CC BY
106ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ И МАРШРУТЫ TECHNOLOGICAL PROCESSES AND ROUTES
Обзорная статья
УДК 621.315.592.3(048.8)
doi:10.24151/1561-5405-2022-27-4-439-462
Ионное легирование карбида кремния в технологии приборов силовой электроники. Обзор
А. В. Афанасьев, В. А. Ильин, В. В. Лучинин
Санкт-Петербургский государственный электротехнический университет «ЛЭТИ» им. В. И. Ульянова (Ленина), г. Санкт-Петербург, Россия
Аннотация. Ионная имплантация - ключевая и безальтернативная технология легирования карбида кремния SiC в процессах изготовления 8Ю-приборов. SiC-технология имеет ряд отличительных особенностей по сравнению с Si-технологией ионного легирования. В работе проведен системный анализ современных технических решений, направленных на формирование методом ионной имплантации локальных легированных областей различного назначения для приборов силовой электроники на основе SiC Представлены результаты исследований, проведенных в СПбГЭТУ «ЛЭТИ». Исследования ориентированы на отработку и выбор режимов ионной имплантации алюминия и фосфора в 4Н-8Ю-структуру, обеспечивающих заданные концентрации легирующих примесей и геометрические размеры локальных ионно-легированных областей. Разработанные режимы ионной имплантации успешно реализованы при изготовлении образцов силовых 4Н^Ю МДП-транзисторов с рабочими напряжениями до 1200 В.
Ключевые слова: карбид кремния ионная имплантация, локальные легированные области, SRIM-моделирование, профили легирования, активационный отжиг
Финансирование: работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России (проект № 03.G25.31.0243).
Благодарности: авторы выражают благодарность М. В. Четвергову и К. А. Кара-бешкину за проведение процессов ионной имплантации на импланторе ИУББ-500, а также А. И. Михайлову за реализацию SRIM-моделирования и участие в обсуждении полученных результатов.
© А. В. Афанасьев, В. А. Ильин, В. В. Лучинин, 2022
Для цитирования: Афанасьев А. В., Ильин В. А., Лучинин В. В. Ионное легирование карбида кремния в технологии приборов силовой электроники. Обзор // Изв. вузов. Электроника. 2022. Т. 27. № 4. С. 439-462. doi: https://doi.org/10.24151/ 1561-5405-2022-27-4-439-462
Review article
Ion doping of silicon carbide in the technology of power electronics devices. Review
A. V. Afanasev, V. A. Ilyin, V. V. Luchinin
Saint Petersburg Electrotechnical University, Saint Petersburg, Russia [email protected]
Abstract. In the SiC device fabrication processes ion implantation is a key and non-alternative technology of silicon carbide doping. SiC technology has a number of distinctive features compared to the "silicon" ion doping technology. In this work, an analysis of modern technological solutions aimed at the formation of locally doped regions for various purposes by ion implantation for SiC-power electronics devices is carried out. The results of studies at ETU "LETI" are presented. These studies are focused on the development of Al and P implantations into 4H-SiC which provide the required doping levels and the geometric dimensions of locally doped regions. The developed implantation regimes have been successfully implemented for the manufacturing of power 4H-SiC MOSFETs samples with operating voltages up to 1200 V.
Keywords: silicon carbide SiC, ion implantation, local doping, TRIM simulation, doping profiles, activation annealing
Funding: the work has been supported by the Ministry of Education and Science of Russia (project No. 03.G25.31.0243).
Acknowledgments: the authors express their gratitude to M. V. Chetvergov and K. A. Karabeshkin for carrying out the ion implantation processes on the HVEE-500 implanter, as well as A. I. Mikhailov for the implementation of SRIM modeling and participation in the discussion of the results.
For citation. Afanasev A. V., Ilyin V. A., Luchinin V. V. Ion doping of silicon carbide in the technology of power electronics devices. Review. Proc. Univ. Electronics, 2022, vol. 27, no. 4, pp. 439-462. doi: https://doi.org/10.24151/1561-5405-2022-27-4-439-462
Введение. Несмотря на большой прогресс, достигнутый за последние три десятилетия в области ионного легирования карбида кремния SiC, данный процесс остается предметом интенсивных исследований ведущих мировых научных и технологических центров, поскольку имплантация является наиболее предпочтительной технологией локального легирования SiC и в настоящее время представляет собой единственный метод, используемый ведущими компаниями-производителями карбидокремниевой электроники.
Формирование на поверхности полупроводникового кристалла локальных областей с необходимыми типом проводимости, уровнем легирования и геометрическими размерами - одна из важнейших технологических задач при создании электронных компонентов [1, 2]. Для этих целей в кремниевой технологии широко используются ионная имплантация и диффузия. Применительно к созданию приборов на основе Б1С использование данных процессов имеет ряд особенностей и сопряжено с определенными техническими трудностями, которые не позволяют непосредственно перенести технологические решения локального легирования полупроводника из Бьтехнологии в Б1С-технологию [1].
Локальное легирование кремния. Для кремния локальное легирование основано на хорошо изученном и широко используемом процессе термодиффузии примесей. Данный процесс не может быть адаптирован к технологии приборов на основе Б1С в силу нескольких причин. По сравнению с в Б1С коэффициенты диффузии D легирующих примесей очень малы (рис. 1) и для достижения технологически приемлемых значений D необходимы высокие температуры (более 2000 °С) [3] или/и чрезвычайно длительные процессы. Кроме того, в условиях высоких температур образуется значительное количество точечных термических дефектов, создающих в запрещенной зоне Б1С глубокие уровни, которые приводят к компенсации полупроводника [4, 5]. В настоящее время не существует стабильных материалов, обеспечивающих надежное маскирование поверхности Б1С при высоких температурах и длительных процессах. Совокупность негативных факторов определила нецелесообразность применения диффузии в технологических маршрутах изготовления БЮ-приборов.
Ионная имплантация - единственный метод неростового локального легирования Б1С. Она обеспечивает формирование локальных легированных областей, управляемое пространственное распределение примесей за счет изменения энергии ионов с достижением воспроизводимости параметров формируемых структур. Основными отличиями ионной имплантации в Б1С по сравнению с являются более высокие энергии имплантируемых ионов (сотни килоэлектронвольт), использование повышенных температур Б1С-мишени в процессе ионной имплантации и необходимость высокотемпературного активационного отжига (>1500 °С) [6]. С учетом приведенных отличий традиционная Бьтехнология ионного легирования может быть адаптирована для формирования БЮ-приборов и в настоящее время фактически является базовым инструментом при создании подавляющего большинства коммерческой электроники на основе БЮ [3, 7], в производстве которой доминируют процессы формирования легированных областей методом эпитаксии [8, 9]. В табл. 1 проиллюстрирована роль процессов эпитаксии и ионной имплантации при создании карбидокремниевой электронной компонентной базы различного функционального назначения.
г,к
2500 2000 1500 1000 »" ' ' I ' ' 1 I '-----'-
о
Рис. 1. Температурные зависимости коэффициентов диффузии основных легирующих
примесей в Si и SiC [3] Fig. 1. Diffusion coefficients temperature dependencies for major dopants in Si and SiC [3]
Таблица 1
Роль процессов эпитаксии и ионной имплантации при создании карбидокремниевой электронной компонентной базы силовой электроники
Table 1
The role of processes of epitaxy and ion implantation in the fabrication of SiC devices for power electronic
Тип прибора Базовая эпитаксиальная Ионная имплантация
структура, параметры слоев
JBS (МР8)-диоды (600-1700 В) n-n+ Требуется
n-подложка (7-20 мкм, Nd-Na = 1015...1016 см-3) р+-слои: блокирующие и инжектирующие области, охранные системы
^-подложка (350 ± 20 мкм, 0,012-0,025 Омсм)
p-i-n-диоды (2000-15 000 В) p+-n-n+ Требуется
р+-подложка (2-5 мкм, Na-Nd = 1019...1020 см-3) р+-слои: охранные системы
n-подложка (20-150 мкм, Nd-Na = 1014...1015 см-3)
^-подложка (350 ± 20 мкм, 0,012-0,025 Омсм)
MOSFET (600-1700 В) n-n+ Требуется
n-подложка (7-20 мкм, Nd-Na = 1015...1016 см-3) р-слои: области индуцированного канала транзистора (р^е11)
^-подложка (350 ± 20 мкм, 0,025-0,05 Омсм) р+-слои: исток, охранные системы
«+-слои: исток
Цель настоящей работы - системный анализ современных технических решений, направленных на формирование методом ионной имплантации локальных легированных областей с ориентацией на наиболее коммерциализированную приборную нишу SiC - силовую электронику. Также представлены результаты исследований и разработок, проведенных в СПбГЭТУ «ЛЭТИ», в области силовой электроники на SiC, в частности создание диодных и транзисторных структур с использованием технологии ионного легирования SiC акцепторами и донорами - алюминием и фосфором.
