化合物半導體及其可控摻雜的製作方法
2023-09-17 17:33:00
專利名稱：化合物半導體及其可控摻雜的製作方法
本申請是1994年7月18日提出並於1995年11月7日公布為美國通信專利號(United States Letters Patent Number)5463978的美國專利申請號276599(它是1993年1月25日提出的現已放棄了的美國專利申請號008650的繼續申請)的繼續申請。
本發明涉及到高質量半導體器件晶體薄膜的可控生長，更確切地說是涉及到用來高度可重複地生產高質量碳化矽半導體的方法和系統。本發明是由政府支持在NASA提供的政府合同之下完成的。政府對本發明享有一定的權利。
此處將1994年11月15日發布的題目為「在碳化矽晶片上可控生長碳化矽多型單晶薄膜的工藝」(Process For The Controlled Growth OfSingle-Crystal Films Of Silicon Carbide Polytypes On Silicon CarbideWafers)的美國通信專利No.5363800以及1993年9月28日發布的題目為「碳化矽晶片上單晶碳化矽薄膜的同質外延生長工藝」(Process ForThe Homoepitaxial Growth Of Single-Crystal Silicon Carbide Films OnSilicon Carbide Wafers)的美國通信專利No.5248385列為參考，二者都講述了碳化矽襯底的預處理。為了說明具有二種或更多組分的晶體的位置競爭外延技術，此處還列入了1995年11月7日發布的題目為「化合物半導體及其可控摻雜」(Compound Semiconductor And ControlledDoping Thereof)的美國通信專利No.5463978。
本發明特別適合於生產碳化矽晶體(這裡被用來包括晶體薄膜)而且將特別參照它來進行討論；但本發明有更廣泛得多的用途並且可用於化學汽相澱積工藝所生長的其它晶體。
半導體器件被用於各種各樣的電子應用中。半導體器件包括二極體、電晶體、集成電路、發光二極體以及電荷耦合器件。採用矽或諸如砷化鎵(GaAs)和磷化鎵(GaP)之類的化合物半導體的各種半導體器件已得到普遍應用。為了製造半導體器件，必須能夠生長具有可控雜質摻入(就淨濃度和濃度分布而論)以及加工良好的表面形貌的高質量和低缺陷密度的單晶薄膜。近年來，對用於高溫、高功率和/或高輻射工作條件(在這種條件下，矽和常規III-V半導體無法滿意地工作)的碳化矽半導體的研究興趣已越來越大。
碳化矽被分類為化合物半導體，它具有用於涉及高溫、高功率、高輻射和/或高頻率的應用中的潛在的優越的半導體性能。碳化矽具有一些使其在各種應用中特別優越的特性。這些優點包括約為2.2-3.3eV的寬能帶隙、高的熱導率、低的介電常數、高的飽和電子漂移速度、高的擊穿電場、低的少子壽命以及高的分解溫度。而且，碳化矽是熱穩定、化學穩定和機械穩定的，並具有很強的抗輻照損傷的能力。此外，諸如發光二極體(LED)的各種光學器件可用碳化矽製作並可在600℃以上的溫度下工作。儘管碳化矽半導體器件有這許多的優點和能力，但由於對晶體質量、生長可重複性以及摻雜劑向碳化矽晶體的可控進入缺乏控制而使碳化矽器件的大規模商品化進展緩慢。
SiC的有些性質引發了這種控制的缺乏。首先，它在合理的壓力下不熔化並且在高於1800℃的高溫下升華。其次，它生長稱為多型的很多不同的晶體結構。第三，在SiC晶體中進行生長後摻雜(post-growth)(亦即，如在Si工業中所使用的從氣相物質擴散進入晶體)不起作用。其它熟知的生長後摻雜技術(即離子注入)通常都引起明顯的晶體損傷。用後退火方法(post-annealing)來清除這些晶體損傷從而改善器件的性能的各種試圖一般都引起嚴重的摻雜劑重新分布。
由於熔體SiC(molten-SiC)生長技術不能用於SiC，故開發了二種生長SiC晶體的技術。第一種技術稱為化學汽相澱積(CVD)，其中將反應氣體引入晶體室以便在適當加熱了的襯底上製作SiC晶體。第二種生長大塊SiC晶體的技術通常稱為升華(sublimation)技術或Lely工藝。在升華技術中，某種固體SiC材料而不是所希望的特定多型的單晶被用作原材料並對其加熱直至固態SiC升華。然後使蒸發的材料冷凝以產生所需的晶體。雖然用升華方法或外延生長方法(CVD)都能得到大量的晶體，但難以製備大的SiC單晶並且難以高精度地控制SiC晶體的尺寸、形狀、多型和摻雜。
SiC晶體以六方、三角和立方晶體結構存在。通常，具有閃鋅礦結構的立方結構稱為β-SiC或3C-SiC，而各種各樣的六方和三角形式的多型統稱為α-SiC。最普通的α-SiC多型是6H-SiC。各種SiC多型中的每一種都有其獨特的電學和光學性質，使其在特定的應用中優於其它的多型。例如，6H-SiC多型具有約為2.9eV的帶隙和六方結構，3C-SiC多型具有約為2.2eV的較小的帶隙和比6H-SiC多型更高的對稱結構。這些性質差別導致6H-SiC在某些應用中的優點，例如較寬的帶隙導致藍色發光二極體和在更高溫度下可工作。另一方面，3C-SiC多型具有較高的電子遷移率，導致較高的工作頻率。
SiC多型用堆垛雙層Si和C原子的方法形成。每個雙層可位於三個位置中的一個。堆垛的次序決定了特定的多型。堆垛的方向稱為晶體C軸，它垂直於基平面。對於6H-SiC，已知(0001)面(Si面)或(0001)面(C面)是基平面，而對於3C-SiC，(111)面等價於(0001)基平面。
在位錯、堆垛層錯、微孿晶、雙層定位邊界(DPB)、螺形位錯和反相邊界(APB)很少的較高質量的6H-SiC和3C-SiC晶體的生長技術上已取得了很多進展。
美國專利No.5037502(Suzuki)公開了一種生產單晶SiC的工藝，其方法是在CVD室中於β-SiC單晶膜上生長α-SiC的單晶膜。Suzuki公布，當生長β-SiC晶體時，CVD反應室應保持在1400-1900℃之間，而且最好是保持在1500-1700℃之間。矽烷(SiH4)和丙烷(C3H8)是源氣體，以0.01-10(最好是0.5-5)的Si/C原子數比率送入生長室。在晶體生長過程中，Si/C比定為恆定。Si/C比設定於單一的最佳點使晶體生長最大，同時使晶體缺陷最少以生長β-SiC晶體。藉助於保持相似的Si/C比並將生長室的溫度降到800-1200℃(最好是1000-1100℃)，在β-SiC晶體上生長α-SiC晶體。Suzuki公布，β-SiC晶體必須在1200-1400℃之間的溫度(最好是1300-1350℃)下生長。藉助於將生長室溫度降到1200℃以下，可以只生長α-SiC晶體。Suzuki只指出了溫度影響能夠生長的SiC晶體的類型。Suzuki未曾公布(1)任何對β或α-SiC晶體進行摻雜的方法，(2)在生長α-SiC晶體之前的諸如製備β-SiC晶體的任何類型的預處理工藝，(3)β-SiC襯底的傾斜是否會影響α-SiC晶體的生長，以及(4)β-SiC襯底的特定面是否能生長更好的α-SiC晶體。
在生長3C-SiC和6H-SiC晶體中具有所有這些優點，但這些晶體的可控純度和摻雜是有限的。而且，仍然無法實現可控的可重複的簡併摻雜或非常低的摻雜。生長晶體中摻雜劑的進入被認為是有意雜質進入，而沾汙進入晶體被認為是無意雜質進入(即沾汙)。在升華或CVD晶體生長工藝過程中，各種化合物和/或元素都有意和無意地進入到晶體中。成功率有限的各種技術已被用來從晶體中排除沾汙以生產高純晶體。
在H.J.Kim和R.F.Davis題為「外延生長過程中雜質進入β-SiC薄膜的理論和經驗研究」(Theoretical and Empirical Studies ofImpurity Incorporation intoβ-SiC Thin Films During EpitaxialGrowth)的論文中(1986年)公布了一種對SiC晶體進行摻雜的技術。在Kim的文獻中，公布了有關摻雜劑進入β-SiC的研究。Kim的文章指出，當SiC生長反應器中的摻雜劑濃度增高時，β-SiC晶體中的摻雜劑進入也增高。Kim還指出，某些摻雜劑的進入濃度高於理論預計。Kim所觀察到的出乎意料地高的進入濃度，正如SIMS和電子探針結果比較所確定的，被假定為三種可能性造成的，即(1)已知會在材料中的線或點缺陷以及/或者位錯和堆垛層錯處的雜質陷阱，(2)摻雜劑-Si和/或摻雜劑-C相互作用，以及(3)非電活性填隙位的位置。Kim認為摻雜劑-Si和/或摻雜劑-C相互作用與各摻雜劑的1)未離化的或位於非電活性位置上的或者2)與Si或C組成絡合物(complex)的部位有關。Kim的術語「與Si或C組成絡合物」指出摻雜劑原子能夠在SiC晶體中同可獲得的Si和/或C結合組成具有非電特徵的明顯不同的化合物，從而在電學測得的摻雜濃度和原子探針(即SIMS)得到的元素摻雜劑濃度之間產生差異。這些假設的絡合物是諸如化合物氮化矽(Si3N4)之類的化合物的夾雜物。在Kim文章中提到的高熔點材料是熔點為1900℃的Si3N4。關於非電活性填隙位的位置，Kim認為摻雜劑原子也可以位於其它的非電活性位置中。具體地說，Kim指晶格中的「非電活性填隙」位置。Kim指出，某些原子(例如Al和P)服從理想的摻入行為，而另一些(即N，B)由於以比理論預計高得多的濃度進入生長的SiC晶體而明顯地不是這樣。總之，Kim指出β-SiC晶體中的過量摻雜劑進入相信主要是由下列因素引起的(1)非電活性摻雜劑原子在諸如位錯和堆垛層錯之類的缺陷位置處的積累，(2)由摻雜劑原子和SiC和/或C的相互作用形成的非電活性高熔點化合物，或者(3)摻雜劑原子在SiC晶格中非電活性填隙位置處的積累。由於β-SiC(生長在Si襯底上的)中的高密度缺陷是放棄在優越的SiC襯底上生長的主要理由之一，上述三個可能的解釋為SiC生長領域眾所周知。Kim沒有公布藉助於改變Si/C源氣體比率來控制SiC晶體中摻雜原子的進入率的任何技術。Kim的研究是用整個晶體生長過程中保持Si和C源氣體比率恆定並改變摻雜劑濃度的方法來進行的。Kim所討論的理論考慮和實驗數據沒有給出關於晶體生長過程中Si和C源氣體比率的變化如何影響生長晶體中摻雜劑的進入的任何見解。Kim的研究僅僅限於對反應器中存在摻雜劑的不同分壓時對生長晶體中的摻雜劑濃度的影響。Kim也沒有指出晶體生長一旦開始要改變反應器中的摻雜劑氣體。所有的實驗和收集的數據都來自基於恆定Si、C和摻雜劑氣體濃度的晶體生長。Kim沒有公布晶體生長過程中反應器內任何氣體的改變。
報導的用於InP和GaAs CVD生長系統另一個技術是採用阻擋技術，從而用相當大量的晶體化合物來使晶體表面阻擋或屏蔽雜質。見「In-H2PCl3工藝化學(Chemistry of The In-H2PCL3Process)」(R.C.Clarke，Inst.Phys.Conf. No.45，1979，19-27)以及「矽的摻雜行為和汽相生長III-V外延膜(Doping Behavior of Silicon and VaporGrowth III-V Epitaxial Films)」(H.P.Pogue和B.M.Quimlich，J.Crystal Growth，31，1975，183-89)。雖然阻擋技術降低了晶體中的沾汙進入，但需要使用大量的晶體生長化合物來實現阻擋，這對晶體質量和表面形貌有不良影響。除了與沾汙清除有關的問題外，可控的相當低濃度的晶體有意摻雜也還不可達到和/或不可重複。而且，也沒有控制和/或重複晶體中陡峭摻雜劑濃度分布(即從P型到n型，簡併到輕摻雜)的技術。
在CVD晶體生長中，現有技術中源氣體的控制僅僅用來設定為了獲得平滑的單晶表面形貌同時防止形成不希望有的晶體(即SiC晶體中的多晶SiC)以及其它晶體缺陷的單一的最佳源氣體比率。CVD晶體生長領域的理解指出反對晶體生長過程中改變源氣體比率。相信首先必須得到最佳源氣體比率以便得到高質量晶體。源氣體比率設定點一經得到，摻雜劑的進入就僅僅用控制反應室中的摻雜劑濃度來控制。現有技術指出，源氣體比率的改變不影響生長晶體的摻雜劑進入(亦即電學性質)。這個最佳源氣體比率一經確定就恆定地保持並且在整個晶體的生長過程中對每個CVD系統是具體而明確的。現有技術指出的Si源和C源氣體的受到控制的恆定數量導致可用來進入晶體生長原子(即Si和C原子)抑或摻雜劑源原子(例如Al、N、Ga、Ti、V、Na、Fe、P、S、O、B、F等)的Si位(site)對C位的恆定比率(即恆定的位置組成)。由於P型摻雜劑原子同Si源原子爭奪固定數量的可得到的Si位置，故進入生長SiC晶體的P型摻雜劑的最大濃度被固定。當為了獲得比這一固定量(p＝6×1017cm-3)更高的載流子濃度而增大Al摻雜劑源的數量時，過量的Al導致澱積在反應器壁上的含Al材料，它導致準多晶膜的P型重摻雜(P＝1.6×1019cm-3)的非常粗糙的表面。因此，不可能生長載流子濃度大於P＝6×1017cm-3的P型摻雜(例如Al摻雜)單晶膜。
已發展並試用了各種試圖控制生長SiC薄膜中雜質進入的現有技術方法。例如，分子束外延(MBE)採用超高真空系統而且利用成束的聚焦於加熱了的襯底上的分子流來引起晶體生長。這一技術確實提供了對摻雜劑濃度分布的某種程度的控制。但低的生長速率是一個主要缺點並有某些問題。首先，由於生長速率非常低，故其商業化是不現實的。第二，雜質的進入仍受源氣體的純度和生長反應室的清潔度的限制。而且，非常低的生長速度使雜質進入的問題加重。
用來對SiC進行摻雜的另一種技術採用離子注入，這是一種用來引入所需摻雜劑的生長後摻雜技術。參見「寬帶電容、III-V氮化物和II-VI Zn-Se基半導體器件工藝(Large-Band-Cap，III-V Nitride，andII-VI Zn-Se-Based Semiconductor Device Technologies)」(Morkoc等，J.App.Phys.76(3)，1368(1994))。此法使晶體結構產生大量損傷而且通常要求後退火步驟以減少這種技術產生的高密度缺陷(它嚴重地影響器件的質量)。而且，SiC晶體僅僅部分地有效退火所要求的異常高的溫度(＞1800℃)的結果是，P型摻雜劑的濃度改變4倍(4×)而n型摻雜劑由於外擴散而損失了。
