I., Madangarli V.P., Khan M.A., Sudharshan T.S. Thick flim epiatxy for

'filling up' micropipes. Materials Science Forum, 264-268 (1998) 167-170.

Kuhr T.A., Vetter W.M., Dudley M., Skowronski M. X-ray characterization of 3 inch

diameter 4H and 6H-SiC experimental wafers. Materials Science Forum, 338-342 (2000)

473-476.

Glass R.C., Kjellbeg L.O., Tsvetkov V.F., Sundgren J.E., Janzen E. Structural macro-defects in 6H-SiC wafers. Journal of Crystal Growth, 132 (1993) 504-510. Tuominen M., Yakimova R., Glass R.C., Tuomi T., Janzen E. Crystalline imperfections in 4H SiC grown with a seeded Lely method. Journal of Crystal Growth, 144 (1994) 267-272. Pirouz P. On micropipes and nanopipes in SiC and GaN. Philosophical Magazine A, 78(3) (1998)727.

80.

81.

82,

83,

84,

85,

86

87,

88.

89,

90

91

92

Katsuno M., Ohtani N., Aigo T., Fujimoto T., Tsuge H., Yashiro H., Kanaya M. Structural properties of subgrain boundaries in bulk SiC crystals. Journal of Crystal Growth, 216 (2000) 256-262.

Gao Y., Hu X., Chen X., Xu X., Peng Y., Song S., Jiang M. Evolution and structure of low-angle grain boundaries in 6H-SiC single crystals grown by sublimation method. Journal of Crystal Growth, 312 (2010) 2909-2913.

Reed-Hill R.E., Abbaschian R. Physical Metallurgy Principles, 3rd edition, PWS Publishing Company, Boston, USA, 1994, pp. 233-239.

Yoo M.H. Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals. Metallurgical and Materials Transactions, A 12 (1981) 409^118.

Hong M.H., Samant A. V., Pirouz P. Stacking fault energy of 6H-SiC and 4H-SiC single crystals. Materials Science Forum, 338-342 (2000) 513-516.

Lindefelt U„ Iwata H., Oberg S„ Briddon P.R. Stacking faults in 3C-, 4H-, and 6//-SiC polytypes investigated by an ab initio supercell method. Physical Review B, 67 (2003) 155204.

Konstantinov A.O., Bleichner H. Bright-line defect formation in silicon carbide injection diodes. Applied Physics Letters, 71 (1997) 3700.

Liu J., Skowronski M., Hallin C., Soderholm R., Lendenmann H. Structure of recombination-induced stacking faults in high-voltage SiC p-n junctions. Applied Physics Letters, 80 (2002) 749.

Ha S., Benamara M., Skowronski M„ Lendenmann H. Core structure and properties of partial dislocations in silicon carbide p-i-n diodes. Applied Physics Letters, 83 (2003) 4957. Skowronski M., Liu J.Q., Vetter W.M., Dudley M., Hallin C., Lendenmann H. Recombination-enhanced defect motion in forward-biased 4H-SiC p-n diodes. Journal of Applied Physics, 92 (2002) 4699.

Jacobson H., Bergman J.P., Hallin C., Janzen E., Tuomi T., Lendenmann H. Properties and origins of different stacking faults that cause degradation in SiC PiN diodes. Journal of Applied Physics, 95 (2004) 1485.

Skromme B.J., Palle K., Poweleit C.D., Bryant L.R., Vetter W.M., Dudley M„ Moore K., Gehoski T. Oxidation-induced crystallographic transformation in heavily N-doped 4H-SiC wafers. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 455.

Chung H.J., Liu J.Q., Henry A., Skowronski M. Stacking Fault Formation in Highly Doped 4H-SiC Epilayers during Annealing. Materials Science Forum, 433-436 (2003) 253.

93. Okojie R.S., Xhang M., Pirouz P., Tumakha S., lessen G., Brillson L.J. 4H- to 3C-SiC

/

Polytypic Transformation during Oxidation. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 451.

94. Jacobson H., Birch J., Lindefelt U., Hallin C., Henry A., Yakimova R., Janzen E. Doping-Related Strain in n-Doped 4H-SiC Crystals. Materials Science Forum, 433-436 (2003) 269.