Особенности ионной имплантации в SiC. Основными легирующими примесями в SiC аналогично Si являются элементы V группы (доноры) и III группы (акцепторы). Легирование n-типа осуществляется главным образом ионами азота или фосфора. Если необходимо сформировать сильнолегированную и-область (>> 10 19см-3), то использование фосфора наиболее предпочтительно, так как азот имеет меньшую растворимость и характеризуется комплексообразованием [10], что ограничивает его электрическую активность на уровне 4-10 см- (табл. 2). Для формирования умеренно легированных и-областей выбор типа примеси и температуры имплантации не имеет решающего значения [3].
Алюминий является основным акцептором, используемым как в технологиях объемного роста и эпитаксии SiC, так и при ионной имплантации. Это обусловлено тем, что альтернативный акцептор - бор - как правило, не используется в промышленном производстве силовых SiC-приборов и может вызвать ряд нежелательных эффектов:
- низкую эффективность ^-эмиттеров, обусловленную большей по сравнению с алюминием энергией ионизации бора (см. табл. 2);
- большую по сравнению с алюминием температуру активационного отжига (рис. 2);
- эффекты аномальной диффузии в SiC.
Таблица 2
Энергия ионизации и предел растворимости основных примесей в 4H-SiC [10-13]
Table 2
Ionization energy and solubility limit of major dopants in 4H-SiC [10-13]
Энергия ионизации (гексагональная решетка / кубическая решетка), мэВ Предельная концентрация активированной примеси, см-3
Примесь Предел растворимости, см-3
Азот 61/125 2-1020 4-1019
Фосфор 60/120 11021 11021
Алюминий 198/201 2-1021 2-1021
Бор 280 2-1020 2-1020
Анализируя процессы аномальной диффузии бора в карбид кремния, необходимо отметить следующее. Наряду с более высоким по сравнению с алюминием коэффициентом диффузии (см. рис. 1), бор имеет особенности распределения (рис. 3), проявляющиеся в формировании приповерхностных (большие концентрации, малые коэффициенты диффузии) и объемных (наоборот, меньшие концентрации, большие коэффициенты диффузии) областей [11]. С одной стороны, это позволяет создавать плавные и глубокие ^-и-переходы. Однако при формировании активных ионно-имплантированных карманов субмикронных размеров это представляет определенную сложность при воспроизводимости топологии, поскольку необходимо учитывать латеральное распределение бора в приповерхностной области приборной структуры. Тем не менее в работе [16] продемонстрирована успешная реализация высоковольтных 4H-SiC JBS-диодов, где система охранных колец (характерные размеры единицы микрометров) выполнена на основе имплантированного бора с использованием свойства его аномальной диффузии в SiC.
100
0
1 80
о. с
S S
я а а
60
о £
40
20
т--- I
- АХ*/
■ в+/ ■
- • 1
1400 1500 1600 1700
Температура отжига, °С
Рис. 2. Зависимость уровней активации алюминия и бора, имплантированнных в SiC, от температуры отжига (имплантации проведены при комнатной
температуре) [14] Fig. 2. Activation levels of Al and B implanted in SiC as function of annealing-temperature (the implantations were performed at room temperature) [14]
0,4 0,6 Глубина, мкм
Рис. 3. Концентрационные профили бора, полученные с помощью ВИМС, и концентрация акцепторов, определенная C-V-методом (после
отжига при температуре 1700 °C) [15] Fig. 3. Boron doping profiles obtained by SIMS and net acceptor concentration measured by C-V method (after annealing at temperature 1700 °C) [15]
Перечислим особенности ионной имплантации в SiC, отличающие данную технологию от Si-технологии.
1. Формирование глубоких легированных слоев требует более высоких энергий ионов в пучке, поскольку SiC имеет большую атомную плотность (9,6-1022 ат./см3) по
22 3
сравнению с Si (5-10 ат./см ), что усиливает торможение ионов.
Задача глубокого ионного легирования может решаться стандартным способом -увеличением энергии ионного пучка, падающего на образец (рис. 4) [17]. При этом образец устанавливается таким образом, чтобы исключить эффект каналирования - аномально глубокого проникновения части ионов вдоль кристаллографических низкоиндексных осей, если направление падающего ионного пучка меньше критического угла [18] по отношению к таким осям. Каналирование чаще всего является нежелательным эффектом. Как правило, ионная имплантация выполняется в разориентированные относительно направления падения ионного пучка монокристаллические образцы, чтобы исключить вероятность данного нежелательного процесса и реализовать так называемую «случайную» имплантацию в мишень в отсутствие эффекта каналирования [19, 20]. С этой же целью применяются слои SiO2 толщиной до 30 нм, маскирующие имплантируемые поверхности [21].
Пробеги и профили внедренной примеси после имплантации хорошо моделируются методом Монте-Карло с использованием программного пакета SRIM (Stopping and Range of Ions in Matter) [22]. Экспериментальные измерения концентрационных профилей обычно проводятся методом вторичной ионной масс-спектрометрии (ВИМС) или C-F-методом. На рис. 5 показаны концентрационные ВИМС-профили имплантированного в SiC (0001) азота при различных углах имплантации. Рассчитанный в программе SRIM профиль практически совпадает с экспериментальным при alpha = 7°, начиная с которого эффект каналирования проявляется минимально. Из рисунка видно, что подавление каналирования можно реализовать при углах имплантации более 5° относительно оси [0001] [3].
Глубина, мкм
Рис. 4. Концентрационные ВИМС-профили алюминия, имплантированного в SiC при
различных энергиях [17] Fig. 4. Concentration SIMS profiles of aluminum implanted in SiC at different energies [17]
Глубина, мкм
Рис. 5. Концентрационные ВИМС-профили азота, имплантированного в SiC (0001) при различных углах (энергия и доза составляют
100 кэВ и 1015 см-2 соответственно) [3] Fig. 5. Concentration SIMS profiles of nitrogen implanted in SiC (0001) at different angles (energy and dose are 100 keV and 1015 cm-2, respectively) [3]
В современном производстве силовых SiC-приборов при формировании глубоких профилей легирования часто используют эффект каналирования. Считается, что имплантация с каналированием в оптимальных условиях может иметь неоспоримые преимущества относительно «случайной» имплантации:
- возможность формирования профилей легирования глубиной в единицы микрометров при ускоряющих напряжениях в несколько сотен киловольт с использованием стандартных импланторов кремниевого производства (рис. 6);
- уменьшение количества смещаемых в процессе имплантации атомов С и Б1, поскольку в каналах существенно ограничены упругие столкновения легирующих ионов с атомами мишени;
- формирование глубоких профилей легирования без использования толстых (для более 1,5 мкм) маскирующих покрытий (обязательны при использовании высокоэнергетических пучков), что позволяет повысить разрешающую способность литографии при создании топологии локально легированных областей.
Глубина, мкм Глубина, мкм
а б
Рис. 6. Концентрационные ВИМС-профили алюминия, имплантированного в SiC при комнатной температуре с энергией 100 кэВ тремя разными дозами (D1<D2<D3): а - «случайная» имплантация; б - имплантация с использованием эффекта каналирования (нормальное падение ионного
пучка на плоскость (0001)) [19] Fig. 6. Concentration SIMS profiles of 1GG keV aluminum implanted in SiC at room temperature with three different doses (D1<D2<D3): a - random incident implantation; b - channeling implantation
(ion beam incidents normally on (GGG1) plane) [19]
2. Процесс ионной имплантации осуществляется при повышенных температурах мишени (более 400 °C).
При имплантации в SiC, как и при имплантации в Si, с ростом дозы накапливаются радиационные дефекты вплоть до аморфизации мишени. Вследствие более низких пороговых энергий смещения атомов углерода по сравнению с кремнием при малых дозах имплантации разупорядочение C-подрешетки происходит легче, чем Si-подрешетки [23]. В то же время аморфизация углеродной и кремниевой подрешеток имеет место практически при одинаковой дозе имплантации [24]. Для SiC при проведении процесса при комнатной температуре критическая доза, выше которой имплантированная область становится аморфной, составляет примерно 1-5-1015 см-2 [3]. Высокотемпературный активационный отжиг аморфизованного SiC в результате высокодозовой ионной имплантации не гарантирует восстановления кристаллической решетки до структуры исходного политипа, как это обычно происходит в Si. Поэтому при имплантации боль-
ших доз примеси для динамической аннигиляции дефектов, созданных ионным каскадом, ионное легирование проводят в условиях повышенных температур (400-900 °С), что существенно подавляет аморфизацию SiC-мишени [25]. Следует отметить, что преимущества «горячей» имплантации незначительны при малых дозах облучения. Например, в «горячей» имплантации нет необходимости, когда требуется доза в диапазоне 10-1014 см-2 [3].