當需要簡併摻雜層時，例如當需要金屬接觸層時，通過CVD來獲得簡併P型受到諸如引致極差薄膜形貌的氣相成核(來自所需的過量高的P型源氣體)之類問題的限制。
如上所述，SiC正成為一種用來製造適合於工作在高溫、高輻照和腐蝕性環境中的高功率和/或微波頻率半導體器件的選擇材料。在用於高溫、腐蝕性和高輻照環境中的高功率和高頻率半導體器件的發展中，SiC的本徵材料優點現在正被顯露。這些微電子器件包括高壓肖特基整流器和功率金屬-氧化物一半導體場效應電晶體(MOSFET)、微波和毫米波器件以及高溫抗輻射結型場效應電晶體(JFET)。但是，為了理論估算的採用SiC的優點得到充分實現，仍需要在SiC的體生長和外延生長二個方面取得進展。例如，為消除器件限制的微孔和微管道而需要改善SiC的體生長。在外延生長工藝中需要其它的進展。特別是必須了解並可靠地控制SiC外延層生長過程中的摻雜劑進入。為了在先進的電子器件應用中實現SiC的固有的優越高溫半導體性質，必須改善對化學汽相澱積(CVD)的外延層的電子性能的控制。本工作之前，對CVD SiC外延層摻雜劑進入的控制是有限的，其可重複的摻雜一般局限在n型為ND＝2×1016cm-3-5×1018cm-3，而P型6H-SiC外延層為NA＝2×1016cm-3-1×1018cm-3的摻雜濃度範圍。將可重複的摻雜範圍擴大到包括更低的濃度就有可能製作數千伏特的SiC功率器件，而如可得到更高的摻雜濃度，則由於寄生電阻更低而可導致性能得到提高的器件。
由於可用來控制CVD工藝生長的晶體中摻雜劑和/或沾汙進入的技術不合適，就要求有一種能從CVD生長的晶體中選擇性地排除雜質的方法。
本發明涉及到一種生長高質量晶體並在晶體生長過程中控制雜質或摻雜劑的進入的方法。
根據本發明的主要特點，提供了一種控制澱積在化學汽相澱積(CVD)法生長的晶體的給定生長區內選定元素的數量的系統和方法。一類生長晶體是SiC晶體，其中矽(Si)澱積在Si生長位置中而碳澱積在生長區中的C生長位置中。選定的元素在SiC晶體生長過程中或者爭奪Si生長位置，或者爭奪C生長位置。所作的改進包含使第一數量的氣態Si化合物流過生長室並使第二數量的氣態C化合物流過生長室而且控制第一數量的Si化合物相對於第二數量的C化合物的比率以控制澱積在晶體生長區處SiC晶體中的選定元素的數量。選定的元素是一種雜質而且或者是一種摻雜劑或者是一種沾汙。
晶體生長室用來由化學汽相澱積而生長晶體。晶體生長室包括一個其上生長晶體的晶體生長區。晶體生長室也可以包括一個加熱元件以控制晶體生長室內的溫度。藉助於將蒸發的晶體生長化合物引入生長室而在晶體生長室內製作晶體。可用載氣將晶體生長化合物引入到晶體生長室中。在晶體生長室中可以生長諸如碳化矽、砷化鎵、磷化鎵等之類的許多不同類型的晶體。生長的晶體由澱積在晶體生長位置上的晶體組分形成。例如，SiC晶體藉助於將矽化合物和碳化合物引入晶體生長室中而生長。在晶體生長室中，碳原子由碳化合物的原始化合物分解出來而矽原子由矽化合物的原始化合物分解出來。然後由澱積在碳位置中的碳原子和澱積在矽位置中的矽原子生長成SiC晶體。SiC晶體由堆垛的Si和C原子雙層或薄膜層組成。每個薄膜層由一層鍵合於一層Si原子的C原子組成。由於SiC薄膜層的雙層堆垛，SiC晶體就具有一個Si面和一個C面。晶體生長位置，例如SiC晶體的C位置和Si位置，在什麼類型的原子或分子在晶體生長期間可以進入這些位置方面是高度特定的。晶體生長位置的高特定性部分是由於這些位置的物理結構。每個原子和分子都有一個截然不同的尺寸和原子結構。除非原子或分子的尺寸和結構與晶體生長位置相同或相似，否則原子或分子鍵合到生長位置的機率就很小。晶體生長位置特定性還受生長位置中或附近的鍵合力的影響。每個原子和分子有一個帶有一些電荷的電子殼層，它與生長位置附近存在的原子或分子的電子殼層相互作用，從而或者被吸引到生長位置或者被排斥於生長位置。藉助於控制晶體生長過程中生長位置中的雜質澱積，可以控制CVD工藝生長的任何晶體的純度。在晶體生長過程中，特定的生長位置對競爭的原子或分子有一個特殊的需求。藉助於控制生長位置附近的競爭性原子或分子的數量，可以控制生長位置的需求。藉助於控制生長位置處各種原子或分子的濃度來控制晶體原子組分和雜質原子或分子之間對特定生長位置的爭奪。此處將這一概念稱為位置競爭外延(site-competition epitaxy)，它可以用來提高CVD晶體外延層的重複性同時大大擴展n型和P型CVD晶體外延層的摻雜範圍。奇怪的是，藉助於控制引入晶體生長室的晶體生長化合物的比率，可以精確而重複地控制生長位置競爭。除SiC晶體之外的具有二個或更多個生長位置的許多晶體都潛在地能夠用CVD工藝來生長，並且可以用位置競爭技術來控制雜質的進入。重視和實行生長位置競爭技術可以得到比現有技術大得多的晶體薄膜生長條件的活動餘地和控制，以便在晶體生長過程中優化晶體生長速率、表面形貌、雜質分布以及其它的薄膜特性。
根據本發明的一個更廣義的情況，提供了一種用生長室中進行的CVD工藝在晶體生長區生長晶體時控制澱積在由至少二種晶體元素所組成的晶體的給定生長區中的非晶體元素的數量的系統和方法。晶體包含第一晶體元素和第二晶體元素，而且生長的晶體至少有二種晶體生長位置。第一晶體元素澱積在第一晶體生長位置中，而第二晶體元素澱積在第二晶體生長位置中。非晶體元素爭奪至少一種生長位置。改進了的方法包含使數量受到控制的氣態晶體元素化合物流過生長室，其中每種晶體元素化合物至少包括一種晶體元素，以及控制數量受到控制的氣態晶體元素化合物的比率以控制澱積在晶體生長區內晶體特定生長位置中的非晶體元素的數量。非晶體元素是一種諸如摻雜劑或沾汙的雜質。晶體可由二種、三種、四種或更多種晶體元素組成以形成二元、三元等類型的晶體。每種晶體元素澱積在一種特定的晶體生長位置中。非晶體元素同至少一種特定的晶體生長位置爭奪。由於非晶體元素的幾何尺寸和電荷以及晶體生長位置的幾何形狀和電荷，非晶體元素一般只同一種晶體生長位置競爭。若一種非晶體元素能夠澱積在一種以上的晶體生長位置中，非晶體元素通常對某一種具有比其它位置大得多的親和力。有可能生長的晶體的類型包括ZnSe、GaAs、InP、InxGa1-xAs、GaAsP、GaP、InAs、InxGa1-xAsyP1-y等。
根據本發明的另一種情況，摻雜材料被引入晶體生長室，並且在晶體生長過程中控制晶體中摻雜劑的進入率。各種類型的摻雜劑材料可用來形成晶體中的n型或P型層。晶體的摻雜劑分布對於其中結合有摻雜晶體的那種電子器件來說是非常重要的。摻雜材料或者以其純淨形態(即氮)或者以包括鍵合於摻雜劑原始化合物的摻雜劑材料的化合物的形式(即三乙基鋁)被引入生長室。被引入生長室的摻雜劑材料選擇成使摻雜劑材料對至少一種晶體生長位置具有親和力。由於摻雜劑和生長位置的物理特性，幾乎所有的摻雜劑都只對一種生長位置有親和力。可以鍵合在多種晶體生長位置中的少數幾種摻雜劑對一種生長位置比對其它生長位置有更大的親和力。摻雜劑材料一旦被引入晶體生長室，摻雜劑材料主要同晶體元素組分爭奪一種特定的生長位置。摻雜劑材料同晶體原子組分對一種特定生長位置的爭奪(即需求)藉助於控制可獲得的生長位置來控制。生長位置需求的控制由調節晶體生長室中的各晶體原子組分的比率來實現。藉助於恰當控制各種晶體原子組分的比率，在晶體生長過程中可用於摻雜劑材料的特定生長位置將變多或變少，從而影響並控制生長位置需求和特定晶體中的摻雜劑濃度分布。
根據本發明的又一種情況，晶體生長在預處理過的襯底上以擴展生長高質量晶體的生長參數。襯底可以也可以不由與所生長的晶體薄膜相同的材料組成。生長在襯底上的晶體薄膜可以同質外延(襯底和晶體薄膜具有相同的晶體元素和結構)生長或異質外延(襯底和晶體薄膜具有不同的晶體元素和/或結構)生長。襯底被預處理以便從襯底表面清除可能在晶體生長期間引起缺陷晶體薄膜的雜質。在襯底表面上存在沾汙或缺陷或某些其它表面畸變的位置處可能發生異常晶體生長。這些沾汙或缺陷引起不希望有的成核，導致帶有不希望有的多型結構、不良表面形貌、堆垛層錯、APB、劣質摻雜劑分布、高沾汙濃度等的晶體。藉助於恰當地切割和拋光襯底表面並隨後對襯底表面進行腐蝕而將沾汙和表面缺陷從襯底上清除掉。腐蝕進行的方式不要改變襯底表面，不能損害襯底表面上的晶體生長。清潔的低缺陷的襯底表面令人吃驚地擴展了生長高質量晶體的工作參數。藉助於降低對晶體生長工藝的物理影響，前述的生長室中的Si/C濃度比率被局限在一定範圍且確實不遠離狹窄的比率範圍，這依賴於對所用碳氫化合物的選擇(對SiH4/C2H4為Si∶C＝1∶1，對SiH4/C3H8為Si∶C＝2∶3)。採用任一給定的晶體生長工藝，都有對該工藝的物理影響因素，為溫度、壓力、晶體組分濃度、摻雜劑濃度、雜質濃度、生長表面等，這些都影響生長過程中的晶體薄膜層。在晶體生長過程中消除或降低缺陷和/或沾汙了的襯底表面所引起的影響，使得在來自其他物理影響因素的物理影響層次上有可能作更大的改變。由預處理過的襯底引起的降低了的物理影響使得能夠在生長室中使用更大的晶體化合物比率範圍以增強對晶體中雜質進入的控制。
根據本發明的又一種情況，提供了一種生長晶體的方法，從而晶體生長在襯底的特定表面上以降低對晶體生長系統的物理影響。從二種或更多種不同原子組成的襯底的晶體結構有至少三種不同的面。由Si-C晶體組成的襯底有一個矽面(Si面)、一個碳面(C面)和一個碳-矽面(A面)。晶體結構的每個面都有不同的物理特性(例如極性)，它可以增加或減小對晶體生長系統的物理影響，這將影響生長在襯底面上的晶體的質量。
本發明的主要目的是提供一種用化學汽相澱積生長高質量可重複的晶體薄膜的方法。
本發明的另一目的是提供一種用來控制晶體生長過程中雜質進入晶體薄膜層的方法。
本發明的又一目的是提供一種生長具有所需雜質分布的高質量、低缺陷可重複的晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種在預處理過的從而已從其上待要生長晶體的襯底表面清除了沾汙和表面缺陷的襯底上生長晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種在襯底的特定面上生長晶體的方法以生長具有低缺陷和光滑表面形貌的高質量晶體。
本發明的另一目的是提供一種對具有高質量表面形貌和低缺陷的P型和n型外延層進行簡併摻雜的方法。
本發明的另一目的是提供一種生長摻雜劑n-p型分布中有非常陡峭改變的晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種生長極為陡峭的摻雜劑分布界面的方法。
本發明的另一目的是提供一種在各種襯底上生長低缺陷、低濃度摻雜的單晶的方法。
本發明的另一目的是提供一種生長在摻雜劑濃度分布中具有陡峭改變的晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種生長具有緩變摻雜劑分布的高質量低缺陷晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種增大濃度比率範圍的可用來生長高質量低缺陷晶體的方法。
本發明的另一目的是提供一種生長具有非常高的摻雜劑濃度的高質量低缺陷晶體的方法。
閱讀下列結合附圖的描述，這些或其它的目的和優點對本技術領域的熟練人員來說將變得更為明顯。
圖1是根據本發明的用來生長並摻雜晶體的CVD系統的示意圖；圖2是已分成選定生長區的襯底的平面圖；圖3是帶有平行線的選定生長區的平面示意圖，示出了某些原子尺度生長臺階；圖4示意圖示出了6H-SiC襯底上的6H-SiC薄膜同質外延生長。
圖5是6H-SiC晶體的平面圖，示出了晶體的空間軸；圖6是SiC襯底的剖面圖，示出了襯底的Si面、C面和A面；圖7是有3C-SiC成核的6H-SiC襯底的剖面圖；圖8是圖7所示的襯底，示出了3C-SiC生長從6H-SiC襯底上一個成核點的擴展；圖9示出了SiC晶體生長過程中C位置和Si位置處的位置競爭；圖10是晶體的摻雜劑濃度分布圖；圖11是生長在SiC襯底上的SiC晶體的P型和n型外延層的剖面圖；以及圖12示出了幾種溫度下3C-SiC晶體的正向和反向電流～電壓特性(對數尺度)。
現參照附圖，這些附圖只是為了說明本發明的最佳實施例而不是為了限制本發明，本發明描述了一種改進了的化學汽相澱積(CVD)方法，用以改善對CVD薄膜雜質進入和摻雜劑分布的控制並改善生長得到的晶體薄膜的質量。雖然此方法可以用於許多不同的晶體，但將用碳化矽(SiC)晶體的生長來具體描述此方法。改進了的CVD方法包括預處理襯底、在反應室中加熱襯底、引入載氣、使晶體生長化合物蒸發、藉助於載氣將蒸發的化合物引入反應室、使反應室中適當的能量水平和材料流量保持足夠長的時間以生長具有所需的平滑表面形貌、均勻厚度、低缺陷密度和受到控制的雜質分布的晶體薄膜。晶體可被有意摻雜以形成n型和/或P型晶體。此改進了的CVD晶體生長方法是基於以下發現，即生長著的SiC薄膜層中的雜質進入對生長過程中反應室內的矽化合物(含Si的原始化合物)和碳化合物(含C的原始化合物)的比率非常敏感。藉助於改變晶體生長表面上或其附近的Si/C化合物比率，可以控制生長晶體薄膜中的雜質進入。
本發明的方法可以用相似於Si、SiC和GaAs半導體技術所用的常規化學汽相澱積(CVD)系統來進行。SiC CVD系統中所用的氣體是氫(用作載氣)、矽烷(用作Si源)、HCl(用來清潔和腐蝕襯底表面)、丙烷(用作C源)、氮(N2，用作n型摻雜劑)以及三乙基鋁(TMA)(用作P型摻雜劑)。其它的氣體可以用作Si源或C源或者用來對晶體摻雜。若有機化合物被用作Si源和C源，則此工藝通常稱為金屬有機汽相外延(MOVPE)。任何能夠在高純條件下以恰當的流量向適當的反應室提供這些氣體的CVD系統都可以用於本發明的方法。