95. Caldwell J.D., Klein P. B„ Twigg M.E., Stahlbush R.E., Glembocki O.J., Liu K.X., Hobart K.D., Kub F. Observation of a multilayer planar in-grown stacking fault in 4H-SiC p-i-n diodes. Applied Physics Letters, 89 (2006) 103519.

96. Tsuchida H., Kamata I., Nagano M. Formation of basal plane Frank-type faults in 4H-SiC epitaxial growth. Journal of Crystal Growth, 310 (2008) 757-765.

97. Avrov D.D., Bulatov A.V., Dorozhkin S.I., Lebedev A.O., Tairov Yu.M. Defect formation in silicon carbide large-scale ingots grown by sublimation technique. Journal of Crystal Growth, 275 (2005) 485-489.

98. Li H., Chen X.L., Ni D.Q., Wu X. An analysis of seed graphitization for sublimation growth of SiC bulk crystal. Diamond and Related Materials, 13 (2004) 151-156.

99. Liu J., Gao J., Cheng J., Yang J., Qiao G. Effects of graphitization degree of crucible on SiC single crystal growth process. Diamond and Related Materials, 15 (2006) 117-120.

100. Herro Z.H., Wellmann P.J., Pusche R., Hundhausen M., Ley L., Maier M., Masri P., Winnacker A. Investigation of mass transport during PVT growth of SiC by 13C labeling of source material. Journal of Crystal Growth, 258 (2003) 261-267.

101. Hofman D., Schmitt E., Bickermann M., KolblM., Wellmann P.J., Winnacker A. Analysis on defect generation during the SiC bulk growth process. Materials Science and Engineering B, 61-62(1999) 48-53.

102. Karpov S.Yu., Makarov Yu.N., Ramm M.S. Simulation of sublimation growth of SiC single crystals. Physica Status Solidi (b), 202(1997) 201-220.

103. Vodakov Yu.A., Roenkov A.D., Ramm M.G., Mokhov E.N., Makarov Yu.N. Use of Ta-cotainer for sublimation growth and doping of SiC bulk crystals and epitaxial layers. Physica Status Solidi (b), 202 (1997) 177-200.

104. Tsvetkov V., Glass R., Henshall D., Asbury D., Carter C.H. SiC Seeded Boule Growth. Materials Science Forum, 264-268 (1998) 3.

105. Chernov A.A. Formation of Crystals in Solutions. Contemporary Physics, 30 (1989) 251— 276.

106. Knippenberg W.F. Growth phenomena in silicon carbide: Discussion of results and conclusions. Philips Research Reports, 18 (1966) 268-274.

107

108

109.

110

111

112,

113.

114.

115

116

117,

118,

119

120,

121,

Dmitriev V.A., Spencer M.G. SiC fabrication: growth and doping. Semiconductors and semimetals, 52 (1998) 21-75.

Yakimova R., Janzen E. Current status and advances in the growth of SiC. Diamond and Related Materials, 9 (2000) 432^138.

Augustine G., Hobgood H.M., Balakrishna V., Dunne G., Hopkins R.H. Physical vapour transport growth and properties of SiC monocrystals of 4H polytype. Physica Status Solidi (b), 202(1997) 137-148.

Samant A. V., Pirouz P. Activation parameters for dislocation glide in a-SiC. International

Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 16 (1998) 277-289.

Jordan A.S., Caruso R., VonNeida A.R. A thermoelastic analysis of dislocation generation

in pulled GaAs crystals. Bell System Technical Journal, 59(4) (1980) 593.

Amelinckx S., Strumane G., Webb W. W. Dislocations in silicon carbide. Journal of Applied

Physics, 31 (1960) 1359.

Хоникомб P. Пластическая деформация металлов. M: Мир, 1974.

Samant А. V., Hong М.Н., Pirouz P. The relationship between activation parameters and

dislocation glide in 4H-SiC single crystals. Physica Status Solidi (b), 222 (2000) 75.

Ning X.J., Huvey N., Pirouz P- Dislocation cores and hardness polarity of 4H-SiC. Journal

of American Ceramic Society, 80 (1997) 1645.