Особенности процесса каналирования для имплантации при повышенных температурах исследованы в работах [19, 26]. Из рис. 7 видно, что влияние эффекта каналирования снижается с ростом температуры мишени вследствие тепловых колебаний и уменьшения сечения каналов [19]. Тем не менее даже при температуре мишени 600 ^ достигается глубина, в 3-4 раза превышающая глубину при «случайной» имплантации (см. рис. 6, а). Как следует из рис. 8, профили каналирования ионов бора для имплантации при комнатной температуре и температуре 400 °С сопоставимы, в то время как для ионов 27Л1+ и еще больше для ионов 71Ga+ глубина каналирования при повышении температуры резко уменьшается. Таким образом, влияние тепловых колебаний на сечения каналов для ионов 11Б+ невелико по сравнению с ионами 27Л1+ и 71Ga+, где эффективные сечения каналов относительно малы [26].
Глубина, мкм
Рис. 7. ВИМС-профили алюминия (100 кэВ, доза 2Т014 см-2), имплантированного в 4H-SiC в направлении [000-1] при различных температурах [19]
Fig. 7. SIMS profiles of Al implanted in 4H-SiC along [000-1] (100 keV, 2-1014 cm-2) at different temperatures [19]
0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 Глубина, мкм
Рис. 8. ВИМС-профили акцепторных примесей (B - 50 кэВ, Al - 100 кэВ, Ga - 240 кэВ), имплантированных в 4H-SiC в направлении [000-1] при комнатной температуре и температуре 400 °C [26] Fig. 8. SIMS profiles of acceptors (B - 50 keV, Al -100 keV, Ga - 240 keV) implanted in 4H-SiC along [000-1] at room temperature and at temperature 400 °C [26]
3. Активация внедренной примеси и восстановление кристаллической решетки SiC требуют использования более высокотемпературного активационного отжига
(> 1500 °Г).
Независимо от дозы и температуры имплантации для электрической активации
внедренных примесей и восстановления структуры кристаллической решетки требуется
высокотемпературный (> 1500 °С) постимплантационный отжиг. Из-за чрезвычайно
низких значений D в SiC (см. рис. 1) скорость диффузии большинства имплантирован-
ных примесей при постимплантационных отжигах мала, что практически полностью
сохраняет форму концентрационного профиля и геометрические размеры исходной
ионно-легированной области (рис. 9).
Рис. 9. Распределение по глубине атомов фосфора, имплантированного в 4H-SiC после имплантации и отжига в атмосфере Ar при
температуре 1600 °C в течение 30 мин [3] Fig. 9. Depth profiles of phosphorus atoms implanted in 4H-SiC: as-implanted and after annealing in Ar at temperature 1600 °C for 30 min [3]
1300 1400 1500 1600 1700 1800 Температура отжига, °C
Рис. 10. Зависимость степени электрической активации примесей n- и p-типов, имплантированных в SiC при комнатной температуре (доза имплантации 11014 см-2) от температуры отжига [27]
Fig. 10. Electrical activation level of n- and p-type dopants (N, P and Al) implanted in SiC at room temperature (implantation dose 11014 om-2) as function of annealing-temperature [27]
Как видно из рис. 10, доля электрически активных примесей n- и p-типа даже при температурах отжига 1400-1500 °C очень низка. C повышением температуры отжига (1500-1600 °С) наблюдается ее значительный рост. При температуре 1650 °С достигается практически полная активация. В качестве примера на рис. 11 показано поверхностное сопротивление 4H-SiC в зависимости от дозы имплантированных N -, P - и Al-ионов при комнатной температуре и при температуре 500 °C с последующим актива-ционным отжигом при температуре 1700 и 1800 °С [27]. Имплантация ионов проводилась при различных энергиях и дозах для получения «прямоугольного» (box) профиля глубиной около 200 нм. Из рисунка видно, что при имплантации с дозами менее 10 см-нет существенной разницы в уровне актива-
5
О
и х х
10
н
о о. с о
ю-1
Ю
о
X
X
с.
10'
-I
-К
-Р, -А1, г - А1
тТ-
г= , т , т
= 25 °С = 500 °С 500 °С = 25 °С = 500 °С
10
14
10
15
Доза, см
-2
10
16
Рис. 11. Зависимость поверхностного сопротивления ионно-легированных (N, P и Al) областей 4H-SiC от дозы имплантированных ионов [27]
Fig. 11. Implanted dose dependence of sheet resistance of ion-doped (N, P and Al) 4H-SiC layers [27]
ции примесей, внедренных при комнатной
температуре и при «горячей» имплантации, а при имплантации с высокими дозами значительно изменяются электрические свойства слоев при температуре 500 °С. Кроме того, ионное легирование азотом высокими дозами не приводит к увеличению проводимости п-слоя (см. табл. 2), что, по-видимому, связано с комплексообразованием простых точечных дефектов и примеси [4, 28]. При формировании легированных областей п-типа лучший эффект активации достигается при имплантации фосфора по сравнению с азотом. Поэтому в настоящее время легирование п-типа в 4Н-Б1С МДП-транзисторах обычно проводят с использованием имплантации фосфора, а температуру имплантации, как правило, ограничивают до 500 °С [27].
Важным практическим аспектом является выбор времени постимплантационного отжига. Фактически большинство экспериментальных работ по исследованию электрической активации имплантированных легирующих примесей в SiC относятся к «стационарной» активации, которая предполагает длительное время отжига, обеспечивающее максимальную электрическую активацию примеси для данной концентрации имплантированного вещества и температуры отжига. Установлено, что имплантированные в SiC примеси могут быть эффективно активированы путем отжига при температуре выше 1600 °C (см. рис. 10) в течение 30 мин [3, 27].
4. Возможное изменение состава и структуры поверхности SiC в результате диссоциативного испарения при высокотемпературном активационном отжиге.
Помимо имплантационных радиационных дефектов важной проблемой, характерной для бинарного полупроводника SiC, является деградация поверхности, вызванная высокотемпературным отжигом. Известно, что при температурах отжига в вакууме выше 1000 °C происходит десорбция Si с SiC-поверхности, приводящая к ее графити-зации и формированию нежелательного микрорельефа. В ряде работ предложены методы устранения данного эффекта, основанные на создании избыточного давления Si над SiC-поверхностью. Избыточное давление обеспечивается как при использовании газообразного источника Si (отжиг в атмосфере Ar + SiH4 [29]), так и Si из твердой фазы (SiC-покрытия деталей арматуры камеры отжига [30]).
Результаты исследований влияния имплантации фосфора и алюминия и высокотемпературного отжига на морфологию поверхности 4H-SiC, проведенных методом атомно-силовой микроскопии (АСМ), приведены на рис. 12 [31]. Из-за разориентации кристалла (4° от [0001]), необходимой для получения качественных 4H-SiC эпитакси-альных слоев [32], поверхность неимплантированного образца (см. рис. 12, а) имеет небольшие параллельные ступени со среднеквадратичной (RMS) шероховатостью, равной 0,12 нм. После отжига при температуре 1650 °C в течение 30 мин в атмосфере Ar + SiH4 слои, имплантированные фосфором и алюминием, демонстрируют похожую морфологию (см. рис. 12, б, в). Она состоит из больших ступеней, параллельных исходным, наблюдаемым до имплантации (см. рис. 12, а). Характерные RMS-шероховатости для образцов, легированных фосфором и алюминием, составляли 7,89 и 10,9 нм соответственно [31]. Наблюдаемая трансформация морфологии связана как с десорбцией Si, так и с дефектами поверхности кристалла, индуцированными ионной имплантацией. На поверхности создается высокая плотность оборванных связей, что обеспечивает высокую подвижность поверхностных атомов и стимулирует их миграцию, направленную
Рис. 12. Морфология поверхности 4H-SiC образцов, полученная с помощью АСМ-сканирования: а - неимплантированный образец; б, в - соответственно образцы n- и ^-типа после отжига при
температуре 1650 оС в течение 30 мин [31] Fig. 12. Surface morphology of 4H-SiC samples obtained by atomic force microscopy: a - non-implanted sample; b - implanted n-type sample annealed at temperature 1650 °С for 30 min; c - implanted ^-type sample annealed at temperature 1650 °С for 30 min [31]
на минимизацию поверхностной энергии кристалла в процессе высокотемпературного отжига. При этом избыточное давление Si не может полностью решить проблему шероховатости поверхности [29].
Следует отметить, что вследствие высокой поверхностной энергии в SiC процесс миграции поверхностных атомов особенно интенсивен. Для минимизации влияния данного процесса поверхность SiC может быть покрыта такими материалами, как SiO2, AlN или С, которые препятствуют перемещению поверхностных атомов при активаци-онном отжиге. На сегодняшний день применение углеродного защитного слоя (С-слой) -наиболее распространенный подход для предотвращения десорбции Si и образования больших ступеней [32, 33]. Защитный С-слой обычно формируется путем отжига фоторезиста при температуре около 800 °С в атмосфере аргона [33]. В некоторых случаях вместо фоторезиста используют напыление углеродного слоя на поверхность образца. После процесса постимплантационного отжига защитный С-слой удаляют обработкой в кислородной плазме или термическим окислением при температурах 700-800 °С. Из рис. 13 видно, что образец, подвергнутый высокотемпературному постимплантацион-ному отжигу без защитного С-слоя, имеет ярко выраженную ступенчатую поверхность и RMS-шероховатость около 19 нм. При этом практически гладкая морфология (RMS = 2,4 нм), сравнимая с исходным материалом, сохраняется в образце с защитным С-слоем после отжига при температуре 1700 °С [34].