現參照圖1，示出了用來實行本發明的工藝的適當CVD反應系統的局部示意圖。CVD反應系統包括帶有雙壁石英管(石英內管可被水冷)的反應室22。反應室22的內徑最好是50mm。SiC襯底24由SiC塗覆的石墨支座26支撐，26又由石英支託28支撐。為了產生所希望的襯底24的表面溫度；反應室22周圍放置了射頻(RF)感應線圈30。感應線圈30由頻率發生器31提供功率。由感應線圈30產生的RF場藉助於支座26將襯底24加熱至所需溫度。當生長SiC薄膜層時，襯底24最好是SiC襯底。用主管道33將氣態晶體化合物引入反應室22。主管道33位於反應室22的一端並引導氣體沿方向G流過襯底24再從反應室22的另一端流出。各種氣態晶體化合物被連接於主管道33，並用連接於各個氣體管道的閥門34和調節器35來調節氣體流。管道36是控制矽烷流入主管道33的矽氣體管道，而管道37是控制丙烷流入主管道33的碳氣體管道。用管道38和管道39將摻雜劑引入主管道33。管道38是n型摻雜劑管道且優先控制氮氣(N2)流量。管道39是P型摻雜劑管道且優先控制三乙基鋁(TMA)流量。載氣管道31將所有的氣態晶體化合物和摻雜劑通過主管道33帶入反應室22。載氣最好是氫氣(H2)之類的氣體。載氣管道31部分地轉入管道31a以供應管道39，使載氣能夠通過液態TMA鼓泡。連接於真空的真空管道V可連接至主管道33以便對反應室22進行抽氣。
襯底24最好進行預處理以清除襯底表面上所有的沾汙或雜質以便更容易生長高質量的低缺陷外延膜。用從SiC坯切片的方法來製備SiC襯底24。襯底24可以切成稍許偏離基平面某一傾角。若要在α-SiC襯底24上異質外延生長3C-SiC薄膜層，則此傾斜角最好小於1°，而且需要進行額外的表面製備。若要在SiC襯底24上同質外延生長SiC薄膜層，則此傾角最好大於0.1°。如圖5所示，傾斜方向最好向著＜1100＞或＜1120＞方向，以便獲得最佳生長速率和最佳質量的生長於襯底24上的SiC外延膜。襯底24的表面最好用金剛石研磨膏進行單面拋光。如圖6所示，SiC襯底24有三個面Si面50、C面52和A面54。任一表面都可拋光並製備用於SiC外延層生長。最好拋光Si面50並用於外延生長。已發現Si面50可得到質量最高的外延層薄膜，其表面形貌最好且缺陷最少。
若選擇異質外延，則如圖2所示藉助於在襯底24表面上做出邊界或溝槽62形成生長區60的方法對襯底24進一步製備。形成生長區邊界60的溝槽62最好用帶有25μm薄刀片的精密切割鋸來切割以儘量減小晶體損傷；但邊界62也可以用諸如光刻、離子腐蝕和/或光化學或電化學腐蝕工藝之類的其它工藝來製作。溝槽62的寬度只需小於1μm，但也可以用更大的寬度。溝道62的深度最好約為50μm，但大一些或小一些也可以。
襯底表面一經拋光並製作出生長區60，就將襯底24放入反應室22。在襯底24上生長晶體薄膜層之前，用生長前腐蝕對襯底進行預處理以清除襯底表面上能夠起SiC薄膜層的不希望有的異質成核位置作用的沾汙和缺陷。在襯底的切割和拋光過程中，能夠在襯底表面上產生這種缺陷。生長前腐蝕最好包括在反應室中對襯底24進行HCl氣和H2混合物中的高溫氣態腐蝕。對這一腐蝕要進行監視，不要使襯底表面上引入不希望有的異質成核位置。腐蝕最好從襯底24表面均勻地清除至少一個原子層以確保低缺陷的高純表面。典型的腐蝕是用流量約為每分鐘3升的約含3-4％HCl氣體的H2氣，在1350℃溫度下進行約25分鐘。在生長前腐蝕過程中，HCl氣體的濃度範圍最好是1-5％。更低的HCl氣體濃度有可能不會從襯底上徹底地清除所有的沾汙和表面缺陷。更高的HCl氣體濃度可能在襯底上產生粗糙的表面形貌或蝕坑，這可能引起外延層的橫向生長並在整個襯底表面產生無序成核位置。腐蝕過程中的溫度在1200-1500℃範圍。更低的溫度不會徹底地消除不希望有的異質成核位置。高於1500℃的溫度在襯底的周邊對襯底表面的腐蝕太快並在襯底表面上引入不希望有的異質成核位置。在生長晶體外延層之前，還可以用諸如氧化或反應離子刻蝕之類的其它生長前處理來進一步清除潛在的不希望有的成核位置。
現參照圖3，襯底24上的成核位置70可以形成為有意異質成核。成核位置70可以藉助於有意局部改變襯底24的表面來形成。通過在預定位置用金剛石劃線器(scribe)對襯底24刻痕、用電針在表面間起弧來破壞襯底、和/或在襯底24上注入某種所需的多型單晶須(whisker)，可以形成這些位置70。如圖8所示，若要在6H-SiC襯底24上生長3C-SiC晶體，如圖3和7所示，就在襯底24的所需生長區60中的成核位置70處注入3C-SiC多型晶體須。為了生長SiC外延層，成核位70的最佳位置在生長區62的角處和在最頂部的平臺或臺階72處，如圖3所示。如圖3和7所示，襯底24的表面包含幾個晶體層臺階72。當襯底以任何相對於基平面不為零的角度被切割時，就形成多重臺階72。例如，如圖4所示，若襯底表面相對於基平面傾斜α＝3°角，襯底表面將切過幾個晶體層以形成多重晶體層臺階72。成核位置70應位於最上的臺階72上，如圖3所示。如圖3所示，襯底傾斜的最佳方向是沿生長區60的對角線D。
襯底24一經預處理，就準備反應室22用於生長晶體。反應室22最好藉助真空管道V進行抽空並隨後用惰性氣體吹洗以清除雜質。H2氣可以用來吹洗反應室。反應室一旦吹洗好，就使反應室中的載氣流量和溫度達到平衡。最好用H2氣作為載氣，但也可用其它氣體(例如惰性氣體)。反應室中的溫度和氣流一旦達到平衡，通常在1分鐘以內，就將矽烷和丙烷加入載氣以開始SiC生長。載氣中的矽烷濃度最好約為200ppm，由此得到200ppm的Si原子濃度。引入載氣的丙烷數量約為130ppm-600ppm，由此得到C的原子濃度在390ppm-1800ppm之間。襯底24的前述預處理允許對最佳Si/C比率的偏離明顯地大於原來想像的能夠生長高質量低缺陷SiC晶體的偏離。可以改變Si對C的原子濃度比率以得到不同的生長速率和不同類型(即n或p型)的SiC外延層。比率的範圍可為0.01-1.0，最好是在0.1-0.5之間。
現參照圖4，示出了6H-SiC襯底24的原子尺度剖面圖，它包含幾層6H-SiC膜41和澱積在襯底表面上的幾個外延6H-SiC薄膜層40。從含200ppm矽烷和600ppm丙烷的載氣得到的SiC外延層生長速率引起約為每小時5.5μm的平行於C軸的垂直外延膜生長速率。晶體一旦開始生長，多層40將形成在相互的頂部，從而如圖4所示得到多層SiC外延膜。
圖7和8示出了在6H-SiC外延層41所組成的襯底24上3C-SiC外延層40a的生長。當晶體生長繼續時，3C-SiC外延層40a從3C-SiC成核位置70a橫向生長直至3C-SiC外延層(薄膜層)40a完全覆蓋生長區。3C-SiC邊界薄膜層40a在6H-SiC薄膜層40上的生長稱為異質外延層。異質外延層是一種外延薄膜層，其材料和多型不同於其下面生長出它的那一層，或者是與其下面生長出它的那層晶格失配。由於沿二個不同多型的外延層之間的平面的壓縮或伸張，異質外延層處於應力作用之下。雖然二個多型外延層之間有應力，但由於3C-SiC外延層的成核發生在一個位置上，故3C-SiC薄膜層即使有，也只有很少的DPB和堆垛層錯。
現參照圖9，在SiC外延層生長過程中，Si原子澱積在Si位置82中，而C原子澱積在C位置80中。其結果是，SiC外延層由形成在襯底24上的Si原子86和C原子84的層組成。一個外延層即薄膜層被表示為一個Si原子層86和C原子層84的雙堆垛層。SiC外延層生長成Si層86和C層84的交替堆垛層，這就增大了SiC晶體的厚度。生長在襯底上的SiC外延層的類型可以用成核位置和/或襯底的多型來控制。如圖4所示，6H-SiC外延層40生長在6H-SiC多型襯底24上，這被稱為同質外延生長。如圖8所示，3C-SiC外延層40a利用3C-SiC成核位置70a而生長在6H-SiC多型襯底上，這就是異質外延生長。
圖9是形成在襯底24上的Si原子層86和C原子層84的原子尺度示意圖。為了SiC外延層生長而製備了Si面50，導致作為第一原子層的C原子層形成在襯底表面上。Si面50上C原子層84的生長導致生長質量最高、缺陷最少的SiC外延層。在SiC薄膜層的生長過程中，在薄膜表面處或其附近有大量不同類型的原子或分子。H2代表反應室中的載氣。CY和SiY分別代表已從它們的原始化合物分解出來並正澱積在它們各自的C位置或Si位置的C原子和Si原子。X、Y和Z代表有意或無意地存在於反應室中的雜質。具體地說，X代表同SiX(Si原子)爭奪Si位置82的摻雜劑，而Y代表同CY(C原子)爭奪C位置80的摻雜劑。Z是反應室吹洗過程中未被清除的或無意地進入到反應室中的沾汙。Z可能爭奪C位置80、Si位置82、80和82二種位置或者二種位置都不爭奪。
在SiC薄膜層生長過程中，對進入薄膜層的雜質的數量和類型進行控制以得到具有特定性質的SiC晶體。可有意地摻入摻雜劑以改變SiC晶體的電學和/或光學特性。為製作n型層可將磷和氮摻雜劑摻入SiC薄膜層，而為了製作P型層可將鋁和硼摻入SiC薄膜層。當製作n型SiC外延層時，如圖9中Y所表示的磷或氮在C原子層84的形成過程中同CY爭奪C位置80。同樣，如圖9中X所表示的諸如鋁和硼的P型摻雜劑在Si原子層86的形成過程中同SiX爭奪Si位置82。雜質對各個原子層的進入受到反應室中的Si/C比率的很大影響。在生長P型膜層的過程中(其中鋁、鈉、鐵、鎵、鈦、釩或硼進入Si原子層86)，進入的P型摻雜劑的數量隨反應室中Si/C比率的減小而增加。反之，進入Si原子層86的P型摻雜劑的數量隨反應室中Si/C比率的增大而減小。同樣，當生長n層膜層時(其中氧或氮進入C原子層84)，進入的n型摻雜劑的數量隨Si/C比率增大而增大，而n型摻雜劑摻入隨Si/C比率的減小而減小。本發明人已確定，對於n型摻雜，氟、氯、硫和氮進入Si位置；而氧和氮進入C位置。對於P型摻雜，鈉、鐵、鋁、鎵、鈦、釩和硼進入Si位置，而硼進入C位置。
位置競爭外延對於控制諸如P型和n型摻雜外延層的摻雜劑進入來說是一個優點，它已導致摻雜範圍增大並改善了化學汽相澱積(CVD)SiC外延層生長的摻雜可重複性。採用位置競爭外延將導致器件性能改善，包括高壓二極體、澱積狀態下的歐姆接觸以及高溫JFET。位置競爭外延的用途依賴於主要替代生長SiC外延層的Si位置中的Si原子或者替代C位置中的C原子的各個特定的摻雜劑原子。部分地由於當生長Si面時Al替代Si位置中的Si而N主要替代SiC晶格的C位置中的C，位置競爭外延已成功地用來控制Al和N摻雜。生長反應器中的矽對碳(Si/C)比率強烈地影響生長在(0001)6H-SiC矽面(Si面)上的外延層的摻雜劑進入、SiC(1210)A面襯底上以及3C-SiC(111)和4H-SiC(0001)Si面基平面襯底上以及SiC(0001)C面襯底上的SiC外延層的摻雜劑進入。
位置競爭外延工藝基於下列發現，即進入到生長的SiC晶體的摻雜劑濃度對Si源/C源氣體的比率非常敏感。亦即，進入到生長SiC晶體中的摻雜劑的濃度僅僅通過對反應室中摻雜劑源的各選定數量有目的地改變Si/C比率的方法就能夠可控地改變。採用位置競爭外延可生產包括載流子濃度為P＞5×1018cm-3的質量非常高的P型SiC單晶膜。實際上已獲得至少高達P＞5×1018cm-3的濃度。藉助於降低Si源/C源比率，位置競爭外延工藝提供了Al之類的P型摻雜劑的更大的進入。這導致(1)為了同P型摻雜劑爭奪可用的Si位置的Si源的數量減小，(2)用於增大P型摻雜劑進入的可用Si位置的數量增大(即從可用Si位置對C位置的比率增大得到)。採用任何現有技術(其中採用了固定的Si/C比率)，由於Si源/C源被保持恆定從而Si位置的相對數量也恆定，因而要達到這種效果是不可能的。與此相似，採用位置競爭外延可得到摻雜濃度低得多的薄膜。例如，藉助於提高Si源/C源比率，從而減少可用的Si位置的相對數量而同時增加Si源的數量以排除Al摻雜劑源對可用Si位置的爭奪(二者都有利於從生長SiC膜中排除Al)，可降低Al的摻雜水平。採用位置競爭外延還得到了n型摻雜的優越的摻雜範圍以生長包括載流子濃度為n＞2×1019cm-3的單晶薄膜。已獲得至少高達約n＞5×1020cm-3的N型濃度。此外，Si/C比率可以改變和/或選定為一個比率以便在單晶薄膜中形成小於1×1016cm-3的P型和n型低摻雜濃度，並已可重複地獲得低達小於約8×1013cm-3的摻雜劑水平。這些高摻雜劑濃度(即＞5×1018cm-3)和低摻雜劑濃度(即＜2×1016cm-3)先前在生長得到的單晶薄膜中是不可能達到的。高的摻雜濃度過去只能靠進一步的晶體加工(即離子注入)來達到。但這種生長後晶體加工破壞或損傷晶體並在晶體中得不到均勻的摻雜劑分布。
雖然本發明人不打算提出這一物理現象的理論，但相信SiC膜層中摻雜劑的可控進入是由對C位置80和Si位置82處的位置競爭的控制所實現的。雖然藉助於調節進入反應室的摻雜劑的數量可以稍許控制薄膜層中的摻雜劑濃度，但只靠調節摻雜劑濃度不可能得到非常低的摻雜劑濃度、高的簡併摻雜劑濃度、陡峭的pn結或np結和/或可重複的摻雜濃度。藉助於控制薄膜層生長過程中Si位置82或C位置80處特定摻雜劑的需求，可對摻雜劑的進入進行額外的控制。在各個SiC膜層的生長過程中，形成Si原子86和C原子84層的速率依賴於能夠填充Si原子86或C原子84層中特定位置的原子和/或分子的可獲得程度。當反應室中的C原子的濃度相對於Si原子的濃度增大時，由於可用的C原子數量增大了，對填入C位置80的原子的需求下降。其結果是，C原子層84以更快的速率形成，而且C位置80被C原子不成比例地填充。但C原子的相對增加影響可用來填充Si位置82的Si原子的相對減少。可用Si原子的相對減少引起Si位置82的較慢填充以及對填充Si位置82的任何類型的原子或分子的更大需求。更大的Si位置需求引起填充Si位置82以形成Si原子層86的非矽原子(即摻雜劑、沾汙)的增加。反之，反應室中Si原子對C原子的相對增多使矽位置82處的原子或分子需求下降並使C位置80處的原子或分子需求上升。由於可獲得的Si原子的相對增加，Si位置82需求下降，引起Si原子層86中Si原子不成比例地高的佔據。而且，C位置80需求的上升使形成C原子層84的速率降低並提高了雜質相對於進入C原子層84的C原子的數量。