Lambrecht W., Anderson O.K. Minimal basis sets in the linear muffin-tin orbital method: Application to the diamond-structure crystals C, Si, and Ge. Physical Review B, 34 (1986) 2439.

Ning X.J., Perez Т., Pirouz P. Indentation-induced dislocations and microtwins in GaSb and GaAs. Philosophical Magazine A, 72 (1995) 837.

Zhang M., Hobgood H.M., Demenet J.L., Pirouz P. The brittle-to-ductile transition in 4H-SiC. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 767-772.

Кондратьев H.C., Трусов П.В. Математическая модель для описания деформирования ОЦК-монокристаллов, учитывающая двойникование. Вычислительная механика сплошных сред, 4(4) (2011) 20-33.

Epelbaum В.М., Filip О., Winnacker A. Bulk and epitaxial growth of micropipe-free silicon carbide on basal and rhombohedral plane seeds. Physica Status Solidi (b), 245(7) (2008) 1257-1271.

Sumino K, Yonenaga I. Interactions of impurities with dislocations: mechanical effects. Solid State Phenomena, 85-86 (2002) 145.

122. Semennikov A.K., Karpov S.Y., Ramm M.S. Analysis of threading dislocations in wide-bandgap hexagonal semiconductors by energetic approach. Materials Science Forum, 457460 (2004) 383.

123. Spaeth J.-M. Donors and acceptors in SiC-studies with EPR and ENDOR. Materials Science Forum, 338-342 (2000) 785-790.

124. Greulich-Weber S., Feege M., Spaeth J.-M., Kalabukhova E.N., Lukin S.N., Mokhov E.N. On the microscopic structures of shallow donors in 6H SiC: studies with EPR and ENDOR. Solid State Communications, 93(5) (1995) 393.

125. Wellmann P. J., Hens P., Sakwe S.A., Queren D., Millier R., Durst K., Goken M. Impact of n-type versus p-type doping on mechanical properties and dislocation evolution during SiC crystal growth. Materials Science Forum, 556-557 (2007) 259-262.

126. Yano H., Hirao T., Kimoto T., Matsunami H., Asano K., Sugawara Y. Anisotropy of inversion channel mobility in 4H- and 6H-SiC MOSFETs on (11-20) Face. Materials Science Forum, 338-342 (2000) 1105.

127. Senzaki J., Fukuda K, Kojima K., Harada S., Kosugi R., Suzuki S., Suzuki T., Arai K Significant improvement of inversion channel mobility in 4H-SiC MOSFET on (11-20) face using hydrogen post-oxidation annealing. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 1061.

128. Chen Z.Y., Kimoto T., Matsunami H. Specular Surface Morphology of 4H-SiC Epilayers grown on (11-20) face. Japanese Journal of Applied Physics: Part 2, 38 (1999) L1375.

129. Satoh M. Annealing of implanted layers in (1-100) and (11-20) oriented SiC. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 773.

130. Takahashi J., Kanaya M., Hoshino T. Sublimation growth and characterization of SiC single crystalline ingots on faces perpendicular to the (0001) basal plane. Institute of Physics Conference Series, 137 (1994) 13.

131. Takahashi J., Ohtani N. Modified-Lely SiC crystals grown in [1-100] and [11-20] directions.Physica Status Solidi (b), 202 (1997) 163.

132. Takahashi J., Ohtani N., Kanaya M. Structural defects in a-SiC single crystals grown by the modified-Lely method. Journal of Crystal Growth, 167 (1996) 596.

133. Takahashi J., Ohtani N., Katsuno M., Shinoyama S. Sublimation growth of 6H- and 4H-SiC single crystals in the [1-100] and [11-20] directions. Journal of Crystal Growth, 181 (1997) 229.

134. Heine V., Cheng C., Needs R.J. The preference of silicon carbide for growth in the metastable cubic form. Journal of American Ceramic Society, 74 (1991) 2630.

135.

136

137,

138.

139,

140.

141.

142.

143

144,

145

146,

147

148

149

Ohtani N., Katsuno M., Fujimoto T. Reduction of stacking fault density during SiC bulk crystal growth in the [11-20] direction. Japanese Journal of Applied Physics: Part 2, 42 (2003) L277.