Рис. 13. Морфология ионно-имплантированной алюминием поверхности 4H-SiC после активаци-онного отжига при температуре 1700 °C, полученная методом АСМ: а - без защитного слоя
(RMS = 19 нм); б - с защитным слоем (RMS = 2,4 нм) [33] Fig. 13. Surface morphology of aluminum implanted 4H-SiC samples after activation annealing at 1700 °C obtained by atomic force microscopy: a - without a protective layer (RMS = 19 nm); b - with
a protective layer (RMS = 2.4 nm) [33]
Очевидно, что условия постимплантационного отжига и, следовательно, морфология и электронные свойства имплантированных поверхностей SiC могут оказывать сильное влияние на электрические свойства контактов и изготовленных на них устройств. Например, омические контакты Ti/Al, сформированные на защищенной поверхности 4H-SiC (см. рис. 13, б), показали в среднем более низкое удельное контактное сопротивление (порядка 10-4 Ом-см2) по сравнению с контактами, сформированными на незащищенной поверхности (см. рис. 13, а) [34].
Таким образом, с учетом рассмотренных особенностей ионного легирования SiC технологический маршрут формирования локально легированных областей в SiC методом ионной имплантации можно представить в виде блок-схемы (рис. 14).
Подготовка образца (RCAI, RCA2, HF)
Нанесение маски требуемой толщины (Si02 или фоторезист), фотолитография
Использование
эффекта каналирования. Подложка 4Н-81С [0001] ориентирована параллельно пучку или отклонена на угол не более 3°
Имплантация проводится при комнатной температуре
Имплантация проводится при повышенной
температуре
Ионная имплантация. Выбор ионов (К Р, В, А1,...), энергии, дозы облучения (ток, время) и количества имплантаций при формировании Ьох-профиля требуемой глубины
Загрузка образца в
имплантор и позиционирование относительно ионного пучка
Стандартный режим «аморфная» мишень). Подложка 4Н-81С[0001] разориентирована относительно пучка на угол более 5
Имплантация проводится при повышенной температуре
Имплантация проводится при комнатной температуре
Цикл ионной имплантации продолжается
Удаление защитного покрытия
Высокотемпературный
(> 1500 °С) активационный отжиг в атмосфере аргона
Нанесение защитного покрытия (графит) -cap layer
Удаление SiCh-маски
Цикл ионной имплантации завершен
Рис. 14. Технологический маршрут ионной имплантации в SiC Fig. 14. Operations sequence of ion implantation in SiC
Формирование ионно-имплантированных областей при изготовлении приборов силовой электроники на основе 4Н-81С. В настоящее время наиболее востребованными приборами силовой электроники на основе Б1С являются JBS-диоды и МДП-транзисторы (МОББЕТ). Ввиду более сложных архитектуры и технологической реализации и, как следствие, высокой стоимости транзисторные структуры и их элементы являются предметом интенсивных исследований, проводимых ведущими компаниями-производителями БЮ-приборов и мировыми научными центрами. В настоящее время в основном применяются два типа структур силовых вертикальных МДП-транзисторов: планарный - с горизонтальным расположением канала (рис. 15, а) и траншейный - с каналом, расположенным на вертикальной стенке канавки (рис. 15, б). Транзисторы планарного типа просты в изготовлении, а для создания транзисторов траншейного типа необходимо проводить профилирование поверхности. Кроме того, более высокая скорость роста SiO2 на боковых стенках канавки (для Si-грани (0001)) и высокая напряженность поля на ее дне создают дополнительные технологические сложности [35]. К преимуществам транзисторов траншейного типа относятся более высокая плотность расположения ячеек, что позволяет снизить приведенное сопротивление во включенном состоянии (на единицу площади кристалла), и более высокая подвижность носителей заряда в плоскости (11-20) [36, 37], чем для Бьграни (0001).
Рис. 15. Типы силовых МДП-транзисторов: а - планарный (DMOSFET); б - траншейный Fig. 15. Types of power MOSFETs: a - planar (DMOSFET); b - trench
Активной частью силового МДП-транзистора является низколегированный n-слой (дрейфовая область) со сформированными в нем ионной имплантацией p-, n-и p-областями, типичные параметры которых представлены в табл. 3. Высоколегированная p-область выполняет роль контакта к p-области и формируется для выравнивания потенциала между p-областью и истоком для нейтрализации паразитного n-p-n-транзистора.
Таблица 3
Параметры локально легированных областей SiC-приборов [3]
Table 3
Parameters of selective-doped regions of SiC devices [3]
Область Глубина, мкм Уровень легирования, см 3
Исток (p+, n+) 0,2-0,3 1019 -1020
p-карман 0,4-0,7 1017-1018
JTE, охранные кольца 0,4-0,8 1016-1017
Силовые вертикальные МД11-транзисторы состоят из массива ячеек [38], что позволяет эффективно использовать площадь полупроводникового кристалла и формировать транзистор с низким сопротивлением во включенном состоянии за счет широкого канала. Наиболее часто используют линейные, прямоугольные (квадратные) и гексагональные ячейки [38]. Преимуществом использования линейных ячеек является возможность применения однослойной металлизации, для прямоугольных и гексагональных ячеек необходима двухслойная металлизация. Однако прямоугольные и гексагональные ячейки имеют более высокую плотность упаковки, что позволяет достичь более низкого сопротивления во включенном состоянии на единицу площади полупроводникового кристалла.
В работе [39] описаны спроектированные и изготовленные МДП-транзисторы пла-нарного типа как более простые по сравнению с транзисторами траншейного типа, демонстрирующие потенциал силовых МДП-транзисторов на 4H-SiC. При проектировании использовали программный пакет Medici TCAD. Транзистор сформирован из массива гексагональных ячеек и плавающих охранных колец, расположенных по периметру прибора (рис. 16).
Рис. 16. Структура 4H-SiC МДП-транзистора: а - вид сверху; б - боковое сечение [39] Fig. 16. Structure of 4H-SiC MOSFET: a - top view; b - cross section [39]
Для формирования ячейки транзистора требуется имплантация алюминия (р- и р+-слои) и фосфора (и+-слои) (рис. 17). Уровень легирования р-области, глубину ее залегания и длину канала определяли напряжением пробоя прибора и рассчитывали таким образом, чтобы избежать прокола р-области в закрытом состоянии транзистора, когда область обеднения р-и-перехода, образованного р-областью и дрейфовым и-слоем, достигает и-области стока транзистора. На основании данных табл. 2 и предварительных расчетов сформулированы следующие требования к ионно-имплантиро-ванным областям ячейки транзистора (см. рис. 17):
- р-область - глубина 600-700 нм; концентрация 10 см ; алюминий;
- и+-область - глубина 150-200 нм; концентрация 1020 см-3; фосфор;
- р+-область - глубина 150-200 нм; концентрация 1020 см-3; алюминий.
Рис. 17. Гексагональная ячейка МДП-транзистора: а - боковое сечение; б - вид сверху [39] Fig. 17. Hexagonal unit cell of MOSFET: a - cross section; b - top view [39]
'S 1021
0
g 10:o u
1 10"
с «
s a
я
Q. -
S
D —
X
о
10'
10'
101
MOSFET n [P]
■ / If X t ......30k ......50 к эВ, 2el4 см** эВ, Зе14 см * юВ, бе14 см * i
a -Toc
;
; \ \
100 200 300 Глубина, hm в
400
Рис. 18. Результаты моделирования в программном пакете TRIM box-профилей распределения примесей при ионной имплантации в 4H-SiC: а - ^-область (алюминий); б - ^-область
(алюминий); в - п+-область (фосфор) Fig. 18. TRIM-simulated box implantation profiles of dopants in 4H-SiC: a - ^-well (Al); b -_p+-region (Al); c - n+-region (P)
При создании ионно-имплантированных слоев с профилем легирования прямоугольной формы (box-профилей) требуемой глубины и концентрации примеси необходимо проведение многократных имплантаций с разными энергиями и дозами ионов. Для решения этой задачи процессы ионной имплантации моделировали методом Монте-Карло, учитывающим поведение большого количества имплантированных ионов, с помощью программного пакета TRIM, входящего в SRIM [22]. Результаты расчетов представлены на рис. 18. Из рисунка видно, что технологические циклы формированияp-, p - и и+-областей ячейки МДП-транзистора содержат пять, три и три имплантационных процесса соответственно. Основные параметры ионной имплантации формирования этих слоев, обеспечивающие выполнение указанных требований, приведены в табл. 4.