對晶體多重生長位置進行的同時控制，可用來控制晶體的雜質分布而不管反應室中所含的雜質。例如，在生長SiC晶體的過程中，即使在反應室中有等量的n型和p型摻雜劑，也可以生長n型晶體。藉助於恰當地控制反應室中的Si/C比率(即增大Si/C比率)，實現了Si位置82和C位置80的同時需求控制，從而降低了Si位置82的需求並提高了C位置80的需求。C位置80需求的提高使n型摻雜劑進入C原子層84比P型摻雜劑進入Si原子層86的量更大，從而形成n型SiC晶體。同時生長位置控制有可能用來生長具有至少二種生長位置的其它晶體。
控制雜質進入的現象還相信受到生長位置物理性質、位置幾何形狀以及Si原子層86和C原子層84的生長速率的影響。已假設C原子和雜質之間對C位置80的爭奪有利於C原子，而Si原子和雜質之間對Si位置82的爭奪有利於Si原子。在晶格結構中，特定的生長位置有一個原子或分子能夠鍵入的特定的幾何形狀。例如，在Si位置82中，幾何形狀是Si原子的形狀。Si原子周圍的電子云與環繞著Si位置82的原子逐一鍵合以形成高度穩定的鍵。不具有適宜Si位置82的合適的幾何形狀的雜質，其鍵合的機率很低。Si位置82還有一個由位於Si位置82周圍的原子造成的特定的電荷，它易於接納Si原子或具有相似於Si原子的電荷的另一種原子或分子。而且，在特定原子對Si位置82的鍵合和游離之間存在一個平衡反應。據信，在相當快的Si原子層生長過程中(其中的Si/C比率很大)，反應的平衡有利於Si原子。此外，據信當Si原子層的生長速率降低時，反應平衡對Si原子的有利程度降低。因此，在Si原子和雜質同時到達Si位置82的情況下，Si原子由於其幾何形狀、電荷和與Si位置82反應平衡而具有同Si位置82鍵合的更大的機率。對Si位置82中Si原子的假設的競爭同樣可用於C原子位置80中的C原子競爭。
對反應室中Si/C比率的控制使得能夠生產高質量的可重複的SiC晶體，能夠簡併摻雜到超過1.0×1019cm-3的摻雜劑濃度或至少低達8.0×1013cm-3的非常輕的摻雜濃度。
圖10示出了n-p型SiC晶體的摻雜劑分布。一開始，用n型摻雜劑對SiC晶體摻雜以得到幾個n型摻雜劑濃度超過1.0×1019cm-3的簡併n型膜層90。簡併層通常用作晶體和金屬連接之間的連接點(歐姆接觸)。摻雜劑分布示出了SiC晶體膜層92，它含有由反應室中摻雜劑原子減少和/或Si/C濃度減小所引起的減小了的n型摻雜劑數量。94示出了一個陡峭的np結。
藉助於降低或關斷進入反應室的n型摻雜劑氣流並向反應室引入或增大P型摻雜劑，可以製作結94。而且，調節反應室中的Si/C濃度比率，可以生產高度確定的可控且可重複的np結。藉助於提高摻雜劑濃度和/或降低Si/C濃度比率，提高了膜層96中的P型摻雜劑進入。摻雜劑進入被提高直至製作完P型簡併膜層98。也可以藉助於先製作P型膜層然後製作n型膜層來製作pn結。
圖11示出了一個SiC晶體，它帶有生長在襯底24表面上的P型SiC層100、生長在層100上的n型層102以及生長在層102上的P型層104，以組成pnp SiC晶體，這是所有電子器件的基本構架。用本發明的方法能夠製作具有各種摻雜劑分布的許多不同的SiC晶體。藉助於通過控制反應室中的Si/C濃度而對生長位置進行控制，能夠形成先前不可能得到的可控且可重複的低於1.0×1016cm-3的摻雜劑濃度以及超過1.0×1019cm-3的簡併膜層(得到「澱積歐姆」金屬接觸)。SiC膜層可以生長在傾斜角很小或不存在的或很大的襯底表面上。利用改變反應室中Si/C濃度來控制生長位置競爭，看來不受襯底表面傾斜角的影響(在合理的限度內)。但已發現傾斜角影響生長得到的SiC晶體的多型和晶體質量。
用CVD工藝生長的晶體的純度可藉助於控制SiC膜層特定生長位置處的位置競爭而被基本控制。在晶體生長過程中，如圖9中Z所示的沾汙能夠自行進入生長中的SiC晶體。用H2之類的超純氣體吹洗反應室，可降低一些但不是全部反應室中的沾汙。沾汙源可以是晶體原子的原始化合物、無意中洩漏和/或引入到反應室內的雜質、和/或晶體生長之前就在反應室中的原子或分子。晶體組分的原始化合物最好選那些不呈現為沾汙源的。SiC晶體生長中的通常沾汙是鋁。鋁常被用作P型摻雜劑。鋁一進入反應室，就由於其金屬性而傾向於在摻雜過程結束之後仍留在生長室中。在生長純SiC晶體的過程中，留在生長室中的鋁能夠鍵合在Si位置82中並潛在地降低SiC晶體的電學特性。藉助於提高反應室中的Si/C濃度比率並降低Si生長位置的需求，可明顯降低SiC晶體中鋁沾汙進入的數量。藉助於確定進入到SiC晶體中的主要沾汙及沾汙所鍵合的生長位置，可以用適當調節反應室中晶體生長化合物濃度比率以降低生長位置處的沾汙需求的方法來控制SiC晶體中沾汙進入的減小。
本發明的方法可用來製作多種半導體器件結構。對摻雜的控制技術遠遠優越於生長SiC晶體的任何已知的常規摻雜技術。本技術也提供晶體生長過程中的原位摻雜陡變並可以完全地利用從簡併P型(對「澱積歐姆」接觸)到近本徵(極端低摻雜的n型或P型)直至並包括簡併n型SiC的摻雜濃度範圍。在大多數SiC器件的製造中，以這種可預見的和可重複的方式來控制摻雜劑的能力是很關鍵的。本發明方法可能有許多修正，例如，本發明的方法可以在超高真空系統(例如分子束外延(MBE)系統)中進行。例1用改進了的CVD方法製作了一個含量約為1.0×1015cm-3的n型SiC晶體。從6H-SiC坯料切出的市售6H-SiC襯底被用於此例所述的方法。用金剛石研磨膏拋光襯底的Si面(0001)並且用25mm切割鋸在襯底表面上切出邊界。隨後將襯底置於反應室中並用流速約為3L/min的含約3％-4％HCl氣體的H2載氣，在1375℃溫度下進行約20分鐘腐蝕。25分鐘之後，關斷HCl氣流並將反應室的溫度升至1450℃並在約30秒後達到平衡。將矽烷和丙烷加於反應室以開始SiC生長。200ppm矽烷(Si＝200ppm)和600ppm丙烷(C＝1800ppm)被加入H2載氣以得到反應室中1∶9的Si/C比率。n型摻雜劑N2以40ppm(N＝80ppm)被加入H2載氣以開始SiC晶體中的摻雜劑進入。用改進了的CVD方法得到了每小時5.5μm的生長速率。大約一個小時之後，關斷H2載氣中的矽烷、N2和丙烷氣流並使載氣在反應室的冷卻過程中繼續在反應室中流過約10分鐘。例2此法與例1基本相同，生長了含量約為6.0×1015cm-3的n型SiC晶體。矽烷以200ppm(Si＝200ppm)而丙烷以350ppm(C＝1050ppm)被加入H2載氣以得到1∶5.25的Si/C比率。n型摻雜劑N2以66ppm(N＝132ppm)被加入H2載氣以便對SiC晶體摻雜。例3此法與例1基本相同，生長了含量約為3.0×1016cm-3的P型SiC晶體。矽烷以200ppm(Si＝200ppm)而丙烷以350ppm(C＝1050ppm)被加入H2載氣以得到1∶5.25的Si/C比率。P型摻雜劑三乙基鋁(TMA)藉助於H2在液態TMA(保持21℃)中鼓泡而加入H2載氣，使10sccm(標準立方釐米)引入反應室以摻雜SiC晶體。例4此法與與例1基本相同，生長了用作歐姆接觸的含量約為2.0×1019cm-3的簡併P型SiC晶體。矽烷以200ppm(Si＝200ppm)而丙烷以600ppm(C＝1800ppm)加入H2載氣以得到1∶9的Si/C比率。P型摻雜劑TMA以21sccm被加入H2載氣以摻雜SiC晶體。在冷卻反應室之前大約5分鐘時，關斷矽烷氣流而繼續流過H2、丙烷和TMA氣流。例5此法與例1基本相同，生長了用作歐姆接觸的含量約為2.0×1019cm-3的簡併n型SiC晶體。矽烷以200ppm(Si＝200ppm)而丙烷以130ppm(C＝390ppm)被加入H2載氣以得到1∶1.95的Si/C比率。n型摻雜劑N2以1153ppm(N＝2306ppm)被加入H2載氣以摻雜SiC晶體。在冷卻反應室之前大約5分鐘時，關斷丙烷氣流而繼續H2、矽烷和N2氣流。例6此法與例1基本相同，生長了含有一個p/n結的多重多型SiC晶體。6H-SiC襯底用3C-SiC晶體成核。襯底的傾斜角為0.2-0.3°。晶體生長開始直至3C-SiC晶體扇形擴大到整個生長區上。在3C-SiC的起始生長過程中，進行例5所述的簡併n型摻雜。簡併n型SiC外延層之後，與例2外延層基本相同地生長輕摻雜n型外延層。藉助於結束n型外延層並如例4所述開始生長簡併P型外延層，來製作pn結。襯底上3C-SiC外延層臺面相對6H-SiC外延層臺面的位置分布是隨機的，且3C-SiC臺面的百分比約為50％。採用確定7×10-6cm2-4×10-4cm2面積範圍的圓形和方形二極體臺面的2000埃厚的鋁腐蝕掩模並用剝離法圖形化。在250毫乇生長室壓力下於300Wrf，用80％SF6∶20％O2的反應離子刻蝕(RIE)使二極體臺面被腐蝕約10μm的深度。用溫腐蝕方法剝離鋁腐蝕掩模，然後浸入沸硫酸中進行清洗。在1150℃下對樣品進行溼氧化6小時以形成至少500埃厚的SiO2。在晶片被製作了用於接觸的圖形之後，用6∶1衝稀的HF溶液腐蝕氧化層，形成通孔。然後電子束澱積鋁並剝離以完成器件製作。3C二極體在室溫25℃下對200V反偏壓呈現整流特性，這代表3C-SiC二極體電壓處置能力改善了4倍。當反向擊穿過程中流過的電流被限制為小於1mA時，擊穿是可重複的(即曲線可以維持極長的時間而不改變器件特性)；無限制的電流導致器件的永久性損傷。在襯底上測試的器件上，擊穿時只在器件邊界周圍觀察到微等離子體的電暈，這說明反向失效發生在臺面的邊緣而不是由於體機制。二極體一旦被擊穿時的過量電流毀滅性地損壞，多重微等離子體電暈就被可能是器件沿臺面邊緣的毀壞點的單一微等離子體所取代。圖12示出了幾個溫度下的對數尺度正向和反向電流電壓特性。雖然反向漏電的改善自然依賴於選作比較基準的電壓和溫度，但這些3C-SiC二極體相對於先前分布的任何3C-SiC pn二極體明顯地表現出至少一個數量級的反向漏電流密度的改善。由於反向電流不正比於外加電壓的平方根，故可推測某些熱激發之外的機制是反向漏電的原因。正向特性的指數區呈現出CVD生長3C pn二極體的創記錄地低的飽和電流密度。但理論因素隨溫度的改變迄今未能很好理解。
上例所述的方法示出了SiC晶體的可控和可重複的摻雜，它具有平滑的表面形貌和低的缺陷密度。改進過的CVD方法有可能用來生長SiC以外的至少具有二種生長位置的晶體，並控制其純度和摻雜分布，即使這種晶體的化學性質、生長參數、摻雜劑和沾汙等不同於SiC晶體。改進了的方法有可能使用的一種晶體是GaAs晶體。下面各預計例子示出了砷化鎵(GaAs)晶體的可控摻雜。例7對本例所述的方法，要製作用於歐姆接觸的含量至少為1.0×1019cm-3的簡併P型GaAs晶體。GaAs襯底被拋光，切出生長邊界並在襯底上生長晶體之前腐蝕表面。反應室被升溫到適當的晶體生長溫度並使反應室中的載氣流平衡。使含Ga和As的化合物與載氣組合以開始GaAs晶體生長。對於優先爭奪Ga位置的P型摻雜劑的情況，相對於As濃度Ga濃度要降低，這提高了Ga生長位置的需求並因而增大了GaAs晶體中P型的進入。要引入反應室的P型摻雜劑的數量應該是不對GaAs外延層表面形貌起不良影響所允許的最大數量。在反應室冷卻之前5分鐘時，關斷流入反應室的Ga化合物而繼續流通P型摻雜劑、砷化合物和載氣。例8此法與例7基本相同，要生長含量至少為1.0×1019cm-3的簡併n型GaAs晶體。對於優先爭奪As位置的n型摻雜劑的情況，Ga濃度相對於As濃度被提高以提高As位置需求並增大GaAs晶體中的n型摻雜劑的進入。待引入反應室的n型摻雜劑的數量應該是不對GaAs晶體的表面形貌起不良作用所允許的最大數量。反應室冷卻之前5分鐘時，應關斷流入反應室的As化合物，而繼續n型摻雜劑、Ga和載氣的氣流。例9此法與例7基本相同，要生長含量遠小於1.0×1019cm-3的P型GaAs晶體。Ga濃度相對於As濃度被提高以便在生長室中得到相當大的Ga/As比率(相對於例7的Ga/As比率)。然後將恰當數量的P型摻雜劑加入反應室。例10此法與例8基本相同，要生長含量遠小於1.0×1019cm-3的n型GaAs晶體。反應室中的Ga濃度要相對於As濃度減小，以便得到相當小的Ga/As比率(相對於例8的Ga/As比率)。然後將恰當數量的n型摻雜劑加入反應室。例11在從(0001)面向(1210)面偏軸3°而拋光的市售n型Si面SiC襯底上，於1450℃下生長了SiC外延層。SiC襯底置於塗覆有Si-C的石墨支座上並被裝入常壓CVD系統的水冷石英反應器中。用H2載氣中的矽烷(H2中含3％)和丙烷(H2中含3％)來生長SiC外延層，得到～3μm/h的生長速率，並用N2(對於n型)或三乙基鋁(TMA，對於P型)進行摻雜。用二次離子質譜(SIMS)分析、水銀探針或pn二極體電容電壓(C-V)、低溫光螢光譜(LTPL)以及霍爾遷移率測量來測試外延層特性。藉助於調節生長反應器中的Si/C比率以有效地控制進入SiC晶格替代位置的摻雜劑的數量(摻雜劑控制技術)而使用了位置競爭外延。位於碳化矽晶體的有效生長表面上的這些位置，即碳晶格位置(C位置)或矽晶格位置(Si位置)被位置競爭外延所控制。位置競爭外延的模型是基於氮和碳之間爭奪生長中的SiC層的C位置以及鋁和矽之間爭奪Si位置的原理。藉助於提高C源濃度使C超過N而爭奪C位置，降低了進入生長中SiC外延層的n型(氮)摻雜劑原子的濃度。同樣，藉助於提高生長反應器中的矽源濃度使Si超過Al而爭奪Si位置，降低了進入的P型摻雜劑(鋁)的數量。藉助於改變丙烷濃度以有效地改變Si/C比率，同時保持恆定的矽烷和摻雜劑源濃度，生長了一系列P型和n型摻雜的單晶。對於晶體的P型摻雜，當保持恆定的矽烷氣流(200原子ppm)和TMA氣流(2sccm H2氣流通過恆定室溫下的TMA鼓泡器)時，丙烷濃度是有效地改變生長反應器中Si/C比率的唯一可變(400-000at.ppm)參數。在矽濃度中呈現相對上升的P型摻雜(來自Si/C比率的提高)引起鋁從生長中的SiC外延層排出。已發現採用0.1的Si/C比率得到了淨載流子濃度為P＞1×1019cm-3的簡併摻雜P型外延層。用0.5的Si/C比率生長了另外的SiC晶體，得到淨載流子濃度為P＝5×1016cm-3的P型外延層。已發現，當Si/C比率從0.1提高到0.5時，Si的相對數量增加並使鋁無法爭奪生長著的SiC晶格中可用的Si位置，這最終導致Al摻雜劑進入的下降。