Rost H.-J., Schmidbauer M., Siche D., Fornari R. Polarity- and orientation-related defect distribution in 4H-SiC single crystals. Journal of Crystal Growth, 290 (2006) 137-143. Nakamura D., Gunjishima I., Yamaguchi S., Ito Т., Okamoto A., Kondo H., Onda S., Takatori K. Ultrahigh-quality silicon carbide single crystals. Nature, 430 (2004) 1009. Herro Z.G., Epelbaum B.M., Bickermann M., Seitz C., Magerl A., Winnacker A. Growth of 6H-SiC crystals along [01-15] direction. Journal of Crystal Growth, 275 (2005) 496-503. Li J., Filip O., Epelbaum B.M., Xu X., Bickermann M., Winnacker A. Growth of 4H-SiC on rhombohedral (01-14) plane seeds. Journal of Crystal Growth, 308 (2007) 41-49. Shishkin Y., Kordina O. Bulk growth of 6H-SiC on non-basal quasi-polar faces. Journal of Crystal Growth, 291 (2006) 317-319.

Shiomi H., Kinoshita H., Furusho Т., Hayashi Т., Tajima M., Higashi E. Crystal Growth of micropipe free 4H-SiC on 4H-SiC {03-38} seed and high-purity semi insulating 6H-SiC. Journal of Crystal Growth, 292 (2006) 188-191.

Hirao Т., Yano H„ Kimoto Т., Matsunami H„ Shiomi H. 4H-SiC MOSFETs on (03-38) face. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 1065-1068.

Kimoto Т., Hirao Т., Nakazawa S., Shiomi H., Matsunami H. Homoepitaxial growth of 4H-SiC (03-38) and nitrogen doping by chemical vapor deposition. Journal of Crystal Growth, 249 (2003) 208-215.

Nakayama K, Miyanagi Y., Shiomi H., Nishino S., Kimoto Т., Matsunami H. The development of 4H-SiC {03-38} wafers. Materials Science Forum, 389-393 (2002) 123126.

Furusho Т., Takagi H., Ota S., Shiomi H., Nishino S. Sublimation growth of SiC crystal using modified crucible design on 4H-SiC {03-38} substrate and defect analysis. Materials Science Forum, 457-460 (2004) 107.

Ефимов A.H., Лебедев A.O. Геометрические аспекты гетероэпитаксии. СПб: Издательство СПбГЭТУ «ЛЭТИ», 2012. 110с.

Седов ЛМ. Введение в механику твердого тела. М: Физматгиз, 1962 (с. 284). Sokolnikojf I.S. Tensor analysis: theory and application. John Wiley&Sons (NY), Chapman&Hall (London), 1951 (p. 336).

Korn G.A., Korn T.M. Mathematical Handbook for Scientists and Engineers. McGraw-Hill Book Company, 1968.

150.

151.

152.

153.

154.

155.

156.

157.

158,

159

160

161

162,

163

164

165

166

Efimov A.N., Lebedev A.O. В ¡crystallography of the Epitaxic Systems VIII-V Nitrides on Sapphire': Theory and Experiment. Journal of Applied Crystallography, 31 (1998) 461. Тхорик Ю.А., Хазан Л.С. Пластическая деформация и дислокации несоответствия в гетероэпитаксиальных системах. Киев: Наукова думка, 1983.

Bassons J.H., Booyens Н. The effect of substrate relaxation on the introduction of misfit dislocations in misfitting epitaxial layers. Physica Status Solidi A, 64 (1981) 777. Bollmann W. Chrystal Defects and Crystalline Interfaces. Springer (Berlin), 1970. Efimov A.N., Lebedev A.O. Coherent heterostructures with non-cubic components: strains and stresses for arbitrary interface orientations - theory and applications. Surface Science, 344 (1995) 276.

Yasmin A., Daniel I.M. Mechanical and thermal properties of graphite platelet/epoxy composites. Polymer, 45 (2004) 8211-8219.

Островский B.C., Виргильев Ю.С., Костиков В.И., Шипков Н.Н. Искусственный графит. М.: Металлургия, 1986. 272с. с.57.

