2024-11-21
Vanligtvis utsätts epitaxiella SiC-belagda grafitsusceptorer ofta för extern ipåverkan under användning, som kan komma från hanteringsprocessen, lastning och lossning, eller oavsiktlig mänsklig kollision. Men den huvudsakliga påverkansfaktorn kommer fortfarande från kollisionen av wafers. Både safir- och SiC-substrat är mycket hårda. Slagproblemet är särskilt vanligt i höghastighets MOCVD-utrustning, och hastigheten på dess epitaxiella skiva kan nå upp till 1000 rpm. Under uppstart, avstängning och drift av maskinen, på grund av tröghetseffekten, kastas det hårda substratet ofta och träffar sidoväggen eller kanten av den epitaxiella skivgropen, vilket orsakar skada på SiC-beläggningen. Speciellt för den nya generationen av stor MOCVD-utrustning är den yttre diametern på dess epitaxiella skiva större än 700 mm, och den starka centrifugalkraften gör substratets slagkraft större och den destruktiva kraften starkare.
NH3 producerar en stor mängd atomärt H efter högtemperaturpyrolys, och atomärt H har en stark reaktivitet mot kol i grafitfasen. När det kommer i kontakt med det exponerade grafitsubstratet vid sprickan kommer det att etsa grafiten kraftigt, reagera för att generera gasformiga kolväten (NH3+C→HCN+H2) och bilda borrhål i grafitsubstratet, vilket resulterar i en typisk borrhålsstruktur inklusive en ihålig struktur. område och ett poröst grafitområde. I varje epitaxiell process kommer borrhålen kontinuerligt att frigöra en stor mängd kolvätegas från sprickorna, blandas in i processatmosfären, påverka kvaliteten på de epitaxiella wafers som odlas av varje epitaxi, och slutligen orsaka att grafitskivan skrotas tidigt.
Generellt sett är gasen som används i bakplåten en liten mängd H2 plus N2. H2 används för att reagera med avlagringar på skivans yta, såsom AlN och AlGaN, och N2 används för att rensa reaktionsprodukterna. Avlagringar som komponenter med hög Al-halt är dock svåra att avlägsna även vid H2/1300℃. För vanliga LED-produkter kan en liten mängd H2 användas för att rengöra bakplåten; Men för produkter med högre krav som GaN-strömenheter och RF-chips används ofta Cl2-gas för att rengöra bakplåten, men kostnaden är att brickans livslängd minskar avsevärt jämfört med den som används för LED. Eftersom Cl2 kan korrodera SiC-beläggning vid hög temperatur (Cl2+SiC→SiCl4+C), och bilda många korrosionshål och kvarvarande fritt kol på ytan, korroderar Cl2 först korngränserna för SiC-beläggning och korroderar sedan kornen, vilket resulterar i en minskning av beläggningens styrka tills sprickbildning och brott.
SiC-epitaxialgas inkluderar huvudsakligen H2 (som bärargas), SiH4 eller SiCl4 (tillhandahåller Si-källa), C3H8 eller CCl4 (tillhandahåller C-källa), N2 (tillhandahåller N-källa, för dopning), TMA (trimetylaluminium, tillhandahåller Al-källa, för dopning HCl+H2 (in situ etsning). SiC epitaxiell kärna kemisk reaktion: SiH4+C3H8→SiC+biprodukt (cirka 1650 ℃). SiC-substrat måste våtrengöras före SiC-epitaxi. Våtrengöring kan förbättra ytan på underlaget efter mekanisk behandling och ta bort överflödiga föroreningar genom multipel oxidation och reduktion. Användning av HCl+H2 kan sedan förstärka in-situ etsningseffekten, effektivt hämma bildandet av Si-kluster, förbättra utnyttjandeeffektiviteten för Si-källan och etsa enkristallytan snabbare och bättre, vilket bildar ett tydligt yttillväxtsteg, vilket påskyndar tillväxten hastighet, och effektivt reducera SiC epitaxiallagerdefekter. Men medan HCl+H2 etsar SiC-substratet in situ, kommer det också att orsaka en liten mängd korrosion på SiC-beläggningen på delarna (SiC+H2→SiH4+C). Eftersom SiC-avlagringarna fortsätter att öka med epitaxialugnen, har denna korrosion liten effekt.
SiC är ett typiskt polykristallint material. De vanligaste kristallstrukturerna är 3C-SiC, 4H-SiC och 6H-SiC, bland vilka 4H-SiC är kristallmaterialet som används av vanliga enheter. En av de viktigaste faktorerna som påverkar kristallformen är reaktionstemperaturen. Om temperaturen är lägre än en viss temperatur kommer andra kristallformer lätt att genereras. Reaktionstemperaturen för 4H-SiC epitaxi som används i stor utsträckning i industrin är 1550 ~ 1650 ℃. Om temperaturen är lägre än 1550 ℃ kommer andra kristallformer som 3C-SiC lätt att genereras. Emellertid är 3C-SiC en kristallform som vanligtvis används i SiC-beläggningar. Reaktionstemperaturen på cirka 1600 ℃ har nått gränsen på 3C-SiC. Därför är livslängden för SiC-beläggningar huvudsakligen begränsad av reaktionstemperaturen för SiC-epitax.
Eftersom tillväxthastigheten för SiC-avlagringar på SiC-beläggningar är mycket snabb, måste den horisontella hetväggiga SiC-epitaxialutrustningen stängas av och SiC-beläggningsdelarna inuti måste tas ut efter kontinuerlig produktion under en viss tid. Överskottsavlagringar såsom SiC på SiC-beläggningsdelarna avlägsnas genom mekanisk friktion → dammborttagning → ultraljudsrengöring → högtemperaturrening. Denna metod har många mekaniska processer och är lätt att orsaka mekanisk skada på beläggningen.
Med tanke på de många problem som står införSiC-beläggningi SiC-epitaxialutrustning, kombinerat med den utmärkta prestandan hos TaC-beläggning i SiC-kristalltillväxtutrustning, som ersätter SiC-beläggning iSiC epitaxiellutrustning med TaC-beläggning har gradvis kommit in i visionen för utrustningstillverkare och utrustningsanvändare. Å ena sidan har TaC en smältpunkt på upp till 3880 ℃ och är resistent mot kemisk korrosion som NH3, H2, Si och HCl-ånga vid höga temperaturer, och har extremt stark högtemperaturbeständighet och korrosionsbeständighet. Å andra sidan är tillväxthastigheten för SiC på TaC-beläggning mycket långsammare än tillväxthastigheten för SiC på SiC-beläggning, vilket kan lindra problemen med stora mängder partikelfall och kort utrustningsunderhållscykel, och överskott av sediment som SiC kan inte bilda ett starkt kemiskt metallurgiskt gränssnitt medTaC-beläggningoch överskott av sediment är lättare att avlägsna än SiC homogent odlat på SiC-beläggning.