Halbleitertechnologie von A bis Z

Anders als Silizium lässt sich SiC nicht aus der Schmelze ziehen – bei den nötigen Temperaturen sublimiert SiC, statt zu schmelzen, da bei Normaldruck kein flüssiger Aggregatzustand existiert (SiC zersetzt sich oberhalb von etwa 2830 °C direkt in die Gasphase). Ein Czochralski- oder Bridgman-Verfahren wie bei Silizium scheidet damit von vornherein aus. Stattdessen kommt das PVT-Verfahren (Physical Vapor Transport, auch modifizierte Lely-Methode) zum Einsatz: Ein SiC-Pulvervorrat wird auf über 2000 °C erhitzt und sublimiert, die Gasphase – bestehend im Wesentlichen aus Si, Si₂C und SiC₂ – wandert entlang eines Temperaturgradienten zu einem kühleren SiC-Keimkristall und kristallisiert dort epitaktisch.

Der Prozess läuft über Tage bis Wochen und wächst eine zylindrische Boule, aus der anschließend Wafer gesägt werden. Die Wachstumsgeschwindigkeit liegt typischerweise nur bei wenigen hundert Mikrometern pro Stunde, was den Prozess vergleichsweise langsam und kostenintensiv macht – ein wesentlicher Grund für die bis heute höheren Substratkosten von SiC gegenüber Silizium. Die präzise Kontrolle des Temperaturgradienten im geschlossenen Graphittiegel ist entscheidend, um eine gleichmäßige, defektarme Kristallisation über den gesamten Boulendurchmesser sicherzustellen; Abweichungen führen schnell zu Mikroröhren, Versetzungen oder parasitären Polytyp-Einschlüssen. Nach dem Sägen folgen aufwendige Läpp-, Polier- und CMP-Schritte, bis eine epitaxiefähige Waferoberfläche mit atomar glatter Terrassenstruktur erreicht ist.

SiC kommt in über 200 Kristallstrukturen (Polytypen) vor, die sich nur in der Stapelfolge der Si-C-Doppellagen entlang der c-Achse unterscheiden – man spricht von Polytypismus, weil trotz identischer chemischer Zusammensetzung unterschiedliche elektronische Eigenschaften entstehen. Die gebräuchlichsten Polytypen sind 3C (kubisch), 4H und 6H (beide hexagonal), benannt nach der Anzahl der Si-C-Doppellagen in der sich wiederholenden Stapelsequenz.

Für die Leistungselektronik hat sich 4H-SiC durchgesetzt, weil es eine höhere und isotropere Elektronenbeweglichkeit bietet als etwa 6H-SiC, dessen Beweglichkeit je nach Kristallrichtung um bis zu einen Faktor drei variiert. Zudem besitzt 4H-SiC eine größere Bandlücke als 6H-SiC (3,26 eV gegenüber 3,0 eV) und damit eine höhere Durchbruchfeldstärke, was es für Hochspannungsanwendungen zusätzlich attraktiver macht. Die Wachstumsrichtung erfolgt meist off-axis (typisch 4° Fehlschnitt zur c-Achse, früher auch 8°), um beim Homoepitaxie-Wachstum stufenvermitteltes Wachstum (Step-Flow-Growth) zu erzwingen, bei dem sich Atome bevorzugt an vorhandenen Stufenkanten anlagern, statt neue Inseln zu keimen. Ohne diesen gezielten Fehlschnitt würde sich bevorzugt der thermodynamisch günstigere 3C-Polytyp bilden, was zu störenden Polytyp-Einschlüssen und lokalen Kristalldefekten im 4H-Gitter führen würde.

Native GaN-Substrate sind teuer und nur in kleinen Durchmessern (meist 2 bis 4 Zoll) verfügbar, weil GaN unter Normaldruck nicht kongruent schmilzt – ein Schmelzverfahren wie bei Silizium oder SiC ist daher nicht praktikabel, und alternative Verfahren wie Ammonothermal- oder HVPE-Wachstum von Volumenkristallen sind bis heute langsam und teuer. In der Praxis wird GaN daher heteroepitaktisch auf Fremdsubstraten abgeschieden – meist Silizium (GaN-on-Si, kostengünstig, große Durchmesser bis 200 mm und damit kompatibel zu bestehenden Si-Fertigungslinien) oder Siliziumcarbid (GaN-on-SiC, bessere Wärmeableitung dank der hohen SiC-Wärmeleitfähigkeit, aber deutlich teurer und meist auf kleinere Durchmesser beschränkt).

Eine dünne AlN-Nukleationsschicht sowie stufenweise gestufte AlGaN-Pufferschichten fangen die Gitter- und Wärmeausdehnungsfehlanpassung ab, bevor die eigentliche GaN-Schicht aufwächst. Die AlN-Nukleationsschicht dient dabei zunächst der chemischen Entkopplung, da Silizium bei den hohen Wachstumstemperaturen mit dem Ga-Precursor unerwünschte Reaktionen (Meltback-Etching) eingehen kann; die anschließenden gestuften AlGaN-Pufferschichten mit sukzessive abnehmendem Al-Gehalt bauen die kompressive Vorspannung auf, die später beim Abkühlen der Zugspannung durch die unterschiedliche Wärmeausdehnung entgegenwirkt. Erst dieses sorgfältig abgestimmte Schichtdesign macht es möglich, rissfreie GaN-Schichten von mehreren Mikrometern Dicke auf Silizium-Wafern aufzuwachsen, meist mittels MOCVD (Metal-Organic Chemical Vapor Deposition).

Die Gitterkonstanten von GaN und Silizium unterscheiden sich um rund 17 %, die Wärmeausdehnungskoeffizienten um mehr als 50 % – ohne Pufferschichten würde die GaN-Schicht beim Abkühlen von der Wachstumstemperatur (typisch über 1000 °C) auf Raumtemperatur reißen, da die thermische Fehlanpassung eine erhebliche Zugspannung im GaN-Film erzeugt. Die im vorherigen Absatz beschriebene gestufte AlGaN-Pufferarchitektur baut deshalb gezielt eine kompressive Gegenspannung auf, die diese thermische Zugspannung beim Abkühlen kompensiert.

Trotz Pufferstrategie bleibt eine relevante Versetzungsdichte zurück (typisch 10⁸–10⁹ cm⁻² bei GaN-on-Si, gegenüber 10³–10⁴ cm⁻² bei nativen SiC-Substraten) – ein Unterschied von rund fünf Größenordnungen, der unmittelbare Auswirkungen auf Sperrstromverhalten, Zuverlässigkeit unter dynamischer Belastung (Dynamic-On-Resistance-Drift) und Langzeitstabilität der Bauelemente hat. Diese Versetzungen wirken als Leckpfade und Rekombinationszentren und begrenzen letztlich, wie hoch die praktisch nutzbare Sperrspannung eines GaN-on-Si-Bauelements ausfallen kann, bevor Zuverlässigkeitsprobleme auftreten. Das erklärt den Kompromiss der Branche: GaN-on-Si für kosten- und flächengetriebene Anwendungen im Bereich bis etwa 650–900 V, GaN-on-SiC oder – für höchste Ansprüche – native SiC-Substrate, wo Zuverlässigkeit und Wärmemanagement im Vordergrund stehen und höhere Substratkosten in Kauf genommen werden.