在生長n型摻雜外延層的過程中，矽烷(200ppm)和分子氮(90ppm)濃度保持恆定，而丙烷濃度在133-600ppm之間改變。用SIMS和水銀探針C-V測試了氮摻雜劑分布。SIMS分布表明生長得到的外延層中的原子氮濃度的變化只來自外延生長過程中Si/C比率(在0.5-0.1之間)變化。從同一樣品的水銀探針C-V得到的淨載流子濃度分布同SIMS分布符合得很好。結果表明，位置競爭外延控制了生長著的SiC外延層的電活性晶體位置中的摻雜劑進入。
為了證實位置競爭外延的可重複性，用Si/C比率的二個極端(0.1和0.5)，同時保持恆定的Si(200原子ppm)和N(100原子ppm)濃度，生長了大量晶體。採用Si/C＝0.1，生長的晶體始終得到淨載流子濃度為n≈3×1015cm-3的n型有意摻雜外延層。而且，採用Si/C＝0.5，生長得到的晶體始終為n≈3×1017cm-3的n型外延層。相信碳相對於矽的降低了的濃度(來自Si/C比率從0.1到0.5的提高)允許氮將碳排出對生長中的SiC晶格的C位置的爭奪，導致原子氮進入的增加。
利用位置競爭外延將生長反應器中的無意摻雜原子從生長SiC外延層的進入中排除，生產了非常低摻雜的外延層。用LTPL譜對用Si/C＝0.1生長的這些無意摻雜外延層進行了檢測以確定晶格完整性和生長過程中進入的摻雜劑的相對濃度。從我們最低無意摻雜的p型外延層得到的LTPL結果，得出I77/P0＝150而I77/S0＝4.7，表明是迄今報導的最本徵的SiC。對於低摻雜SiC，SiC中的摻雜劑濃度同I77/P0和I77/S0峰高比(peak-height ratio)聯繫起來，其中P0和S0分別是3.00eV和2.99eV處的氮施主非聲子線強度(nitrogen donor no phonon line intensity)，而I77是2.947eV處SiC77-meV本徵聲子仿型的峰值強度。採用這些比率，用LTPL得到了估計為1×1014cm-3的無意摻雜劑濃度，這同水銀探針C-V室溫測量得到的P＜5×1014cm-3是一致的。位置競爭外延被用作生產低摻雜SiC外延層的摻雜劑排除生長技術。同樣，用位置競爭外延來促使SiC外延層生長過程中摻雜劑原子增強進入，生產了簡併摻雜外延層。用在外延層生長的最後30-40秒期間以及在襯底冷卻過程中關斷Si或C源氣流的方法，製作了很薄的簡併摻雜p型和n型接觸層。這使摻雜劑原子能夠分別進入最頂部的生長著的p型或n型外延層而不必與Si或C原子競爭。用在外延層生長的其餘30-40秒的期間只關斷丙烷氣流同時保持矽烷(200原子ppm)和氮(300原子ppm)氣流的方法，製作了簡併n型外延層。
澱積在p型和n型簡併外延層上的金屬接觸是包括鋁、鈦、鎳和鉬的大量金屬的「澱積歐姆」(即不退火的)。n型和p型簡併摻雜外延層上的澱積鉬和鈦的接觸電阻率經計算(線性傳輸線方法(TLM))分別為pb＜5×10-5Ωcm2和pc＜2×10-5Ωcm2。在室溫下已測得簡併摻雜n型接觸外延層n＝4×1018cm-3的低場自由載流子濃度並得到接近60cm2/V·s的遷移率。當考慮到不完全離化時，n＝4×1018cm-3的低場自由載流子濃度理論上轉換成超過ND＝2×1019cm-3的原子氮濃度。由C-V技術施加的較高的電場(相對於霍爾技術)由於發生在肖特基二極體的市場耗盡區中的場增強離化而導致測得的自由載流子濃度更高。n＝8×1016cm-3的相對較輕摻雜的n型外延層的室溫霍爾遷移率的範圍為247-253cm-2Vs，並發現是小於10％補償。用位置競爭外延生產了優越的SiC電子器件。由於利用了可製造具有更高阻擋電壓和更低寄生電阻的SiC器件的位置競爭外延使摻雜範圍得到了增大，故這些器件顯示出優越的電學性能。該器件所獲得的成就包括高壓6H-SiC二極體(2000V)和3C-SiC二極體(300V)，它們顯示出迄今報導的最高的6H和3C-SiC阻擋電壓。
例12在市售n型(0001)SiC Si面球切出的晶片上於常壓CVD系統中生長了6H-SiC外延層。用標準去油溶液對SiC襯底進行預清潔，隨後浸入沸騰硫酸10分鐘，最後去離子水衝洗並用濾過的氮氣乾燥。清潔過的襯底被置於SiC塗覆的石墨支座上，然後用熔煉(fused)石英載體裝入水冷的熔鍊石英反應器中。藉助耦合到支座上的射頻(rf)對樣品進行加熱，用光測高溫計將支座溫度控制為1450℃。矽烷(H2中含3％)和丙烷(H2中含3％)被用作SiC外延層生長源，而H2中3％的HCl氣體被用來在外延層生長前於1350℃下原位腐蝕4分鐘。所有的氣體，包括用加熱的鈀擴散管純化過的超高純H2載氣，都被質量流量控制。藉助於在外延層生長過程中將雙硼烷(H2中含100ppm或500ppm的B2H6)加入反應器而對外延層進行p型摻雜。
在CVD多晶SiC腔中於1700℃在常壓超純氬氣氛中對晶體進行0.5小時的生長後退火。用CAMECA IMS-4f雙聚焦磁掃描離子微分析器進行二次離子質譜(SIMS)研究。利用探測器在負二次離子探測模式下分別監測(H)和雙原子物種B(+C)和N(+C)，銫轟擊被用來確定氫、硼和氮原子濃度分布。用氧轟擊和正二次離子探測模式來確定鋁和較高精度的硼元素濃度。
用位置競爭外延來控制進入6H-SiC外延層的硼的數量。首次確定了特定的摻雜劑原子是佔據SiC晶格的C位置還是Si位置。已報導過硼佔據Si位置和C位置二者，這可能使位置競爭外延不能有效地用來控制SiC中的硼摻雜。但CVD實驗結果指出硼優先佔據SiC晶格的Si位置。已發現隨著矽烷濃度的增大(亦即Si/C比率增大)，SiC外延層中的硼進入減小，這是與SiC外延層生長過程中增加的矽量使硼不能奪取可用的Si位置相一致的。相反，降低矽烷濃度或只增加丙烷濃度，使Si/C比率降低，硼的進入就被增加。為有效控制硼摻雜而將丙烷濃度改變，其中在外延層生長過程中，藉助於連續增大丙烷濃度而同時保持恆定的矽烷和雙硼烷濃度，Si/C比率被逐步降低。隨著丙烷濃度由於生長室中Si/C比率的相對降低而被增加，外延層中的硼進入增加。矽濃度的這一相對減小允許硼原子使矽原子不能爭奪生長著的SiC外延層表面上更多的可用Si位置，導致SiC外延層中硼進入增大。
為了確定摻雜控制的可重複性，在單獨的2小時生長實驗中(各採用0.1-0.5範圍內的恆定的Si/C比率)生長了大量摻硼的SiC外延層。對選定的外延層，SIMS確定的元素硼濃度同水銀探針C-V測得的淨載流子濃度進行了比較。用Si/C＝0.51生長的典型的外延層的C-V測得的淨載流子濃度為p＝5×1015cm-3，而相比之下，用Si/C＝0.11生長的外延層的淨載流子濃度為p＝3.5×1017cm-3，其中二個生長晶體都使用完全相同的雙硼烷濃度(1.6ppm)。二次離子質譜分析表明較低摻雜(p＝5×1015cm-3)的外延層的元素硼濃度為〔B〕＝6.5×1016cm-3，而摻硼較高(p＝3.5×1017cm-3)的SiC外延層為〔B〕＝1×1018cm-3。由僅僅改變Si/C比率引起的硼進入的大幅增大表明硼進入對外延層生長過程中所使用的Si/C比率和Si位置對C位置的優先B佔據的強烈依賴。接著用低溫光螢光譜(LTPL)檢測用相同Si/C比率但不同的雙硼烷濃度所生長的三個摻硼的SiC外延層。為了消除不同丙烷濃度對氫進入的潛在影響，從而隔離氫進入效應於只改變雙硼烷濃度，採用了完全相同的Si/C比率。得到的譜顯示每個摻硼的外延層中含有明顯數量的氫。晶體中氫的分析指出氫的進入直接正比於進入SiC外延層的硼的數量。製備了含有來自只改變Si/C比率的硼濃度〔B〕逐步增加的外延層並隨後用SIMS分析了氫。這樣做是為了證實氫和硼的進入是有關的並確定是否由於退火氫被清除了，還是其光學活性被簡單地改變了。觀察到氫濃度的增加對應於外延層中硼濃度的增加。這表明氫的進入直接有關於6H-SiC外延層中的硼進入。在氬中1700℃退火半小時之後，對樣品再進行確定硼和氫濃度的SIMS深度分布分析。結果表明，由於1700℃退火，氫已擴散出SiC外延層。保留在摻硼外延層中的氫含量低於SIMS儀器中的氫背景濃度(＜2×1017cm-3)。還指出硼不由於1700℃退火而經歷明顯的固態擴散，這已被〔B〕分布的繼續陡峭所證明。發現在退火之前，氫鈍化摻硼SiC外延層的受主原子。對於退火後淨載流子濃度為p＝9×1015cm-3、p＝1.9×1016cm-3和p＝6.5×1016cm-3的三個樣品，由退火後氫鈍化的減小造成的載流子濃度增大分別約為4.5倍、3倍和3.25倍。
已發現位置競爭外延對於控制CVD6H-SiC(0001)外延層的硼摻雜是有效的，硼的進入反比於SiC外延層生長過程中反應器內所用的Si/C比率。摻硼外延層的LTPL和SIMS分析都表明外延層中所含的氫濃度隨硼進入的增加而增加。
例13在常壓CVD系統中於市售n型6H和4H(0001)SiC Si面和C面6H(0001)SiC坯料切出的晶片上生長了6H-SiC外延層。SiC襯底用標準去油溶液預清洗，隨後浸入沸騰的硫酸中10分鐘，最後用去離子水衝洗並用濾過的氮乾燥。清潔過的襯底被置於塗覆了SiC的石墨支座上，然後用熔鍊石英載體裝入水冷的熔鍊石英反應器中。用射頻耦合的支座對樣品加熱，用光測高溫計將支座的溫度控制在1450℃。矽烷(氣瓶H2中含3％)和丙烷(H2中含3％)被用作SiC外延層生長源，而用了Slpm H2氣流中的90sccm的超純HCl氣體在外延生長就要開始之前於1350℃時進行原位腐蝕。所有氣體，包括用加熱的鈀擴散管純化過的超純H2載氣，都被質量流量控制。在外延層生長過程中，用將磷(H2中200ppm的PH3)或氮(H2中0.1％的N2)加入反應管的方法對外延層進行n型摻雜，用加入雙硼烷(H2中100ppm的B2H6)或三乙基鋁(鼓泡結構)的方法對外延層進行p型摻雜。用CAMECA IMS-4f雙聚焦磁掃描離子微分析儀進行二次離子質譜(SIMS)分析。利用探測器在負二次離子探測模式下分別監測H-、P-和雙原子物種B(+C)-、N(+C)-，銫轟擊被用來確定氫、硼、磷和氮的原子濃度分布。對於6H和4H-Si(0001)Si面樣品，發現Si面外延層的氮摻雜劑進入直接和反應器中的Si/C比率有關。藉助於在外延層生長實驗過程中只改變丙烷氣流而矽烷和氮氣流都保持恆定，有目的地改變Si/C比率。SIMS深度分布表明原子氮濃度隨外延層生長期間丙烷氣流的增大而減小。這與使氮不能爭奪生長著的SiC外延層表面上SiC晶格的空碳位置(C位置)的碳的數量增加是一致的。
磷(P)摻雜劑的進入被確定為與Si/C比率成反比。當丙烷氣流減小而保持恆定的矽烷和磷烷氣流時，SIMS確定Si面6H-SiC外延層中的p進入減小。p進入隨Si/C比率變化的這些改變與佔據SiC晶格矽位置(Si位置)的p原子一致。當丙烷氣流增大時，空的Si位置的數量增大，這可能使SiC外延層中的p進入增強。Si面上的p型摻雜是用三乙基鋁(TMA)做Al摻雜而雙硼烷做硼摻雜來實現的。SIMS分析表明Al摻雜劑的進入與6H和4H Si面襯底上外延層生長過程中所用的Si/C比率成反比。SIMS確定，當CVD反應器中的丙烷氣流增加以及矽烷氣流減小時，Al的進入增大，這顯示出Si和Al對生長著的Si面6H-SiC外延層上的Si位置的爭奪。
同樣，發現硼的摻雜與Si/C比率有關。在摻硼外延層生長過程中，除了硼的進入外，濃度顯著的空穴鈍化(hole-passivating)的氫也進入。SIMS分析表明利用1700℃氬中退火30分鐘，可將氫從外延層中清除，這使這些摻硼外延層的水銀探針淨空穴濃度提高3倍。發現生長在C面6H-SiC(0001)樣品上的外延層的p型摻雜相似於Si面襯底所得到的情況。C面上Al和B摻雜劑的進入都呈現相似的Si/C比率依賴關係。然而，當與相同生長過程中被摻雜的Si面襯底進行比較時，C面襯底上的Al和B進入都沒有那麼大。對於摻Al的C面外延層，SIMS確定的Al摻雜劑進入比相應Si面外延層的約小50倍。同樣，比之同時摻B的Si面外延層；摻B的C面外延層的B濃度也低50倍。對於摻B的Si面外延層，對摻B的C面外延層檢測到了氫，其中SIMS確定的H濃度分布中的變化與SIMS確定的臺階式B濃度分布的類似。
已發現6H-SiC(0001)的Si面位置競爭相似於4H-SiC(0001)襯底的Si面位置競爭。位置競爭對Al摻雜的作用與Al明顯佔據生長在Si面和C面6H-SiC(0001)襯底上的外延層SiC晶格的Si位置一致。對於二種面上的硼摻雜，得到了一種相似的位置競爭效應，其中相信B主要佔據Si位置。對於用磷進行的n型摻雜，位置競爭效應與p原子主要佔據Si位置非常一致。相信藉助於在比較Si或C原子的尺寸的情況下來考慮各摻雜劑原子所佔據的晶格位置，可以最好地解釋這種效應。具體地說，有興趣的元素的非極性共價半徑是Si(1.17A)；C(0.77A)；Al(1.26A)；B(0.82A)；P(1.10A)；N(0.74A)。用原子尺寸作為第一近似(即忽略化學鍵合因素)，Al和P都應替換SiC晶格中的Si而不是C，這與實驗結果是一致的。B的原子尺寸與C更接近匹配，故B應該主要替換C位置中的C，這與實驗證據是直接相牴觸的。但顯著數量的H同時進入生長中的摻B外延層中，因此，「 B-H」絡合物(complex)可解釋這些結果。「B-H」粒子具有與Si(1.17A)更緊密匹配的尺寸(1.10A)，因此應該佔據Si位置；這與實驗結果是一致的。由於假設的「B-H」粒子有較大的有效尺寸，故B-H絡合物呈現Si位置替換。
Si面上的N摻雜與位置競爭機制一致，其中相當小的N原子同C原子爭奪可用的C位置。還發現N的小尺寸還使N能爭奪少量的Si位置。當SiC晶體生長在襯底的C面時，這個效應最明顯。採用C面上位置競爭的結果與N摻雜劑原子擇優替換進入Si位置，同時對N進入C位置作出明顯貢獻是一致的。