Munro R.G. Material Properties of a Sintered alpha-SiC. Journal of Physical and Chemical Reference Data, Vol. 26, pp. 1195-1203 (1997).

Kamitani K., Grimsditch M., Nipko J.C., Loong C.-K., Okada M., Kimura I. The elastic constants of silicon carbide: A Brillouin-scattering study of 4H and 6H SiC single crystals. Journal of Applied Physics, 82 (6) 1997.

Физические величины: Справочник. Под ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова. М.: Энергоатомиздат, 1991. 1232 с. с.223, 232.

Графит конструкционный. Каталог. М.: Московский электродный завод «Графитэл», 2005. (www.graphitel.ru/files/конструкционный графит^Л

Inagaki М., Feiyu К. Carbon Materials. Science and Engineering — From Fundamentals to Application. Tsinghua University Press, 2006.

Cost J.R., Janowski K.R., Rossi R.C. Elastic properties of isotropic graphite. Philosophical Magazine, 17(148) (1968) 851-854. General characteristics of graphite specialities. (http://www.technokarbon.co.ip/english/product/kind.html)

Deng F., Van Vliet K.J. Prediction of elastic properties for polymer-particle nanocomposites exhibiting an interphase. Nanotechnology, 22 (2011) 165703. Фриделъ Ж. Дислокации. M: Мир, 1967.

Harris G.L. Properties of Silicon Carbide. INSPEC, Institution of Electrical Engineers, London, UK, 1995.

167. Алексеева O.K., Котенко А.А., Челяк М.М. Высокотемпературные фильтры и газоразделительные мембраны, полученные в условиях контролируемой карбонизации полимеров. Серия. Критические технологии. Мембраны, №4(36), 2007, с. 3-16.

168. Tupitsyn E.Y., Arulchakkaravathi A., Drachev R.V., Sudarshan T.S. Controllable 6H-SiC to 4H-SiC polytype transformation during PVT growth. Journal of Crystal Growth, 299 (2007) 70-76.

169. Yen о #., Hirao Т., Kimoto Т., Matsunami H., Asano K, Sugawara Y. High channel mobility in inversion layers of 4H-SiC MOSFET's by utilizing (11-20) face. IEEE Electron Device Letters, 20 (12) (1999) 611-613.

170. Kamiyama S., I way a M., Amano H., Akasaki I. Nitride-based light-emitting diodes grown on particular substrates: ZrB2, (30-38) 4H-SiC and r-faced sapphire. MRS Symposium Proceedings, 831 (2005) El0.6.1.

171. Gardner N.F., Kim J.C., Wierer J.J., Shen Y.C., Krames M.R. Polarization anisotropy in the electroluminescence of m-plane InGaN-GaN multiple-quantum-well light-emitting diodes. Applied Physics Letters, 86 (2005) 111101.

172. Авров Д.Д., Дорожкин С.И., Лебедев А.О., Таиров Ю.М., Фадеев А.Ю. Рост монокристаллов карбида кремния на неполярных гранях затравки. 64-я научно-техническая конференция профессорско-преподавательского состава университета, СПбГЭТУ, Санкт-Петербург, 25 января - 5 февраля 2011, С. 58-61.

173. Fadeev A., Lebedev A., Avrov D., Dorozhkin S., Tairov Yu. Growth of 4H-SiC single crystals on the prismatic seeds. 17th International Conference on Crystal Growth and Epitaxy, Warsaw, Poland, 11-16 August 2013, 2013, P. 94.

174. Фадеев А.Ю., Лебедев A.O., Таиров Ю.М. О росте монокристаллов карбида кремния политипа 4Н на затравках с плоскостью (11-22). Физика и техника полупроводников, 46(10) (2012) 1368-1373.

175. Авров Д.Д., Дорожкин С.И., Лебедев А.О., Таиров Ю.М., Трегубова А.С., Фадеев А.Ю. Об оптимизации структурного совершенства слитков карбида кремния политипа 4Н. Физика и техника полупроводников, 43(9) (2009) 1288-1294.