Таблица 4
Параметры ионной имплантации для формирования p-, p+- и я+-областей
ячейки МДП-транзистора
Table 4
Ion implantation parameters for the formation of p-, p+- and «+-regions
of the MOSFET-cell
Ионы Область Энергия, кэВ Доза, см 2 Температура, °С
Al P 40 3-1012 500
80 6-1012 500
140 1-1013 500
220 1,51013 500
350 3-1013 500
Al + P 30 4-1014 500
50 2-1014 500
80 7,5-1014 500
P + n 30 2-1014 500
50 3-1014 500
100 6-1014 500
Экспериментальные результаты и их обсуждение. На стадии отработки технологии формирования ионно-имплантированных областей, а также при изготовлении образцов МД11-транзисторов процессы ионной имплантации алюминия и фосфора проводили с использованием 4H-SiC эпитаксиальных структур типа n-n+. Легированные азотом n-слои выращены методом CVD-эпитаксии на поверхности n+^H-SiC-подложек диаметром 100 мм со стандартной разориентацией от плоскости (0001), равной 4°. Толщины эпитаксиальных слоев и уровни их легирования составляли 11 мкм и 5-1015 см-3 соответственно. Такие параметры обеспечивают возможность создания диодных и транзисторных структур с максимальными напряжениями до 1200 В [9]. Предварительные исследования проведены на образцах указанных эпиструктур размером 10^12 мм.
Имплантацию ионов фосфора и алюминия проводили на ускорителе ионов HVEE-500 (High Voltage Engineering Europe B.V.), технические параметры которого обеспечивали необходимые дозы, энергию ионов, а также температуру нагрева образцов. Облучение осуществляли под углом 7° к нормали образца, что характерно для «кремниевых» им-планторов. Поэтому при загрузке в камеру образцы ориентировали так, чтобы угол падения ионного пучка относительно направления [0001] Si составлял 11° (рис. 19). Такое размещение образца обеспечивает стандартный режим имплантации в отсутствие кана-лирования (см. рис. 14).
Рис. 19. Ориентация образца в камере имплантора HVEE-500 Fig. 19. Sample orientation in the HVEE-500 implanter chamber
Активационный отжиг ионно-имплантированных образцов проводили в атмосфере аргона при температуре 1600 °С в течение 20 мин. Предварительно на поверхность структуры с имплантированными алюминием и фосфором наносили фоторезист, который впоследствии графитизировался при температуре 850 °С в течение 120 мин, формируя защитный С-слой. Для проведения последующих измерений профилей распределения примесей методом ВИМС и электрической характеризации ионно-имплантированных слоев защитный С-слой удаляли в кислородной плазме.
Концентрационные профили в ионно-имплантированных областях измеряли методом ВИМС на спектрометре IMS-4F (САМЕСА) при травлении поверхности образцов первичными ионами 02+ с энергией пучка 5,5 кэВ и токе 700 нА. Для минимизации эффекта зарядки образца при необходимости использовали золотое покрытие.
Следует отметить, что особое внимание уделено исследованиям ^-области ячейки (см. рис. 17, а), в которой формируется инверсионный канал МДП-транзистора. Известно, что уровень легирования ^-области оказывает существенное влияние как на пороговое напряжение, так и на подвижность носителей в канале транзистора. Поэтому контроль электрической активации алюминия и профиля легирования этой области является ключевым фактором воспроизводимости характеристик приборных структур. На рис. 20 в качестве примера приведены профили распределения алюминия при однократной имплантации в 4И-Б1С до и после активационного отжига, полученные методом ВИМС. Из рисунка видно, что постимплантационный отжиг не приводит к заметному изменению распределения алюминия в образцах, что является ожидаемым ввиду его малых коэффициентов диффузии в Б1С при температуре 1600 °С (см. рис. 1). Отметим, что экспериментально полученные профили распределения алюминия практически полностью соответствуют результатам БШМ-моделирования в части достижения максимальных значений уровней легирования и формы концентрационного профиля, за исключением «хвостовых» частей. По всей видимости, при разориентации мишени, равной 11°, имеет место так называемый scatter-in-эффект каналирования, проявляющийся при больших углах наклона ионного пучка относительно нормали к поверхности и при достаточно высоких энергиях ионов [20]. Этот эффект обусловлен тем, что часть ионов с высокой энергией после серии столкновений с атомами мишени может попасть в канал и пройти большее расстояние без рассеяния. Это приводит к уширению «хвостовой» части распределения примеси в 4И-БЮ-эпислое даже при отсутствии обычного каналирования, когда ионный пучок падает нормально на плоскость с малыми значе-
Рис. 20. ВИМС-профили распределения алюминия в 4H-SiC в результате моноэнергетических имплантаций до и после активационного отжига: а - 140 кэВ, 1013 см 2; б - 350 кэВ, 3•Ю13 см 2 Fig. 20. SIMS profiles of aluminum implanted in 4H-SiC for single energy-implantations before
and after activation annealing: a - 140 keV, 1013 сm2; b - 350 keV, 3-10
13 -2 13 ОТ 2
ниями индексов Миллера и ионы сразу попадают в канал. Поэтому пакет моделирования TRIM, в котором не учитывается каналирование, не позволяет корректно спрогнозировать поведение «хвоста» распределения имплантированной примеси.
На рис. 21 представлены ВИМС-профили распределения алюминия в 4H-SiC ^-области. Прямоугольный профиль легирования получен с помощью пяти импланта-ционных процессов (см. табл. 3). По результатам измерений методом Холла установлено, что степень активации алюминия в ^-области составляла 96-98 %. Это удовлетворительно соотносится с данными на рис. 2 и позволяет впоследствии использовать описанный режим активационного
отжига. На рис. 22 приведены профили
+ +
распределения примесей для p - и n -областей ячейки МДП-транзистора. Профили также получены с помощью многократных имплантаций в соответствии с данными табл. 3. Как и для моноэнергетических имплантаций, общим для всех областей является наличие уширенных задних фронтов распределения алюминия и фосфора, что, вероятно, обусловлено scatter-in-каналированием.
Глубина, нм Глубина, им
а б
Рис. 22. ВИМС-профили распределения алюминия и фосфора до и после активационного отжига
в 4H-SiC p-области (а) и n-области (б) соответственно Fig. 22. SIMS profiles of aluminum inp+-region (a) and B in n+-region (b) implanted in 4H-SiC before
and after activation annealing
Следует отметить, что на эффект scatter-in-каналирования также влияет наличие оксида на поверхности подложки. В случае обычного каналирования с увеличением толщины оксидного слоя глубина залегания имплантированной примеси уменьшается из-за увеличения рассеяния ионов в оксиде. В случае scatter-in-каналирования при отклонении ионного пучка от нормали к поверхности с увеличением толщины оксида глубина залегания примеси увеличивается, так как с ростом количества столкновений в оксиде повышается вероятность рассеяния ионов на такой угол, который обеспечит их попадание в канал при переходе в подложку. В дальнейшем при достижении некоторой толщины оксида глубина проникновения примеси становится максимальной. Таким
's ю-
s- Ю2
§ 10: 1101
S 10'
I Ю1
£ Ю'
и 1 л!
я 10
3 ю1
1 |A1 Full Box
-TRIM a BIIMC 1 о BIIMC (акт.)
f Cp_ 1
[
200 400 600 800 1000 Глубина, нм
Рис. 21. ВИМС-профили распределения алюминия в 4H-SiC р-области до и после
активационного отжига Fig. 21. SIMS profiles of aluminum implanted in 4H-SiC (^-well) before and after activation annealing
образом, при имплантации через оксид или при серии последовательных имплантаций существуют два конкурирующих процесса: рассеяние ионов из-за аморфизации структуры, что приводит к сужению профилей распределения, и scatter-in-каналирование, которое уширяет профиль распределения. Первый эффект преобладает при сравнительно низких энергиях ионов (для алюминия при имплантации через оксид порядка 30 кэВ), второй - при высоких энергиях (для алюминия при имплантации через оксид более 70 кэВ) [40].
По результатам проведенных исследований отработаны и выбраны оптимальные для имеющегося технологического оборудования режимы ионной имплантации, включенные в технологический маршрут изготовления 4Н-БЮ МДП-транзистора. Изготовлены и охарактеризованы образцы 4Н-БЮ МДП-транзисторов с гексагональной ячейкой (см. рис. 16) [39]. С использованием методики, изложенной в работе [41], на рис. 23 представлено РЭМ-изображение ячейки транзистора с соответствующими локально легированными p-, р- и п-областями.
Рис. 23. РЭМ-изображение ячейки силового 4H-SiC МДП-транзистора Fig. 23. SEM cross section of the unit cell of power 4H-SiC MOSFET
Заключение. Проведенный системный анализ современных технических решений, направленных на формирование методом ионной имплантации локальных легированных областей различного назначения для приборов силовой электроники на основе SiC, показал следующее.