位置競爭外延被成功地用於6H-SiC(0001)偏軸襯底的Si面和C面上的p型和n型摻雜劑控制。對於A面的摻雜結果表明位置競爭效應強烈地依賴於SiC極性而不明顯地受多型的影響。6H和4H SiC Si面樣品的結果是相似的，而6H SiC C面樣品卻得到明顯不同的結果，特別是對於N摻雜的外延層。在C面和Si面上的N摻雜外延層的同時生長的結果的比較中，相信位置競爭機制依賴於SiC襯底的表面結構並較少依賴於氣相相互作用。對於p型摻雜，在二種極性面上，當Si/C比率下降時，Al和B摻雜劑的進入增加。同樣，當有意地降低Si/C比率時，Si面和C面上的p摻雜劑的進入也都增加。這與P、Al、B同Si爭奪可用的Si位置是一致的。發現每種摻雜劑的位置擇優依賴於它們與相對於Si(Si位置)和C(C位置)的原子尺寸。此處，P和Al要進入C位置而不改變晶格間距則顯然是太大的。由於明顯數量的H與B結合，B的相對尺寸被認為是「B-H」絡合物的尺寸。對這種情況，如果不明顯地改變SiC晶格尺寸，「B-H」絡合物的有效尺寸也太大從而也不容易適宜C位置。相反，N摻雜劑原子的相當小的尺寸使其能進入二種晶格位置。因此，Si面上的N摻雜導致N進入Si位置和C位置，主要是進入C位置。相反，對於C面上的N摻雜，N主要進入Si位置，對C位置只有相當小的進入。因此，N摻雜劑進入Si位置和C位置的位置競爭機制明顯地依賴於生長表面的極性。
例14在分別帶有0.2°-0.6 °和3°-4 °範圍傾斜角的市售6H(0001)Si面SiC襯底上於1450℃生長了3C-SiC和6H-SiC外延層。SiC襯底被置於塗覆有SiC的石墨支座上並裝入水冷石英反應器CVD系統。生長得到的外延層用水銀探針或pn二極體CV來確定活性摻雜濃度。生長反應器中的Si/C比率對生長得到的6H、3D和4H SiC(0001)外延層的有意和無意摻雜劑進入有強烈的影響。具體地說，對於SiC(0001)基平面上的外延層生長，發現活性n型(氮)載流子濃度正比於Si/C比率，而活性p型(鋁)濃度反比於Si/C比率。當生長反應器中的Si/C比率降低時，生長得到的SiC外延層中的活性氮濃度下降。當Si/C比率進一步降到Si/C≈0.1時，無意摻雜的外延層由n型轉變成p型。結果得到了p型和n型二種外延層，其水銀探針CV和低溫光螢光(LTPL)測得的室溫載流子濃度為1×1014cm-3。原先我們實驗室生長的無意摻雜外延層都只有n型，其最低淨載流子濃度一般局限在約為n＝2-3×1016cm-3。
相信SiC中的摻雜劑佔據特定的位置，具體地說，氮主要佔據Si面上的碳位置，而鋁佔據晶體面二側上SiC晶格的矽位置。碳濃度的相對增加使氮退出對生長著的SiC晶格中C位置的爭奪。對於提高了的Si/C比率，存在相似的情況，其中矽濃度的相對增大使Al退出對生長著的SiC晶格中Si位置的爭奪。100ppm的氮(50ppm N2)被引入生長反應器，然後藉助於將Si/C比率從Si/C≈0.44降到Si/C≈0.1來阻止它進入生長著的外延層。0.1的Si/C比率導致始終得到淨載流子濃度為n＝1×1015cm-3的有意摻雜n型SiC外延層。相反，採用帶有100ppm N的更為典型的Si/C＝0.44的生長導致n＝1-2×1017cm-3的n型外延層。對於使用Si/C＝0.1的外延層生長，所增加的碳量被認為已使氮退出對生長著的SiC晶格C位置的爭奪。用此法也製作了p型外延層。對於這些系列實驗，在外延層生長過程中，TMA氣流被引入反應器。用Si/C＝0.44生長得到的p型外延層被測定為5×1016cm-3，而用Si/C＝0.1生長的外延層為簡併摻雜的p型外延層，其估計的淨載流子濃度為1×1019cm-3。當Si/C比率從0.44被降到0.1時，同Al爭奪SiC晶格的Si位置的Si的相對數量也減小，這引起Al進入增大。
位置競爭外延還被成功地用來獲得SiC外延層摻雜劑濃度的非常陡峭的改變。在常規CVD系統中，摻雜劑分布的陡度受到將摻雜劑源從生長反應器吹洗出去的限制。採用位置競爭外延的外延層生長的一個優點是藉助於用摻雜劑源氣體改變Si/C比率來排除殘留的不希望有的摻雜劑，可以獲得更陡峭的摻雜劑分布。相反，對於高度簡併摻雜的外延層的生產，可以實現非常陡峭的增強了的摻雜劑進入。這方面的一個非常有用的例子是藉助於在外延層生長的最後幾分鐘的期間內分別關斷Si或C的源氣流來製作非常薄的簡併摻雜p型和n型接觸層。隨後澱積的金屬接觸是p型和n型外延層上各種各樣金屬的「澱積歐姆」。n型和p型簡併摻雜外延層上澱積鉬的接觸電阻率用線性TLM方法計算得到為PC＜5E-5Ωcm2。在有意摻雜的6H-SiC外延層樣品上進行了初步的霍爾量測。發現n＝8×1016cm-3的N型外延層有小於10％的補償，其室溫霍爾遷移率的範圍為247-253cm2/V·s。在室溫下，重摻雜n型接觸外延層的遷移率接近60cm2/Vs，且測得的低場自由載流子濃度為n＝4×1018cm-3。當考慮到不完全離化時，4×1018cm-3的低場自由載流子濃度理論上轉換成超過2×1019cm-3的原子氮濃度。接觸的「澱積歐姆」狀態使重摻雜外延層的常規C-V分布測量不可能進行。對於最低摻雜的n型和p型外延層，低溫光螢光(LTPL)被用來確定晶格完整性和相對摻雜劑進入。從我們的最低無意摻雜的p型外延層得到的LTPL結果導致I77/P0＝150而I77/S0＝4.7。由LTPL估計的無意摻雜劑濃度(1×1014cm-3)與水銀探針CV室溫測量(p＝5×1014cm-3)是一致的。
對SiC(0001)基平面6H和3C-SiC說明了新穎的生長方法，此法基於在外延層生長過程中恰當地使用Si/C比率以便對摻雜劑濃度實行控制。當Si/C比率從大約0.1被改變到0.8時，載流子濃度也改變。生長得到的外延層上的施主載流子濃度正比於Si/C比率，而受主載流子濃度反比於Si/C比率。對所有0.1-0.8之間的Si/C比率，得到的表面形貌和晶體質量都是優良的。
本發明的電學器件應用集中於本生長新技術使之成為可能的更寬的摻雜範圍的有利用途。由於本發明允許比先前有可能做到的更高的摻雜劑濃度進入到化合物半導體晶體中，故任何其性能受到器件任何區域中達到的簡併摻雜程度影響的電學器件結構，都會受到本發明的影響。
改進了的CVD方法明顯降低了歐姆接觸處的接觸電阻。諸如電晶體的許多半導體器件結構的性能都依賴於接觸電阻。接觸電阻是由金屬(它將電信號和功率傳到並傳出半導體器件)接觸(或連接)半導體表面處的物理界面引起的。藉助於使接觸電阻儘可能小，大多數半導體電學器件的性能都得到提高。在電晶體之類的很多器件的電學性能中，這是一個限制因素，它又限制了用這種器件構成的電路和系統的性能。廣泛認為的是，對6H-SiC或3C-SiC的接觸電阻分別是許多6H-SiC或3C-SiC器件電學性能的主要限制因素。藉助於使半導體在其與金屬歐姆接觸形成物理接觸的地方的摻雜儘可能高，半導體器件的接觸電阻被做得儘可能小。由於改進了的CVD方法使器件質量(即高質量)的化合物半導體(例如SiC)外延層能夠以較高的摻雜濃度生長，故對這些外延層(因而也是製作在這些外延層中的恰當設計的電子器件)的接觸電阻可以降低，從而提高許多以化合物半導體為基礎的電子器件和電路的性能。
改進了的CVD方法也降低了生長得到的晶體的半導體體電阻。能夠影響半導體電學器件性能的另一電阻來源是半導體本身的體電阻。在幾乎所有半導體器件中，電流都流過半導體本體的未耗盡區。與流過這些區域的電荷有關的電阻常常是很大的，而且有時可以是限制器件性能的不希望有的因素。藉助於儘量加大這些區域中半導體的摻雜，與這些區域有關的電阻可以做到儘可能小。本發明的新方法再次方便了這種先前不可能達到的在這些區域中儘可能將摻雜做大到各種濃度水平。
本發明還可用來製作與摻雜半導體器件。這種結構基於非常薄且非常重摻雜的半導體層。δ摻雜器件的電學性能決定於使最大量的摻雜劑進入最大可能薄的層的能力。改善了的CVD方法使之成為可能的更好地控制化合物半導體的簡併摻雜水平的能力，應該明顯地提高δ摻雜器件結構中可獲得的性能特性。
改進了的CVD方法還可用來開發耗盡寬度更小的半導體器件。半導體器件各種結(例如pn結、金屬半導體結、異質結)處的耗盡寬度很大程度上決定於結處或結周圍的半導體摻雜。眾所周知，耗盡寬度隨摻雜濃度增加而減小。很多半導體器件的性能和/或功能依賴於重摻雜以得到窄的耗盡寬度和相關的物理效應。齊納二極體和隧道二極體依賴於載流子通過非常窄的耗盡區的隧穿效應，這是靠pn結二邊重摻雜才成為可能的。低漏電二極體和二極體結型電荷儲存電容器基於窄耗盡寬度以使電流產生最小而電荷儲存密度最大。由於改進了的CVD方法能夠進行重摻雜並得到較小的耗盡寬度，故改進了的CVD方法具有用縮小器件耗盡寬度的方法來改善這些器件的性能的潛力。
改進了的CVD方法還可用來開發帶隙稍窄的半導體器件。藉助於提高半導體中的簡併摻雜，發生熟知的能帶尾部衰減即帶隙變窄的物理現象。改進了的CVD工藝可用來控制發光二極體(LED)和雙極電晶體之類的器件(其中的帶隙變窄提高了器件性能)所用的半導體中的簡併摻雜程度。
除了具有較高摻雜濃度的高質量化合物半導體外延層的可控生長之外，改進了的CVD工藝能夠生長過去所不能得到的具有較低摻雜濃度的高質量化合物半導體外延層。其性能獲益於低摻雜濃度的任何化合物半導體電學器件都將受益於這一改進了的CVD方法。這種將獲益的器件包括基本的半導體結。幾乎所有的半導體器件和電路都包含基本的半導體結。由這些基本的結組成的大多數電晶體被安排在各種適合於完成所希望的電學功能(例如放大、開關)的結構中。利用本發明的改進了的基本結摻雜，這些器件將得到很大改善。半導體電學器件工藝的一個基本構架是p型材料和n型材料的緊密接合，更普遍地稱為pn結。本技術領域的熟練人員眾所周知，pn結的電學特性(如結電容、結的擊穿電壓、結的漏電流)受結的較輕摻雜側的物理特性(即摻雜密度、缺陷密度)主宰。用本改進了的CVD方法來生產摻雜更輕的化合物半導體同時又獲得所需的極性(n型或p型)的能力，極大地拓寬了含有pn結的器件中有可能運行的電學性能的範圍。眾所周知，pn結二極體的擊穿電壓隨結的摻雜較輕一側的摻雜量下降而增大。因此，改進了的CVD方法已顯示10倍或更大的摻雜濃度改善(即降低)，當用到6H-SiC晶體時，可以改善6H-SiC pn臺階結型二極體阻擋電壓，使目前所獲得的最大值稍大於1100V提高到大約10000V左右。半導體的摻雜在另一種基本結即金屬半導體結的電學特性中也以相似的方式起主要的作用。對於恰當設計的整流金屬-SiC肖特基二極體結，可以預期有相似結果的改善。改進了的CDV方法還可用在電晶體和電路設計中以達到更高的電路工作電壓。
改進了的CVD方法還可用來製作結電容降低了的半導體。眾所周知，二極體的結電容隨摻雜降低而減小。本改進了的CVD方法使之成為可能的較輕的摻雜也能導致化合物半導體結的耗盡電容減小，這將減小常常能夠限制器件和電路性能的寄生電容。限制平面場效應電晶體(FET)的開關速度和高頻性能的因素之一是由漏-襯p-n二極體結所形成的寄生電容。用本改進了的CVD方法可以得到的降低了的摻雜能夠減小這一結電容並有可能使化合物半導體FET工作於比過去能達到的更高的頻率和開關速度。
改進了的CVD方法還可用來製作內部電阻率高的半導體器件。已知電阻率隨淺離化能摻雜劑濃度的減小而增大。在很多半導體器件和集成電路的應用中，使器件製作在高電阻率(低摻雜劑濃度)材料中是有利的。這種材料常常在同一晶片的相鄰器件之間提供隔離；而隔離的程度決定了晶片中相鄰器件之間的距離，這對於有成千上萬個電晶體的集成電路來說是極其重要的。由於隔離度部分地是單個器件之間半導體純度(即摻雜密度及缺陷密度)的函數，故在有利地縮小器件空間以便在同一晶片上容納更多的器件方面，改進了的CVD方法可證明是有用的。顯然，對於希望有更高電阻率的化合物半導體外延層的任何器件或電路的情況，本方法是有用的。
改進了的CVD方法還可用來生長用於半導體器件的載流子遷移率更高的晶體。已知載流子遷移率隨摻雜和缺陷濃度的減小而增高。這是由於載流子(電子或空穴)在電場影響下通過晶格時所遇到的電勢擾動(由雜質和缺陷引起)較少。改進了的生長方法能夠生長無意摻雜劑進入較低的更純的材料這一事實應能提高化合物半導體中的載流子遷移率。本技術領域熟練人員眾所周知，載流子遷移率直接影響很多器件和電路的性能，而且由於更高的載流子遷移率使大多數半導體器件特別是電晶體的性能提高，故提高載流子遷移率是有吸引力的。在大多數電晶體中，更高的載流子遷移率通常都提高關鍵電學性能(開關速度、最高工作頻率、電流負荷容量、增益)。
改進了的CVD方法可用來生長載流子壽命更高的晶體。載流子壽命是化合物半導體的另一個可以藉助於生長背景缺陷濃度更少的較純的晶體而得以提高的物理性質。本技術領域熟練人員眾所周知，體載流子壽命隨晶體缺陷濃度減小而增大。此性質的改善能導致器件中更小的複合/產生速率，使諸如以少子為基礎的器件的某些種類的器件的性能得到改善。諸如雙極電晶體和太陽電池之類的以少子為基礎的器件可受益於較長的壽命。
用改進了的CVD方法生長的SiC晶體，其可能的工業應用包括用於諸如先進的汽輪發動機、空間發電系統、深井鑽探、先進汽車發動機等等之類的高溫環境的半導體器件和傳感器；用於靠近核反應堆之類的高輻射環境的半導體器件和傳感器；用於要求功率調節電子設備的電力機車、空間電力系統以及用於先進飛機上電力驅動將需求的功率電子應用的半導體器件；用於諸如通信衛星上的、高速計算機和用於雷達系統中的微波功率電晶體之類的高頻應用的半導體器件；用於高溫和/或腐蝕性環境的壓力傳感器膜片材料；以及用於高溫環境的發光二極體(LED)。
如上所述，生產摻雜晶體方面的重要改善是藉助於在晶體生長過程中改變晶體源組分的濃度而控制晶體生長過程中晶體的沾汙含量和/或摻雜劑濃度。先前用來對化學汽相澱積(CVD)生長的晶體進行摻雜的一些技術有很大的缺點，而且不能製作用本發明所公開的並申請權利要求的工藝所製作的那種可重複重現並且摻雜劑數量可控的晶體。對SiC晶體生長進展的一個主要限制是可獲得的有限的可重複的摻雜範圍。以可重複的可控的方式對淨載流子濃度小於3×1016cm-3或大於5×1018cm-3的SiC外延層進行現有技術摻雜，至今是不可能的。摻雜範圍的下界(3×1016cm-3)限制了高壓電子應用。摻雜濃度的上界(5×1018cm-3)要求用特定的高溫過程進行金屬接觸的退火。與現有技術相反，本發明提供了一個大大擴展了的可重複的摻雜範圍，從1×1014cm-3或更小，到大於1×1019cm-3。對於能承受比現有器件高得多的電壓的電子器件的生產，需要摻雜非常低的外延層。非常高摻雜的外延層允許金屬接觸不要求現有技術的高溫退火工藝。
