Hvorfor svikter SiC-belagt grafittsusceptor? - VeTek Semiconductor

Analyse av feilfaktorer for SiC-belagt grafittsusceptor

Vanligvis blir epitaksielle SiC-belagte grafittsusceptorer ofte utsatt for ekstern ipåvirkning under bruk, som kan komme fra håndteringsprosessen, lasting og lossing, eller utilsiktet menneskelig kollisjon. Men hovedpåvirkningsfaktoren kommer fortsatt fra kollisjonen av wafere. Både safir- og SiC-substrater er svært harde. Slagproblemet er spesielt vanlig i høyhastighets MOCVD-utstyr, og hastigheten på dens epitaksiale disk kan nå opptil 1000 rpm. Under oppstart, avstengning og drift av maskinen, på grunn av treghet, blir det harde underlaget ofte kastet og treffer sideveggen eller kanten av den epitaksiale skivegropen, og forårsaker skade på SiC-belegget. Spesielt for den nye generasjonen av stort MOCVD-utstyr er den ytre diameteren på dens epitaksiale skive større enn 700 mm, og den sterke sentrifugalkraften gjør substratets slagkraft større og den destruktive kraften sterkere.

NH3 produserer en stor mengde atomær H etter høytemperaturpyrolyse, og atomær H har sterk reaktivitet til karbon i grafittfasen. Når det kommer i kontakt med det eksponerte grafittsubstratet ved sprekken, vil det etse grafitten sterkt, reagere for å generere gassformige hydrokarboner (NH3+C→HCN+H2), og danne borehull i grafittsubstratet, noe som resulterer i en typisk borehullstruktur inkludert en hul. område og et porøst grafittområde. I hver epitaksial prosess vil borehullene kontinuerlig frigjøre en stor mengde hydrokarbongass fra sprekkene, blande seg inn i prosessatmosfæren, påvirke kvaliteten på epitaksialplatene som dyrkes av hver epitaksi, og til slutt føre til at grafittskiven kasseres tidlig.

Generelt sett er gassen som brukes i stekebrettet en liten mengde H2 pluss N2. H2 brukes til å reagere med avleiringer på overflaten av skiven som AlN og AlGaN, og N2 brukes til å rense reaksjonsproduktene. Imidlertid er avleiringer som høye Al-komponenter vanskelig å fjerne selv ved H2/1300℃. For vanlige LED-produkter kan en liten mengde H2 brukes til å rengjøre stekebrettet; For produkter med høyere krav som GaN-strømenheter og RF-brikker, brukes imidlertid ofte Cl2-gass til å rengjøre stekebrettet, men kostnaden er at brettets levetid er kraftig redusert sammenlignet med den som brukes til LED. Fordi Cl2 kan korrodere SiC-belegg ved høy temperatur (Cl2+SiC→SiCl4+C), og danne mange korrosjonshull og gjenværende fritt karbon på overflaten, korroderer Cl2 først korngrensene til SiC-belegget, og korroderer deretter kornene, noe som resulterer i en reduksjon i beleggstyrke inntil sprekkdannelse og svikt.

SiC epitaksial gass og SiC belegg svikt

SiC-epitaksialgass inkluderer hovedsakelig H2 (som bæregass), SiH4 eller SiCl4 (som gir Si-kilde), C3H8 eller CCl4 (tilveiebringer C-kilde), N2 (som gir N-kilde, for doping), TMA (trimetylaluminium, gir Al-kilde, for doping ), HCl+H2 (in-situ etsing). SiC epitaksial kjerne kjemisk reaksjon: SiH4+C3H8→SiC+biprodukt (ca. 1650 ℃). SiC-underlag må våtrenses før SiC-epitaksi. Våtrengjøring kan forbedre overflaten på underlaget etter mekanisk behandling og fjerne overflødige urenheter gjennom multippel oksidasjon og reduksjon. Deretter kan bruk av HCl+H2 forbedre in-situ etseeffekten, effektivt hemme dannelsen av Si-klynger, forbedre utnyttelseseffektiviteten til Si-kilden, og etse enkeltkrystalloverflaten raskere og bedre, danne et klart overflateveksttrinn, akselerere veksten hastighet, og effektivt redusere SiC epitaksiale lagdefekter. Men mens HCl+H2 etser SiC-substratet in situ, vil det også forårsake en liten mengde korrosjon på SiC-belegget på delene (SiC+H2→SiH4+C). Siden SiC-avsetningene fortsetter å øke med epitaksialovnen, har denne korrosjonen liten effekt.

SiC er et typisk polykrystallinsk materiale. De vanligste krystallstrukturene er 3C-SiC, 4H-SiC og 6H-SiC, hvorav 4H-SiC er krystallmaterialet som brukes av vanlige enheter. En av de viktigste faktorene som påvirker krystallformen er reaksjonstemperaturen. Hvis temperaturen er lavere enn en viss temperatur, vil andre krystallformer lett bli generert. Reaksjonstemperaturen til 4H-SiC-epitaksi mye brukt i industrien er 1550 ~ 1650 ℃. Hvis temperaturen er lavere enn 1550 ℃, vil andre krystallformer som 3C-SiC lett bli generert. Imidlertid er 3C-SiC en krystallform som vanligvis brukes i SiC-belegg. Reaksjonstemperaturen på ca. 1600 ℃ har nådd grensen på 3C-SiC. Derfor er levetiden til SiC-belegg hovedsakelig begrenset av reaksjonstemperaturen til SiC-epitaksi.

Siden veksthastigheten for SiC-avleiringer på SiC-belegg er veldig rask, må det horisontale varmevegg-SiC-epitaksialutstyret stenges og SiC-beleggsdelene inni må tas ut etter kontinuerlig produksjon i en periode. Overflødige avleiringer som SiC på SiC-beleggdelene fjernes ved mekanisk friksjon → støvfjerning → ultralydrensing → høytemperaturrensing. Denne metoden har mange mekaniske prosesser og er lett å forårsake mekanisk skade på belegget.

Med tanke på de mange problemeneSiC-beleggi SiC-epitaksialt utstyr, kombinert med den utmerkede ytelsen til TaC-belegg i SiC-krystallvekstutstyr, erstatter SiC-belegg iSiC epitaksialutstyr med TaC-belegg har gradvis kommet inn i visjonen til utstyrsprodusenter og utstyrsbrukere. På den ene siden har TaC et smeltepunkt på opptil 3880 ℃, og er motstandsdyktig mot kjemisk korrosjon som NH3, H2, Si og HCl-damp ved høye temperaturer, og har ekstremt sterk motstand mot høye temperaturer og korrosjonsmotstand. På den annen side er veksthastigheten av SiC på TaC-belegg mye langsommere enn veksthastigheten til SiC på SiC-belegg, noe som kan lindre problemene med store mengder partikkelfall og kort vedlikeholdssyklus av utstyr, og overflødige sedimenter som SiC kan ikke danne et sterkt kjemisk metallurgisk grensesnitt medTaC belegg, og de overskytende sedimentene er lettere å fjerne enn SiC homogent dyrket på SiC-belegg.