Для 4Н-БЮ-приборов фосфор и алюминий - наиболее часто используемые легирующие примеси донорного и акцепторного типов соответственно. Их имплантируют при температуре мишени 300-500 °С с последующей электрической активацией при температуре 1500-1800 °С. Для исключения деградации поверхности SiC образец герметизируют защитным слоем на основе углерода.
Полная активация легирующих примесей обычно достигается при низких дозах им-
15 —2
плантации, а частичная - при дозах, превышающих 10 см . Неполная ионизация алюминия из-за высокой энергии активации при комнатной температуре является типичной проблемой легирования р-типа независимо от имплантированной дозы. Контроль процесса активации и точное знание глубин профилей электрически активных примесей определяют параметры диодных и транзисторных структур, включая удельное контактное сопротивление, пороговое напряжение, подвижность носителей заряда в канале.
В процессе разработки технологии создания силовых МДП-транзисторов в рамках системных исследований, ориентированных на отработку и выбор режимов ионной имплантации алюминия и фосфора в 4Н-БЮ при создании локальных областей с требуе-
мыми концентрациями легирующих примесей и геометрическими размерами, определены базовые технологические параметры ионного легирования SiC. Установлено, что при «горячей» (500 °С) имплантации ионов алюминия и фосфора и последующего ак-тивационного отжига при температуре 1600 °С в течение 20 мин происходит практически полная электрическая активация внедренных примесей. Во всех выполненных ис-следованниях ионно-имплантированных структур наблюдается уширение заднего фронта концентрационного профиля, что, по-видимому, вызвано эффектом scatter-in-каналирования при имплантации в отклоненные на 11° от оси [0001] эпиструктуры.
Разработанные режимы ионной имплантации успешно реализованы при изготовлении образцов силовых 4H-SiC МДП-транзисторов с рабочими напряжениями до 1200 В.
Литература
1. Лучинин В. В. Технологии превосходства. Карбид кремния. Научно-технологический статус ЛЭТИ // Нано- и микросистемная техника. 2016. Т. 18. № 5. С. 259-276.
2. Zetterling C.-M. Integrated circuits in silicon carbide for high-temperature applications // MRS Bulletin. 2015. Vol. 40. P. 431-438. doi: https://doi.org/10.1557/mrs.2015.90
3. Kimoto T., Cooper J. A. Fundamentals of silicon carbide technology: growth, characterization, devices and applications. Singapore: John Wiley & Sons, 2014. 400 p. doi: https://doi.org/10.1002/9781118313534
4. Вайнер В. С., Ильин В. А. ЭПР обменносвязанных пар вакансий в гексагональном карбиде кремния // Физика твердого тела. 1981. Т. 23. № 12. С. 3659-3671.
5. Вейнгер А. И., Ильин В. А., Таиров Ю. М., Цветков В. Ф. Исследование параметров парамагнитных глубоких центров вакансионной природы в 6H-SiC // Физика и техника полупроводников. 1981. Т. 15. № 9. С. 1557-1563.
6. Saddow S. E., Agarwal A. Advances in silicon carbide processing and applications. Boston, MA: Artech House, 2004. 212 p.
7. Hallen A., Linnarsson M. Ion implantation technology for silicon carbide // Surf. & Coat. Techn. 2016. Vol. 306 (A). P. 190-193. doi: https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2016.05.075
8. Full epitaxial trench type buried grid SiC JBS diodes / S. A. Reshanov, A. Schöner, W. Kaplan et al. // ECS Trans. 2014. Vol. 64. No. 7. P. 289-293. doi: https://doi.org/10.1149/06407.0289ecst
9. Афанасьев А. В., Ильин В. А., Лучинин В. В., Решанов С. А. Анализ эпитаксии карбида кремния из газовой фазы как базового процесса в технологии силовой электроники. Обзор // Изв. вузов. Электроника. 2020. Т. 25. № 6. С. 483-496. doi: https://doi.org/10.24151/1561-5405-2020-25-6-483-496
10. Bockstedte M., Mattausch A., Pankratov O. Solubility of nitrogen and phosphorus in 4H-SiC: A theoretical study // Appl. Phys. Lett. 2004. Vol. 85. Iss. 1. P. 58-60. doi: https://doi.org/10.1063/L1769075
11. Лебедев А. А. Центры с глубокими уровнями в карбиде кремния. Обзор // Физика и техника полупроводников. 1999. Т. 33. № 2. С. 129-155.
12. Parfenova 1.1., Reshanov S. A., Rastegaev V. P. Solubility of impurities in silicon carbide during vapor growth // Inorganic Materials. 2002. Vol. 38. Iss. 5. P. 476-481. doi: https://doi.org/10.1023/ A:1015471021894
13. Ivanov I. G., Henry A., Janzen E. Ionization energies of phosphorus and nitrogen donors and aluminum acceptors in 4H silicon carbide from the donor-acceptor pair emission // Phys. Rev. B. 2005. Vol. 71. Iss. 24. Art. No. 241201. doi: https://doi.org/10.1103/PhysRevB.71.241201
14. Al+ and B+ implantations into 6H-SiC epilayers and application to PN junction diodes / T. Kimoto, O. Takemura, H. Matsunami et al. // J. Electron. Mater. 1998. Vol. 27 (4). P. 358-364. doi: https://doi.org/10.1007/s11664-998-0415-6
15. Negoro Y., Kimoto T., Matsunami H. Carrier compensation near tail region in aluminum- or boron-implanted 4H-SiC (0001) // J. Appl. Phys. 2005. Vol. 98. Iss. 4. Art. No. 043709. doi: https://doi.org/10.1063/ 1.2030411
16. Высоковольтные (3,3 кВ) JBS-диоды на основе 4H-SiC / П. А. Иванов, И. В. Грехов, Н. Д. Ильинская и др. // Физика и техника полупроводников. 2011. Т. 45. № 5. С. 677-681.
17. Janson M. S., Linnarsson M. K., Hallen A., Svensson B. G. Ion implantation range distributions in silicon carbide // J. Appl. Phys. 2003. Vol. 93. Iss. 11. P. 8903-8909. doi: https://doi.org/10.1063/L1569666
18. Lindhard J. Influence of crystal lattice on motion of energetic charge particles // Matematisk-fysiske meddelelser. 1965. Vol. 34 (14). P. 1-64.
19. Hallen A., Linnarsson M. K., Vines L. Recent advances in the doping of 4H-SiC by channeled ion implantation // Materials Science Forum. 2019. Vol. 963. P. 375-381. doi: https://doi.org/10.4028/ www.scientific.net/msf.963.375
20. Вавилов В. С., Челядинский А. Р. Ионная имплантация примеси в монокристаллы кремния: эффективность метода и радиационные нарушения // УФН. 1995. Т. 165. № 3. С. 347-358. doi: https://doi.org/ 10.3367/UFNr.0165.199503g.0347
21. Silicon carbide MOSFET technology / D. M. Brown, E. Downey, M. Ghezzo et al. // Solid-State Electronics. 1996. Vol. 39. Iss. 11. P. 1531-1542. doi: https://doi.org/10.1016/0038-1101(96)00079-2
22. Ziegler J. F. The stopping and range of ions in matter software // SRIM [Электронный ресурс]. URL: http://www.srim.org/SRIM/ (дата обращения: 12.04.2022).
23. Афанасьев А. В., Ильин В. А., Казарин И. Г., Петров А. А. Исследования термической стабильности и радиационной стойкости диодов Шоттки на основе карбида кремния // ЖТФ. 2001. Т. 71. № 5. С. 78-81.