藉助於控制特定沾汙和/或摻雜劑的位置競爭(位置競爭外延)，獲得了在汽相澱積工藝中生長的晶體中控制沾汙和/或摻雜劑的數量的重大改進。用CVD方法可生長諸如SiC晶體之類的許多種晶體。SiC晶體的生長採用矽源和碳源來實現，其中Si原子只佔據SiC晶格的Si位置而C原子只佔據C位置。Si位置也稱為Si生長位置，正如C位置也稱為C生長位置。當SiC晶體被摻雜時，諸如磷、氮、鋁、硼之類的摻雜劑原子替換地佔據SiC晶格中的Si位置或C位置。已發現藉助於控制CVD反應室中的Si/C濃度比率，可以控制佔據SiC晶格中的特定Si位置或C位置的摻雜劑原子數量。特別是已發現藉助於改變CVD反應室中的Si/C濃度比率同時保持恆定的摻雜劑濃度，可以增大或減小特定p型摻雜劑的進入。Si/C濃度比率的提高可使Si同摻雜劑原子爭奪Si位置，而Si/C濃度比率的下降可使C同摻雜劑原子爭奪C位置。藉助於控制Si/C濃度比率，可精確地控制進入生長著的SiC晶體的摻雜劑的數量。對Si/C濃度比率的控制直接影響Si位置和C位置處的位置競爭。還發現位置競爭外延可用於襯底的二個面(即SiC(襯底)的Si面和C面)。對於SiC晶體，位置競爭外延已成功地用於各種晶格類型(即6H、4H和3C)。利用本發明公開的並申請權利要求的摻雜方法，在相繼生長的晶體中可準確地重複得到具有特定摻雜劑濃度的CVD工藝生長的晶體。CVD工藝生長晶體的現有技術方法無法可靠地重複生產具有均勻摻雜劑濃度的晶體。採用位置競爭外延，可以生產許多摻雜濃度幾乎完全相同的晶體，其濃度比先前用現有技術方法得到的摻雜劑濃度低得多(當需要低時)或高得多(當需要高時)。藉助於恰當地處理其上待要生長晶體的襯底，生長得到的晶體將是缺陷少得多的高質量晶體。這種預處理包括腐蝕、拋光以及在襯底上製作溝槽以形成所需的晶體生長表面。襯底可以有意地成核以便控制晶體的生長方向並使CVD工藝過程中晶體生長更容易開始。襯底也可有傾斜角以方便某些類型的晶體生長。
本發明的進一步修正是顯然的。例如，可以選擇晶體元素比例以便從生長著的晶體中有效地排除特定的摻雜劑原子。在寬廣的摻雜範圍中可實現這一點。例如，用位置競爭外延技術，可以獲得對無意存在的鋁(即在反應器中)的排除，使其不能進入n型外延層以改善MOS器件的特性。現有技術對摻雜晶體(即SiC)沒有任何辦法來排除補償摻雜原子(例如摻氮層中的鋁)並使其不進入生長著的晶體。在外延層生長過程中，對每個反應器使用特定的氮(n型摻雜劑)氣流，可生長5×1016cm-3氮摻雜(n型)外延層。對特定的氮氣流做稍許的改變以適應各生長反應器的變化和其它設備差異。這個「處方」一經確定，就成為特定反應器產生呈現特定電學特性的特定摻雜劑濃度的唯一特定方法。無意存在的Al進入到晶體中會損害晶體的電學特性。直至本發明，這些限制都無法克服。已發現用氮之類摻雜以得到n＝5×1016的摻雜水平可以用和恰當的Si/C比率有關的一系列氮氣流來完成。因此，相同的n型摻雜外延層(即5×1016)可以用寬範圍的特定Si/C比率和一系列的氮氣流來實現。於是，可以得到排除一般無意存在(殘留)於生長反應器中的反摻雜劑原子的方法。因此，利用大Si/C比率可以選出排除特定的不希望有的反摻雜劑(鋁作為p型反摻雜劑)的特定的Si/C比率同時達到所需的n＝5×1016cm-3的n型摻雜(即氮摻雜)水平。
重要的是p型反摻雜劑是否無意地存在(作為雜質)並且需要從有意摻雜的n型外延層中排除。具體地說，已有報導說鋁由於引起缺陷在SiO2/SiC MOS結構的氧化物中形成而對以Si-C為基礎的器件的MOS(金屬-氧化物-半導體)器件性能有害。有相對大的Si/C比率(以排除殘留Al)製作的N＝5E16 n型外延層改善了MOS器件性能，而用相對小的Si/C比率製作的完全相同的n＝5E16 n型外延層使MOS器件性能下降。而且，用大Si/C比率生長的樣品含有較少的殘留(無意)Al，而大量的(無意)Al進入了用相對小Si/C比率生長的樣品。
可以為SiC晶體之類的晶體的各種晶體摻雜範圍準備多種「處方」。例如，已證實可以用寬範圍的Si/C比率和相應的摻雜劑氣流來生長並摻雜單一CVD生長的SiC晶體。用多個Si/C比率來生產一個具有特定摻雜劑進入數量的晶體的概念是與選擇一個單一的最佳Si/C比率並藉助於改變進入生長室的摻雜劑流速來單獨控制摻雜劑濃度的現有技術的做法是矛盾的。這些「處方」可以儲存在用於生長晶體摻雜劑控制的計算機資料庫之類中。如上所述，若要生長具有特定濃度n型摻雜劑進入的SiC晶體，就可選取一個處方來生長這種晶體。而且，若需要非常純的n型SiC晶體，就選擇調節選定的Si/C比率和n型摻雜劑流速以使恰當數量的n型摻雜劑進入Si/C晶體但Al之類的沾汙被阻止進入SiC晶體的特定處方。或者，若需要非常純的p型SiC晶體，就選擇特定Si/C比率和p型摻雜劑流速使恰當數量的p型摻雜劑進入SiC晶體但N之類的沾汙被阻止進入SiC晶體的處方。如可以理解的那樣，如果生長出來的晶體中需要一定數量的p型和n型摻雜劑，就可相應地設定晶體元素比率。摻雜劑進入和/或沾汙排除依賴於晶體元素比率這一重要發現是調整晶體摻雜的一個重要改進。直到本發明才有方法從CVD生長晶體中排除沾汙。這種控制方法對於進入晶體的沾汙對晶體電學性能有大得多的有害影響的低摻雜劑濃度來說特別重要。
本發明的另一實施例是用摻雜劑來排除CVD生長的晶體中的沾汙進入。例如，選定一個晶體處方，以便藉助於有意地引入會使摻雜劑A在生長著的單晶外延層中的進入減小的摻雜劑原子B來有意地使摻雜劑原子A(無意地存在)退出競爭。本例在某些摻雜劑原子(即使存在於背景濃度中)對最終器件的性能有不利影響的那些應用中有優點。例如，鋁和硼是有意摻氮的n型外延層中找到的典型微量雜質。除了鋁和硼對氮的不希望有的電學補償外，鋁還與很差的MOS器件性能有關。這一無意鋁進入問題(它導致低劣的MOS器件)的解決辦法如下在摻氮n型外延層生長過程中，與氮摻雜劑(它進入不同於P和Al的位置)一起同時將一種額外的n型摻雜劑原子(例如磷，它同不希望有的p型摻雜劑原子即Al爭奪相同的晶格位置)引入反應器。具體地說，在晶體生長過程中，磷被同時引入反應器以排除任何殘留Al，使其不能進入n型(主要用氮作為n型摻雜劑來實現)外延層。由於磷和鋁都爭奪SiC中的Si晶格位置，故Al的排除是成功的。由於磷也是一種n型摻雜劑原子，故磷的進入對晶體不起有害影響。磷和氮的混合物作為有意n型摻雜劑，這就提供了一種排除作為殘留的補償性p型摻雜劑的不希望有的Al的方法。除磷之外，氟、氯和硫也可用來從Si位置排除鋁。
如可理解的那樣，利用諸如氮、氫、氯和/或硫之類的佔據Si位置的n型摻雜劑，在n型摻雜過程中將可排除佔據Si位置的諸如硼、鈉、鐵、鎵、鈦和釩之類的另一些p型摻雜劑。或者，利用鈉、鐵、鋁、鎵、鈦和釩，在p型摻雜過程中將可排除諸如氮、氟、磷和硫之類的n型摻雜劑。利用此法，採用諸如硼的佔據C位置的一種p型摻雜劑、選擇一個排除無意n型摻雜劑進入Si位置的Si/C比率並引入一種爭奪Si位置的p型摻雜劑(即Na、Fe、Al、Ga、Ti、V)以進一步排除n型摻雜劑進入晶體，將可生長非常純的p型摻雜的晶體。
此方法的應用簡表如下1.用P(磷)來摻n型，並且a.阻止Al(p型)進入Si位置(亦即i.降低摻氮的n型外延層的電學補償；ii.進一步加快晶體外延層生長過程中從p型到n型的極性改變)。
b.阻止N進入Si位置；特別在C面樣品上(也在Si面和A面樣品上)，因為N進入C位置可能優先於N進入Si位置。
c.阻止N進入Si位置並同時用相對高的Si源/C源比率以更好地阻止N進入Si位置。
d.阻止B(硼)進入Si位置以強迫B主要進入C位置；1)阻止H進入晶體(只當B在Si位置時H才進入，當B在C位置時H不進入)。
e.阻止Ga(鎵)、Ti(鈦)、V(釩)、Na(鈉)進入Si位置。
2.用B(硼)來摻p型，並且a.阻止Al進入Si位置，從而阻止Al(有意和/或無意)進入晶體。
b.阻止N進入Si位置，特別是在C面上但也有一些在Si面上，從而強迫N進入C位置同時阻止N進入Si位置。
3.用O(氧)來摻n型，並且a.阻止B進入C位置。
b.阻止N進入C位置，因為N進入Si位置可能優先於N進入C位置。
4.用P(磷)來摻n型，並且a.阻止Na進入Si位置。
b.阻止S進入Si位置。
本發明的另一變例是結合位置競爭外延選擇特定的晶面。特別是，發現摻雜劑進入率依賴於特定的晶面。例如，氮主要進入SiC襯底C面上的Si位置。然而氮主要進入SiC襯底Si面和A面上的C位置。因此，當晶體在襯底的C面上生長時，可以用氮來阻止諸如鋁的p型摻雜劑進入Si位置。相反，藉助於在C面上生長晶體並在生長室中加入Al、Na、Fe、Ga、Ti和/或V以阻止N進入Si位置，可以阻止氮進入p型晶體。
參照最佳實施例及其變例已描述了本發明。相信本技術領域的熟練人員閱讀並理解本發明的詳細描述之後將很容易地假想對實施例的許多修正和改變。所有這些修正和改變都在本發明的範圍之內。
權利要求
1.一種在用CVD工藝於生長室中一定區域內生長晶體過程中調整澱積在至少由二種晶體元素組成的單晶的給定生長區域中的非晶體元素的量的方法，上述晶體元素包含第一晶體元素和第二晶體元素，上述晶體至少有二種生長位置，其中上述第一晶體元素澱積在第一生長位置而上述第二晶體元素澱積在第二生長位置，上述非晶體元素對上述第一和第二生長位置中的至少一個有競爭性，上述方法包含下列步驟a.使數量受到控制的氣態晶體元素化合物流過上述生長室，其中上述元素化合物中的每一個至少包括上述晶體元素中的一個，b.在上述晶體的生長過程中，改變上述數量受到控制的氣態晶體元素化合物的比率以調整在上述生長區域中澱積在上述競爭性晶體生長位置中的上述非晶體元素的上述數量。
2.權利要求1所述的方法，其中所述的非晶體元素主要爭奪上述第一生長位置。
3.權利要求2所述的方法，包括藉助於提高上述第二晶體元素化合物對上述第一晶體元素化合物的上述比率來提高上述非晶體元素在上述第一生長位置中的澱積速率的步驟。
4.權利要求2所述的方法，包括藉助於降低上述第二晶體元素化合物對上述第一晶體元素化合物的上述比率來降低上述非晶體元素在上述第一生長位置中的澱積速率的步驟。
5.權利要求3所述的方法，其中所述的非晶體元素是一種摻雜劑。
6.權利要求4所述的方法，其中所述的非晶體元素是一種摻雜劑。
7.權利要求5所述的方法，包括對上述生長表面進行預處理以清除在上述晶體生長過程中能夠用作異質成核位置的上述生長表面上的雜質和晶體結構的步驟。
8.權利要求7所述的方法，其中所述晶體生長在襯底的生長表面上。
9.權利要求8所述的方法，其中所述的上述襯底的生長表面相對於基平面有一個非零的傾斜。
10.權利要求8所述的方法，其中所述的上述襯底的生長表面相對於基平面沒有傾斜。
11.權利要求9所述的方法，其中所述的非零傾斜約大於7℃。
12.權利要求1所述的方法，其中所述的生長室被加熱到800-2200℃的溫度。
13.權利要求7所述的方法，其中所述的預處理包含上述生長表面的生長前腐蝕。
14.權利要求7所述的方法，其中所述的預處理包括對上述生長表面進行拋光。
15.權利要求9所述的方法，包括藉助於沿上述生長區的邊界引入溝槽將上述生長區分成多個生長區的步驟。
16.權利要求8所述的方法，包括在上述襯底上成核以生長特定晶體多型的步驟。
17.權利要求16所述的方法，其中所述的上述襯底的成核是在上述位置處引入適當的雜質以促進所需晶體結構的生長。
18.權利要求17所述的方法，其中上述成核的位置在上述生長區的角上。
19.權利要求1所述的方法，其中所述的元素主要爭奪上述第二生長位置。
20.權利要求19所述的方法，包括藉助於提高上述第一晶體元素化合物對上述第二晶體元素化合物的上述比率來提高上述非晶體元素在上述第二元素生長位置中的澱積速率的步驟。
21.權利要求19所述的方法，包括藉助於降低上述第一晶體元素化合物對上述第二晶體化合物的上述比率來降低上述非晶體元素在上述第二元素生長位置中的澱積速率。
22.權利要求20所述的方法，其中所述的非晶體元素是一種摻雜劑。
23.權利要求21所述的方法，其中所述的非晶體元素是一種摻雜劑。
24.權利要求22所述的方法，包括對上述生長表面進行預處理以清除上述晶體生長過程中能夠用作異質成核位置的上述生長表面上的雜質和晶體結構的步驟。
25.權利要求23所述的方法，包括對上述生長表面進行預處理以清除上述晶體生長過程中能夠用作異質成核位置的上述生長表面上的雜質和晶體結構的步驟。
26.權利要求1所述的方法，包括用載氣將上述晶體元素引入上述生長室的步驟。
27.一種生長含有選定濃度的非晶體元素的晶體的方法，上述至少由二種晶體元素組成的晶體用生長室中進行的工藝來生長，上述晶體至少有二種生長位置，而且上述非晶體元素對生長位置有競爭性，上述方法包含a)確定上述非晶體元素爭奪的上述生長位置；b)確定澱積在上述非晶體元素爭奪的上述生長位置中的晶體元素；以及c)控制含有一定數量在上述晶體生長過程中與上述非晶體元素競爭的競爭晶體元素的晶體元素比率，以使所需數量的非晶體元素進入上述的生長位置。
28.權利要求27所述的方法，其中所述的控制晶體元素比率包括選擇和保持選定的晶體元素比率。
29.權利要求27所述的方法，其中所述的控制晶體元素比率包括選擇和保持選定的晶體元素比率以及在晶體生長過程中選擇至少一個不同的比率並將上述至少一個不同的比率保持一段時間。
30.權利要求28所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定，以生產含有濃度小於約1.0×1016cm-3的非晶體元素的晶體。