176. Avrov D.D., Bulatov A.V., Dorozhkin S.I., Lebedev A.O., Tairov Yu.M. Growth of 4H-polytype silicon carbide ingots on (10-10) seeds. Semiconductors, 42 (2008) 1450.

177. Voigt W. Lehrbuch der Kristallphysik, B.G. Teubner, Leipzig, Germany, 1928.

Приложение 1. Упругие модули и тензоры упругих постоянных

Конструкционный графит марки МГ-1.

Из [156] известен тензор упругих постоянных для конструкционных графитов типа МГ, записанный в виде матрицы Лява 6x6, ГПа:

4.2 -2.8 0 0 0 0

-2.8 4.2 -2.8 0 0 0

0 -2.8 15 0 0 0

0 0 0 3 0 0

0 0 0 0 3 0

0 0 0 0 0 3.5

В соответствии с приближением Фойгта [177] для гексагональной симметрии можно получить следующие упругие модули: Kv (объемный модуль упругости), Gv (модуль сдвига):

2 Cn +С„ +4С„ +2С,

Kv =

'33

13

'12

3.5СП + С^^ 2С13 2.5С12 -ь 6С^^ = "-15-'

Тогда упругие модули для графита: Ку = 1.98 ГПа, Су = 3.65 ГПа. При рассмотрении графита как изотропного материала, что справедливо для поликристаллических материалов, в тензоре упругих постоянных остается всего два независимых модуля:

+ 2 ц /1 л 0 0 0

X Л + 2jU л 0 0 0

л Л Л + 2jU 0 0 0

0 0 0 м 0 0

0 0 0 0 м 0

0 0 0 0 0 м

где |Д = в - модуль сдвига, X - параметр Ламе.

Параметр Ламе X можно вычислить по формуле для изотропных материалов:

Л = К-—в = -0.453 3

Тогда тензор упругих постоянных в виде матрицы Лява для изотропного графита типа МГ, ГПа:

6.84 -0.453 -0.453 0 0 0

-0.453 6.84 -0.453 0 0 0

-0.453 -0.453 6.84 0 0 0

0 0 0 3.65 0 0

0 0 0 0 3.65 0

0 0 0 0 0 3.65

Конструкционный графит марки ЕС8-743.

Для конструкционного графита Е05-743 точных данных упругих модулей нет. По сравнению с аналогичными изотропными графитами положим модуль Юнга равным Е = 11.3 ГПа, а из [162] модуль сдвига О = 4.7 ГПа. Тогда параметр Ламе можно найти по формуле для изотропных материалов:

Л = СЕ~2С =3.189 ЪО-Е

Тензор упругих постоянных в виде матрицы Лява 6x6 для изотропного графита марки Е08-743, ГПа:

12.589 3.189 3.189 0 0 0

3.189 12.589 3.189 0 0 0

3.189 3.189 12.589 0 0 0

0 0 0 4.7 0 0

0 0 0 0 4.7 0

0 0 0 0 0 4.7

Поликристаллический а-8Ю.

По известным модулю сдвига (ц = в = 176 ГПа) и модулю объемной упругости (К = 200 ГПа) [157] по формуле для изотропных материалов вычислим параметр Ламе:

Я = К--в = 82.7. 3

Тогда тензор упругих постоянных в виде матрицы Лява для поликристаллического а-БЮ, ГПа:

434.7 82.7 82.7 0 0 0

82.7 434.7 82.7 0 0 0

82.7 82.7 434.7 0 0 0

0 0 0 176 0 0

0 0 0 0 176 0

0 0 0 0 0 176

Технический углерод.

По известным модулю Юнга (Е = 10 ГПа) и коэффициенту Пуассона (V = 0.3) [164] по формуле для изотропных материалов вычислим модуль сдвига и параметр Ламе:

в= Е = 3.85 ГПа,

2+2 V

Л=--=5.77

(1 + У)(1-2У)

Тогда тензор упругих постоянных в виде матрицы Лява для технического углерода,

ГПа:

13.47 5.77 5.77 0 0 0

5.77 13.47 5.77 0 0 0

5.77 5.77 13.47 0 0 0

0 0 0 3.85 0 0

0 0 0 0 3.85 0

0 0 0 0 0 3.85