24. Damage evolution and recovery in Al-implanted 4H-SiC / Y. Zhang, W. J. Weber, W. Jiang et al. // Materials Science Forum. 2002. Vol. 389-393. P. 815-818. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/ msf.389-393.815
25. Negoro Y., Miyamoto N., Kimoto T., Matsunami H. Remarkable lattice recovery and low sheet resistance of phosphorus implanted 4H-SiC (11-20) // Appl. Phys. Lett. 2002. Vol. 80. Iss. 2. P. 240-242. doi: https://doi.org/10.1063/L1432745
26. Linnarsson M. K., Hallen A., Vines L. Intentional and unintentional channeling during implantation of p-dopants in 4H-SiC // Materials Science Forum. 2020. Vol. 1004. P. 689-696. doi: https://doi.org/ 10.4028/www.scientific.net/msf.1004.689
27. Selective doping in silicon carbide power devices / F. Roccaforte, P. Fiorenza, M. Vivona et al. // Materials. 2021. Vol. 14. Iss. 14. Art. No. 3923. doi: https://doi.org/10.3390/ma14143923
28. Aichinger T., Lenahan P. M., Tuttle B. R., Peters D. A nitrogen-related deep level defect in ion implanted 4H-SiC p-n junctions - a spin dependent recombination study // Appl. Phys. Lett. 2012. Vol. 100. Iss. 11. Art. No. 112113. doi: https://doi.org/10.1063/L3695330
29. High temperature implant activation in 4H and 6H-SiC in a silane ambient to reduce step bunching / S. E. Saddow, J. R. Williams, T. Isaacs-Smith et al. // Materials Science Forum. 2000. Vol. 338-342. P. 901-904. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.338-342.901
30. Rambach M., Bauer A. J., Ryssel H. Electrical and topographical characterization of aluminum implanted layers in 4H silicon carbide // Physica Status Solidi B. 2008. Vol. 245. Iss. 7. P. 1315-1326. doi: https://doi.org/10.1002/pssb.200743510
31. Correlation study of morphology, electrical activation and contact formation of ion implanted 4H-SiC / M. H. Weng, F. Roccaforte, F. Giannazzo et al. // Solid State Phenomena. 2010. Vol. 156-158. P. 493-498. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/SSP.156-158.493
32. Negoro Y., Katsumoto K., Kimoto T., Matsunami H. Flat surface after high-temperature annealing for phosphorus-ion implanted 4H-SiC (0001) using graphite cap // Materials Science Forum. 2004. Vol. 457-460. P. 933-936. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.457-460.933
33. Protection of selectively implanted and patterned silicon carbide surfaces with graphite capping layer during post-implantation annealing / K. V. Vassilevski, N. G. Wright, I. P. Nikitina et al. // Semicond. Sci. Technol. 2005. Vol. 20. No. 3. P. 271-278. doi: https://doi.org/10.1088/0268-1242/20/3/003
34. Structural and transport properties in alloyed Ti/Al Ohmic contacts formed on p-type Al-implanted 4H-SiC annealed at high temperature / A. Frazzetto, F. Giannazzo, R. Lo Nigro et al. // J. Phys. D: Appl. Phys. 2011. Vol. 44. No. 25. Art. No. 255302. doi: https://doi.org/10.1088/0022-3727/44/25/255302
35. 4H-SiC trench MOSFET with bottom oxide protection / Y. Kagawa, N. Fujiwara, K. Sugawara et al. // Materials Science Forum. 2014. Vol. 778-780. P. 919-922. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/ MSF.778-780.919
36. Effects of interface state density on 4H-SiC n-channel field-effect mobility / H. Yoshioka, J. Senzaki, A. Shimozato et al. // Appl. Phys. Lett. 2014. Vol. 104. Iss. 8. Art. No. 083516. doi: https://doi.org/10.1063/ 1.4866790
37. Interface properties of metal-oxide-semiconductor structures on 4H-SiC {0001} and (1120) formed by N2O oxidation / T. Kimoto, Y. Kanzaki, M. Noborio et al. // Jpn. J. Appl. Phys. 2005. Vol. 44. No. 3R. P. 1213-1218. doi: https://doi.org/10.1143/JJAP.44.1213
38. Baliga B. J. Fundamentals of power semiconductor devices. Boston, MA: Springer US, 2008. XXIII, 1069 p. doi: https://doi.org/10.1007/978-0-387-47314-7
39. Отечественная карбидокремниевая электронная компонентная база - силовой SiC МДП-транзистор / А. В. Афанасьев, В. А. Ильин, В. В. Лучинин и др. // Нано- и микросистемная техника. 2016. Т. 18. № 5. С. 308-316.
40. Detailed analysis and precise modeling of multiple-energy Al implantations through SiO2 layers into 4H-SiC / K. Mochizuki, T. Someya, T. Takahama et al. // IEEE Transactions on Electron Devices. 2008. Vol. 55. Iss. 8. P. 1997-2003. doi: https://doi.org/10.1109/TED.2008.926631
41. Характеризация функциональных областей карбидокремниевых эпитаксиальных и приборных структур методом РЭМ в режиме контраста легирования / А. В. Афанасьев, В. А. Голубков, В. А. Ильин и др. // Известия СПбГЭТУ «ЛЭТИ». 2020. № 6. С. 72-77.
Обзор поступил в редакцию 02.03.2022 г.; одобрен после рецензирования 28.03.2022 г.;
принят к публикации 07.07.2022 г.
Информация об авторах
Афанасьев Алексей Валентинович - кандидат технических наук, доцент кафедры микро- и наноэлектроники Санкт-Петербургского электротехнического университета «ЛЭТИ» им. В. И. Ульянова (Ленина) (Россия, 197376, г. Санкт-Петербург, ул. Профессора Попова, 5), [email protected]
Ильин Владимир Алексеевич - кандидат технических наук, доцент кафедры микро- и наноэлектроники Санкт-Петербургского электротехнического университета «ЛЭТИ» им. В. И. Ульянова (Ленина) (Россия, 197376, г. Санкт-Петербург, ул. Профессора Попова, 5), [email protected]
Лучинин Виктор Викторович - доктор технических наук, профессор, заведующий кафедрой микро- и наноэлектроники Санкт-Петербургского электротехнического университета «ЛЭТИ» им. В. И. Ульянова (Ленина) (Россия, 197376, г. Санкт-Петербург, ул. Профессора Попова, 5), [email protected]
References
1. Luchinin V. V. Technologies of superiority. Silicon carbide. Scientific-technological status of LETI.
Nano- i mikrosistemnaya tekhnika = Nano- and Microsystems Technology, 2016, vol. 18, no. 5, pp. 259-271. (In Russian).
2. Zetterling C.-M. Integrated circuits in silicon carbide for high-temperature applications. MRS Bulletin, 2015, vol. 40, pp. 431-438. doi: https://doi.org/10.1557/mrs.2015.90
3. Kimoto T., Cooper J. A. Fundamentals of silicon carbide technology: growth, characterization, devices and applications. Singapore, John Wiley & Sons, 2014. 400 p. doi: https://doi.org/10.1002/9781118313534
4. Vainer V. S., Ilin V. A. Electron spin resonance of exchange-couple vacancy pairs in hexagonal silicon carbide. Fizika tverdogo tela = Physics of the Solid State, 1981, vol. 23, no. 12, pp. 3659-3671. (In Russian).
5. Veinger А. I., Ilyin V. A., Tairov Yu. M., Tsvetkov V. F. Investigation of parameters of paramagnetic deep centers of vacancy nature in 6H-SiC. Fizika i tekhnika poluprovodnikov = Semiconductors, 1981, vol. 15 (9), pp. 1557-1563. (In Russian).
6. Saddow S. E., Agarwal A. Advances in silicon carbide processing and applications. Boston, MA, Artech House, 2004. 212 p.
7. Hallen A., Linnarsson M. Ion implantation technology for silicon carbide. Surf. & Coat. Techn., 2016, vol. 306 (A), pp. 190-193. doi: https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2016.05.075
8. Reshanov S. A., Schöner A., Kaplan W., Zhang A., Lim J.-K., Bakowski M. Full epitaxial trench type buried grid SiC JBS diodes. ECS Trans., 2014, vol. 64, no. 7, pp. 289-293. doi: https://doi.org/10.1149/ 06407.0289ecst
9. Afanasev A. V., Ilyin V. A., Luchinin V. V., Reshanov S. A. Analysis of the gas phase epitaxy of silicon carbide as a basic process for power electronics technology. Review. Izv. vuzov. Elektronika = Proc. Univ. Electronics, 2020, vol. 25, no. 6, pp. 483-496. (In Russian). doi: https://doi.org/10.24151/1561-5405-2020-25-6-483-496
10. Bockstedte M., Mattausch A., Pankratov O. Solubility of nitrogen and phosphorus in 4H-SiC: A theoretical study. Appl. Phys. Lett., 2004, vol. 85, iss. 1, pp. 58-60. doi: https://doi.org/10.1063/U769075
11. Lebedev А. А. Deep level centers in silicon carbide: A review. Semiconductors, 1999, vol. 33, iss. 2, pp. 129-155. doi: https://doi.org/10.1134/U187657
12. Parfenova I. I., Reshanov S. A., Rastegaev V. P. Solubility of impurities in silicon carbide during vapor growth. Inorganic Materials, 2002, vol. 38, iss. 5, pp. 476-481. doi: https://doi.org/10.1023/A:1015471021894
13. Ivanov I. G., Henry A., Janzén E. Ionization energies of phosphorus and nitrogen donors and aluminum acceptors in 4H silicon carbide from the donor-acceptor pair emission. Phys. Rev. B, 2005, vol. 71, iss. 24, art. no. 241201. doi: https://doi.org/10.1103/PhysRevB.71.241201
14. Kimoto T., Takemura O., Matsunami H., Nakata T., Inoue M. Al+ and B+ implantations into 6H-SiC epilayers and application to PN junction diodes. J. Electron. Mater., 1998, vol. 27 (4), pp. 358-364. doi: https://doi.org/10.1007/s11664-998-0415-6
15. Negoro Y., Kimoto T., Matsunami H. Carrier compensation near tail region in aluminum- or boron-implanted 4H-SiC (0001). J. Appl. Phys., 2005, vol. 98, art. no. 043709. doi: https://doi.org/10.1063/L2030411
16. Ivanov P. A., Grekhov I. V., Il'inskaya N. D., Kon'kov O. I., Potapov A. S., Samsonova T. P., Serebrennikova O. U. High-voltage (3.3 kV) 4H-SiC JBS diodes. Semiconductors, 2011, vol. 45, pp. 668-672. doi: https://doi.org/10.1134/S1063782611050125
17. Janson M. S., Linnarsson M. K., Hallen A., Svensson B. G. Ion implantation range distributions in silicon carbide. J. Appl. Phys., 2003, vol. 93, iss. 11, pp. 8903-8909. doi: https://doi.org/10.1063/L1569666
18. Lindhard J. Influence of crystal lattice on motion of energetic charge particles. Matematisk-fysiske meddelelser, 1965, vol. 34 (14), pp. 1-64.