31.權利要求29所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定，以生產含有濃度小於約1.0×1016cm-3的非晶體元素的晶體。
32.權利要求30所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約5.0×1015cm-3。
33.權利要求32所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約1.0×1015cm-3。
34.權利要求33所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約8.0×1013cm-3。
35.權利要求29所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定，以生產含有濃度大於約1×1019cm-3的非晶體元素的晶體。
36.權利要求28所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定，以生產含有濃度大於約1×1019cm-3的非晶體元素的晶體。
37.權利要求36所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度大於約3.0×1019cm-3。
38.權利要求37所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約5.0×1019cm-3。
39.權利要求38所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約1×1020cm-3。
40.權利要求39所述的方法，其中所述的非晶體元素濃度小於約5.0×1020cm-3。
41.權利要求29所述的方法，其中所述的晶體具有多個非晶體元素濃度。
42.權利要求28所述的方法，其中所述的晶體具有多個非晶體元素濃度。
43.權利要求37所述的方法，其中所述的晶體具有多個非晶體元素濃度。
44.權利要求32所述的方法，其中所述的晶體具有多個非晶體元素濃度。
45.一種生長含有選定數量的至少一種n型摻雜劑和選定數量的至少一種p型摻雜劑的晶體的方法，上述由至少二種晶體元素組成的晶體用生長室中進行的工藝來生長，上述晶體具有至少二種生長位置並且上述至少一種n型摻雜劑主要爭奪n型生長位置而上述至少一種p型摻雜劑主要爭奪p型生長位置，上述方法包含a)確定主要澱積在上述p型生長位置中的上述晶體元素；b)確定主要澱積在上述n型生長位置中的上述晶體元素；以及c)藉助於選擇並隨後保持所選定的含有一定數量的上述n型生長位置晶體元素和上述p型生長位置晶體元素來控制元素比率以控制晶體生長過程中澱積在上述晶體中的n型摻雜劑和p型摻雜劑的數量。
46.一種生長含有選定濃度的非晶體元素的單晶的方法，上述由至少二種晶體元素組成的單晶用生長室中進行的工藝來生長，上述單晶具有至少二種生長位置，且上述非晶體元素爭奪一種生長位置，上述方法包含a)確定上述非晶體元素爭奪的上述生長位置；b)確定澱積在上述非晶體元素爭奪的上述生長位置中的晶體元素；c)控制含有一定數量在上述晶體生長過程中與上述非晶體元素競爭的競爭晶體元素的晶體元素比率，使≥1×1019cm-3的非晶體元素進入上述晶體。
47.一種生長含有選定濃度的非晶體元素的單晶的方法，上述由至少二種晶體元素組成的單晶用生長室中進行的工藝來生長，上述單晶具有至少二種生長位置且上述非晶體元素爭奪一種生長位置，上述方法包含a)確定上述非晶體元素爭奪的上述生長位置；b)確定澱積在上述非晶體元素爭奪的上述生長位置中的晶體生長；c)控制含有一定數量的在上述晶體生長過程中與上述非晶體元素競爭的競爭晶體元素的晶體元素比率，使≤1.0×1015cm-3的非晶體元素進入上述單晶。
48.一種生長含有選定濃度的非晶體元素的晶體的方法，上述由至少二種晶體元素組成的晶體用生長室中進行的工藝來生長，上述單晶具有至少二種生長位置且上述非晶體元素爭奪一種生長位置，上述方法包含a)確定上述非晶體元素爭奪的上述生長位置；b)確定澱積在上述非晶體元素爭奪的上述生長位置中的晶體元素；c)在上述生長室中基本保持上述非晶體元素的濃度恆定；d)決定待進入的非晶體元素的所需數量；以及e)藉助於控制含有一定數量的在上述晶體生長過程中將與上述非晶體元素競爭的競爭晶體元素的晶體元素比率，來生長帶有上述所需數量的非晶體元素的上述單晶。
49.一種當SiC晶體用生長室中進行的CVD工藝生長在上述區域上時，用來控制澱積在由Si和C組成的晶體的給定生長區中的選定元素的數量的系統，其中所述的Si澱積在Si生長位置中而C澱積在C生長位置中，上述元素主要爭奪上述生長位置中的一種，上述系統包含用來使第一數量的氣態Si化合物流過上述生長室的裝置、用來使第二數量的氣態C化合物流過上述生長室的裝置、以及用來控制上述第一和第二數量之比率以控制澱積在上述區域中上述晶體中的上述元素的上述數量的裝置。
50.一種當上述晶體用生長室中進行的CVD工藝生長在上述區域上時，用來控制澱積在由至少二種晶體元素組成的晶體的給定生長區中的非晶體元素的數量的系統，上述晶體元素包含第一晶體元素和第二晶體元素，上述晶體具有至少二種晶體生長位置，其中上述第一晶體元素澱積在第一生長位置而上述第二晶體元素澱積在第二生長位置，上述非晶體元素爭奪上述生長位置中的至少一種，上述系統包括用來使數量受到控制的氣態晶體元素化合物流過上述生長室的裝置(其中上述元素化合物中的每一個至少包括一種上述晶體元素)以及用來控制上述數量受到控制的氣態晶體化合物的比率以控制澱積在上述晶體中的上述非晶體元素的上述數量的裝置。
51.權利要求50所述的方法，其中所述的摻雜劑元素主要爭奪上述第一生長位置，上述沾汙元素主要爭奪上述第二生長位置。
52.權利要求51所述的方法，包括在上述第一生長位置中澱積選定數量的上述摻雜劑元素並藉助於確定上述氣態晶體元素化合物的比率範圍和當上述比率包括足夠高的上述第二晶體元素的濃度以獲得澱積在上述晶體的上述第二生長位置中的上述沾汙元素的上述降低了的速率時生長具有選定數量的上述摻雜劑元素的單晶的上述摻雜劑化合物的數量來降低澱積在上述第二生長位置中的上述沾汙元素速率的步驟。
53.一種選擇澱積在單晶給定的生長區中的摻雜劑元素的數量並降低澱積在給定的該單晶生長區中的沾汙元素的數量的方法，當上述晶體用生長室中進行的CVD工藝生長在一個區域上時，上述單晶由至少二種晶體元素組成，上述晶體元素包含第一晶體元素和第二晶體元素，上述單晶至少有二種晶體生長位置，其中上述第一晶體元素澱積在第一生長位置中而上述第二晶體元素澱積在第二元素生長位置，上述摻雜劑元素爭奪至少上述第一和第二生長位置中的一種，上述沾汙元素爭奪上述摻雜劑元素生長位置以外的生長位置，上述方法包含下列步驟a)確定上述摻雜劑元素爭奪的上述生長位置；b)確定上述沾汙元素爭奪的上述生長位置；c)確定澱積在上述摻雜劑元素爭奪的上述生長位置中的第一晶體元素；d)使選定數量的氣態晶體元素化合物流過上述生長室，其中上述元素化合物中的每一個包括上述第一和上述第二晶體元素；e)選擇上述晶體生長過程中上述受到控制的氣態晶體元素化合物的比率以控制澱積在上述競爭性晶體生長位置中的上述摻雜劑元素的上述數量；以及f)選擇上述受到控制的上述氣態晶體元素化合物的比率以減小澱積在上述競爭性晶體生長位置中的上述沾汙元素的上述數量。
54.權利要求53所述的方法，包括藉助於提高上述第二晶體元素化合物對上述第一晶體元素化合物的上述比率來提高澱積在上述競爭性生長位置中的上述摻雜劑元素的速率的步驟。
55.權利要求53所述的方法，包括藉助於降低上述第二晶體元素化合物對上述第一晶體元素化合物的上述比率來降低澱積在上述競爭性生長位置中的上述摻雜劑元素的速率的步驟。
56.權利要求55所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定，以生產含有＜1.0×1016cm-3摻雜劑元素濃度的晶體。
57.權利要求55所述的方法，其中所述的摻雜劑元素濃度小於5.0×1015cm-3。
58.權利要求54所述的方法，其中所述的晶體元素比率被選定來生產含有大於1.0×1019cm-3摻雜劑元素濃度的晶體。
59.權利要求54所述的方法，其中所述的摻雜劑元素濃度大於5.0×1019cm-3。
60.權利要求53所述的方法，包括在上述晶體的生長過程中至少改變一次上述受到控制的氣態晶體元素化合物的數量的比率以製作至少具有二種不同的摻雜劑元素濃度的晶體的步驟。
61.權利要求57所述的方法，包括在上述晶體的生長過程中至少改變一次上述受到控制的氣態晶體元素化合物的數量的比率以製作至少具有二種不同的摻雜劑元素濃度的晶體的步驟。
62.權利要求59所述的方法，包括在上述晶體的生長過程中至少改變一次上述受到控制的氣態晶體元素化合物的數量的比率以製作至少具有二種不同的摻雜劑元素濃度的晶體的步驟。
63.權利要求62所述的方法，包括加入一定數量的電極性與上述摻雜劑元素相同的第二摻雜劑元素的步驟，且上述第二摻雜劑爭奪上述沾汙元素所爭奪的上述生長位置。
64.權利要求60所述的方法，包括加入一定數量的電極性與上述摻雜劑元素相同的第二摻雜劑元素的步驟，且上述第二摻雜劑爭奪上述沾汙元素所爭奪的上述生長位置。
65.權利要求61所述的方法，包括加入一定數量的電極性與上述摻雜劑元素相同的第二摻雜劑元素的步驟，且上述第二摻雜劑爭奪上述沾汙元素所爭奪的上述生長位置。
66.權利要求62所述的方法，包括加入一定數量的電極性與上述摻雜劑元素相同的第二摻雜劑元素的步驟，且上述第二摻雜劑爭奪上述沾汙元素所爭奪的上述生長位置。
67.權利要求63所述的方法，其中所述的第二摻雜劑元素的數量被增大以減小上述晶體中上述沾汙元素的進入。
68.權利要求64所述的方法，其中所述的第二摻雜劑元素的數量被增大以減小上述晶體中上述沾汙元素的進入。
69.權利要求65所述的方法，其中所述的第二摻雜劑元素的數量被增大以減小上述晶體中上述沾汙元素的進入。
70.權利要求66所述的方法，其中所述的第二摻雜劑元素的數量被增大以減小上述晶體中上述沾汙元素的進入。
71.一種選擇澱積在單晶給定生長區中的第一摻雜劑元素和第二摻雜劑元素的數量並減小澱積在該單晶給定生長區中的沾汙元素的數量的方法，當上述晶體用生長室中進行的CVD工藝生長在一定區域上時，上述單晶由至少二種晶體元素組成，上述第一和上述第二摻雜劑元素具有相同的電極性，上述晶體元素包含第一晶體元素和第二晶體元素，上述單晶至少有二種晶體生長位置，其中上述第一晶體元素澱積在第一元素生長位置中而上述第二晶體元素澱積在第二元素生長位置中，上述摻雜劑元素至少爭奪上述第一和第二生長位置中的一種，上述沾汙元素和上述第二摻雜劑元素爭奪上述第一摻雜劑元素的上述生長位置之外的生長位置，上述方法包含下列步驟a)確定上述摻雜劑元素爭奪的上述生長位置；b)確定上述沾汙元素和上述第二摻雜劑元素爭奪的上述生長位置；c)確定澱積在上述摻雜劑元素爭奪的上述生長位置中的第一晶體元素；d)確定澱積在上述沾汙元素和上述第二摻雜劑元素爭奪的上述生長位置中的第二晶體元素；e)使數量受到控制的氣態晶體元素化合物流過上述生長室，其中上述元素化合物中的每一種包括至少一種上述晶體元素；f)使數量受到控制的第一摻雜劑和第二摻雜劑流過上述生長室；g)在上述晶體的生長過程中選擇上述氣態晶體元素化合物的上述受到控制的數量的比率以控制澱積在上述競爭性晶體生長位置中的上述第一摻雜劑元素的上述數量；以及h)選擇上述氣態晶體元素化合物的上述受到控制的數量的比率以減小澱積在上述競爭性晶體生長位置中的上述沾汙元素的數量和上述第二摻雜元素的數量。
72.權利要求65所述的方法，其中所述的第一晶體元素只爭奪第一生長位置，上述第二晶體元素只爭奪第二生長位置，上述第一摻雜劑元素主要同上述第一晶體元素爭奪上述第一生長位置，上述沾汙元素和上述第二摻雜劑元素主要同上述第二晶體元素爭奪上述第二生長位置，且上述沾汙元素和上述第二摻雜劑元素爭奪上述第二生長位置。
73.權利要求71所述的方法，包括提高上述第二摻雜劑的流率以進一步降低進入上述晶體的上述沾汙的上述數量的步驟。
74.權利要求73所述的方法，包括調節上述受到控制的氣態晶體元素化合物的數量的比率以獲得上述晶體中所需要的摻雜劑進入的步驟。
75.一種選擇澱積在單晶給定生長區中的摻雜劑元素的數量並降低澱積在該單晶給定生長區中的沾汙元素的數量的方法，當上述晶體用生長室中進行的CVD工藝生長在一定區域中時，上述單晶由至少二種晶體元素組成，上述晶體元素包含第一晶體元素和第二晶體元素，上述單晶至少有二種晶體生長位置，其中上述第一晶體元素澱積在第一生長位置而上述第二晶體元素澱積在第二元素生長位置，上述摻雜劑元素主要爭奪上述第一位置，上述沾汙元素主要爭奪上述第二生長位置，上述方法包含下列步驟a)選擇摻雜劑進入上述晶體的程度；b)選擇上述晶體生長過程中氣態晶體元素化合物的上述受到控制的數量的比率以及上述摻雜劑的流率以控制澱積在上述第一生長位置中的上述摻雜劑元素的上述數量；以及c)使選定數量的氣態晶體元素化合物和摻雜劑流過上述生長室，其中每個上述元素化合物包括第一和第二晶體元素。
76.權利要求75所述的方法，包括藉助於調節上述比率以提高摻雜劑進入速率從而降低沾汙進入速率來進一步降低進入上述晶體的上述沾汙，並選擇相應於調節過的比率的降低了的摻雜劑流率以達到所需要的摻雜劑進入上述晶體的程度的步驟。
全文摘要
一種控制雜質進入化學汽相澱積工藝所生長的晶體的數量的方法。在生長室中進行的這種方法包括在生長室中控制晶體生長組分的濃度以影響生長晶體中特定生長位置的需求，從而控制雜質向生長位置的進入。
文檔編號C30B31/00GK1159490SQ96112038
公開日1997年9月17日 申請日期1996年11月5日 優先權日1995年11月6日
發明者戴維德·J·拉丁, 菲利普·G·奈達克, 安託尼·J·鮑威爾, 勞倫斯·G·馬特烏斯 申請人:俄亥俄航空及航天研究所