19. Hallén A., Linnarsson M. K., Vines L. Recent advances in the doping of 4H-SiC by channeled ion implantation. Materials Science Forum, 2019, vol. 963, pp. 375-381. doi: https://doi.org/10.4028/ www.scientific.net/msf.963.375
20. Vavilov V. S., Chelyadinskii А. R. Impurity ion implantation into silicon single crystals: efficiency and radiation damage. Phys. Usp., 1995, vol. 38, pp. 333-343. doi: https://doi.org/10.1070/PU1995v038n03ABEH000079
21. Brown D. M., Downey E., Ghezzo M., Kretchmer J., Krishnamurthy V., Hennessy W., Michon G. Silicon carbide MOSFET technology. Solid-State Electronics, 1996, vol. 39, iss. 11, pp. 1531-1542. doi: https://doi.org/10.1016/0038-1101(96)00079-2
22. Ziegler J. F. The stopping and range of ions in matter software. SRIM.Available at: http://www.srim.org/SRIM/ (accessed: 12.04.2022).
23. Afanas'ev A. V., Il'in V. A., Kazarin I. G., Petrov А. А. Thermal stability and radiation hardness of SiC-based Schottky-barrier diodes. Tech. Phys., 2001, vol. 46, pp. 584-586. doi: https://doi.org/10.1134/ 1.1372950
24. Zhang Y., Weber W. J., Jiang W., Hallén A., Possnert G. Damage evolution and recovery in Al-implanted 4H-SiC. Materials Science Forum, 2002, vol. 389-393, pp. 815-818. doi: https://doi.org/10.4028/ www.scientific.net/msf. 389-393.815
25. Negoro Y., Miyamoto N., Kimoto T., Matsunami H. Remarkable lattice recovery and low sheet resistance of phosphorus implanted 4H-SiC (11-20). Appl. Phys. Lett., 2002, vol. 80, iss. 2, pp. 240-242. doi: https://doi.org/10.1063/L1432745
26. Linnarsson M. K., Hallén A., Vines L. Intentional and unintentional channeling during implantation of p-dopants in 4H-SiC. Materials Science Forum, 2020, vol. 1004, pp. 689-696. doi: https://doi.org/10.4028/ www.scientific.net/msf. 1004.689
27. Roccaforte F., Fiorenza P., Vivona M., Greco G., Giannazzo F. Selective doping in silicon carbide power devices. Materials, 2021, vol. 14, iss. 14, art. no. 3923. doi: https://doi.org/10.3390/ ma14143923.
28. Aichinger T., Lenahan P. M., Tuttle B. R., Peters D. A nitrogen-related deep level defect in ion implanted 4H-SiC p-n junctions - a spin dependent recombination study. Appl. Phys. Lett., 2012, vol. 100, iss. 11, art. no. 112113. doi: https://doi.org/10.1063/L3695330
29. Saddow S. E., Williams J. R., Isaacs-Smith T., Capano M. A., Cooper J. A., Mazzola M. S., Hsieh A. J., Casady J. B. High temperature implant activation in 4H and 6H-SiC in a silane ambient to reduce step bunching. Materials Science Forum, 2000, vol. 338-342, pp. 901-904. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/ MSF.338-342.901
30. Rambach M., Bauer A. J., Ryssel H. Electrical and topographical characterization of aluminum implanted layers in 4H silicon carbide. Physica Status Solidi B, 2008, vol. 245, iss. 7, pp. 1315-1326. doi: https://doi.org/10.1002/pssb.200743510
31. Weng M. H., Roccaforte F., Giannazzo F., Di Franco S., Bongiorno C., Zanetti E., Ruggiero A., Saggio M., Raineri V. Correlation study of morphology, electrical activation and contact formation of ion implanted 4H-SiC. Solid State Phenomena, 2010, vol. 156-158, pp. 493-498. doi: https://doi.org/10.4028/ www.scientific.net/SSP.156-158.493
32. Negoro Y., Katsumoto K., Kimoto T., Matsunami H. Flat surface after high-temperature annealing for phosphorus-ion implanted 4H-SiC (0001) using graphite cap. Materials Science Forum, 2004, vol. 457-460, pp. 933-936. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.457-460.933
33. Vassilevski K. V., Wright N. G., Nikitina I. P., Horsfall A. B., O'Neill A. G., Uren M. J., Hilton K. P., Masterton A. G., Hydes A. J., Johnson C. M. Protection of selectively implanted and patterned silicon carbide surfaces with graphite capping layer during post-implantation annealing. Semicond. Sci. Technol., 2005, vol. 20, no. 3, pp. 271-278. doi: https://doi.org/10.1088/0268-1242/20/3Z003
34. Frazzetto A., Giannazzo F., Lo Nigro R., Raineri V., Roccaforte F. Structural and transport properties in alloyed Ti/Al Ohmic contacts formed on p-type Al-implanted 4H-SiC annealed at high temperature. J. Phys. D: Appl. Phys., 2011, vol. 44, no. 25, art. no. 255302. doi: https://doi.org/10.1088/0022-3727/44/25/255302
35. Kagawa Y., Fujiwara N., Sugawara K., Tanaka R., Fukui Y., Yamamoto Y., Miura N., Imaizumi M., Nakata S., Yamakawa S. 4H-SiC trench MOSFET with bottom oxide protection. Materials Science Forum, 2014, vol. 778-780, pp. 919-922. doi: https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.778-780.919
36. Yoshioka H., Senzaki J., Shimozato A., Tanaka Y., Okumura H. Effects of interface state density on 4H-SiC n-channel field-effect mobility. Appl. Phys. Lett., 2014, vol. 104, iss. 8, art. no. 083516. doi: https://doi.org/10.1063/L4866790
37. Kimoto T., Kanzaki Y., Noborio M., Kawano H., Matsunami H. Interface properties of metal-oxide-semiconductor structures on 4H-SiC {0001} and (1120) formed by N2O oxidation. Jpn. J. Appl. Phys., 2005, vol. 44, no. 3R, pp. 1213-1218. doi: https://doi.org/10.1143/JJAP.44.1213
38. Baliga B. J. Fundamentals of power semiconductor devices. Boston, MA, Springer US, 2008. xxiii, 1069 p. doi: https://doi.org/10.1007/978-0-387-47314-7
39. Afanasyev A. V., Ilyin V. A., Luchinin V. V., Mikhaylov A. I., Reshanov S. A., Schöner A. Russian silicon carbide electronic component base - power SiC MOSFET. Nano- i mikrosistemnaya tekhnika = Nano- and Microsystems Technology, 2016, vol. 18, no. 5, pp. 308-316. (In Russian).
40. Mochizuki K., Someya T., Takahama T., Onose H., Yokoyama N. Detailed analysis and precise modeling of multiple-energy Al implantations through SiO2 layers into 4H-SiC. IEEE Transactions on Electron Devices, 2008, vol. 55, iss. 8, pp. 1997-2003. doi: https://doi.org/10.1109/TED.2008.926631
41. Afanasev A. V., Golubkov V. A., Ilyin V. A., Luchinin V. V., Ryabko A. A., Sergushichev K. A., Trushlyakova V. V., Reshanov S. A. Characterization of functional areas of silicon carbide epitaxial and device structures by SEM in dopant contrast mode. Izvestia SPbETU "LETI" = Proceedings of Saint Petersburg Electrotechnical University Journal, 2020, no. 6, pp. 72-77. (In Russian).
The review was submitted 02.03.2022; approved after reviewing 28.03.2022;
accepted for publication 07.07.2022.
Information about the authors
Aleksei V. Afanasev - Cand. Sci. (Eng.), Assoc. Prof. of the Micro- and Nanoelectronics Department, Saint Petersburg Electrotechnical University (Russia, 197376, Saint Petersburg, Professor Popov st., 5), [email protected]
Vladimir A. Ilyin - Cand. Sci. (Eng.), Assoc. Prof. of the Micro- and Nanoelectronics Department, Saint Petersburg Electrotechnical University (Russia, 197376, Saint Petersburg, Professor Popov st., 5), [email protected]
Viktor V. Luchinin - Dr. Sci. (Eng.), Prof. of the Micro- and Nanoelectronics Department, Saint Petersburg Electrotechnical University (Russia, 197376, Saint Petersburg, Professor Popov st., 5), [email protected]
