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4H-SiCはパワー半導体デバイスの材料として実用化されています。しかし、4H-SiC デバイスの長期信頼性は、その幅広い用途への障害となっており、4H-SiC デバイスの最も重要な信頼性問題はバイポーラ劣化です。この劣化は、4H-SiC 結晶内の基底面転位の単一ショックレー積層欠陥 (1SSF) の伝播によって引き起こされます。ここでは、4H-SiCエピタキシャルウェーハにプロトンを注入することで1SSFの膨張を抑制する方法を提案します。プロトン注入を行ってウェーハ上に製造された PiN ダイオードは、プロトン注入を行わないダイオードと同じ電流-電圧特性を示しました。対照的に、プロトン注入された PiN ダイオードでは 1SSF の膨張が効果的に抑制されます。したがって、4H-SiC エピタキシャル ウェーハへのプロトンの注入は、デバイスの性能を維持しながら 4H-SiC パワー半導体デバイスのバイポーラ劣化を抑制する効果的な方法です。この成果は、信頼性の高い4H-SiCデバイスの開発に貢献します。
炭化ケイ素 (SiC) は、過酷な環境で動作できる高出力、高周波半導体デバイス用の半導体材料として広く認識されています1。 SiC には多くのポリタイプがあり、その中でも 4H-SiC は、高い電子移動度や強い破壊電界など、優れた半導体デバイス物性を備えています2。現在、直径 6 インチの 4H-SiC ウェーハが商品化され、パワー半導体デバイスの量産に使用されています3。電気自動車および電車用の牽引システムは、4H-SiC4.5 パワー半導体デバイスを使用して製造されました。しかし、4H-SiC デバイスは依然として絶縁破壊や短絡信頼性などの長期信頼性の問題に悩まされており 6,7、そのうち最も重要な信頼性問題の 1 つはバイポーラ劣化です 2,8,9,10,11。この双極性劣化は 20 年以上前に発見され、SiC デバイス製造における長年の問題でした。
双極性劣化は、再結合促進転位滑走 (REDG) によって伝播する基底面転位 (BPD) を伴う 4H-SiC 結晶内の単一のショックレー積層欠陥 (1SSF) によって引き起こされます 12,13,14,15,16,17,18,19。したがって、BPD の拡大を 1SSF に抑えれば、バイポーラの劣化なしに 4H-SiC パワーデバイスを製造できます。 BPD から Thread Edge Dislocation (TED) への変換など、BPD の伝播を抑制するいくつかの方法が報告されています 20、21、22、23、24。最新のSiCエピタキシャルウェーハでは、エピタキシャル成長の初期段階でBPDがTEDに変化するため、BPDは主に基板内に存在し、エピタキシャル層には存在しません。したがって、双極性劣化の残りの問題は、基板２５、２６、２７におけるＢＰＤの分布である。ドリフト層と基板の間に「複合強化層」を挿入することは、基板内での BPD の拡大を抑制する効果的な方法として提案されています 28、29、30、31。エピタキシャル層とSiC基板。電子正孔対の数を減らすと、基板内の BPD に対する REDG の駆動力が減少するため、複合強化層は双極性劣化を抑制できます。なお、層の挿入によりウェーハの製造コストが増加し、層の挿入がなければキャリアライフタイムの制御のみで電子正孔対の数を減らすことは困難である。したがって、デバイスの製造コストと歩留まりとの間のより良いバランスを達成するために、他の抑制方法を開発することが依然として強く求められている。
BPD を 1SSF に拡張するには部分転位 (PD) の移動が必要であるため、PD を固定することは双極性劣化を抑制する有望なアプローチです。金属不純物による PD ピンニングが報告されていますが、4H-SiC 基板内の FPD はエピタキシャル層の表面から 5 μm 以上の距離に位置しています。さらに、SiC 中の金属の拡散係数は非常に小さいため、金属不純物が基板中に拡散することは困難です34。金属の原子量は比較的大きいため、金属のイオン注入も困難です。これに対し、最も軽い元素である水素の場合は、MeV 級加速器を用いて 4H-SiC に 10 µm 以上の深さまでイオン（プロトン）を注入することができます。したがって、陽子注入が PD ピニングに影響を与える場合、基板内での BPD 伝播を抑制するために使用できます。ただし、陽子注入は 4H-SiC に損傷を与え、デバイスの性能が低下する可能性があります 37、38、39、40。
プロトン注入によるデバイスの劣化を克服するには、デバイスの加工においてアクセプタ イオン注入後に一般的に使用されるアニーリング方法と同様に、高温アニーリングを使用して損傷を修復します 1、40、41、42。は、高温アニーリングによる水素の拡散を報告していますが、FD 付近の水素原子の密度だけでは、SIMS を使用して PR のピンニングを検出するのに十分ではない可能性があります。したがって、この研究では、高温アニールを含むデバイス製造プロセスの前に、4H-SiCエピタキシャルウェーハにプロトンを注入しました。実験デバイス構造として PiN ダイオードを使用し、陽子注入 4H-SiC エピタキシャル ウェーハ上に作製しました。次に、プロトン注入によるデバイス性能の劣化を研究するために、ボルトアンペア特性を観察しました。続いて、PiN ダイオードに電圧を印加した後のエレクトロルミネッセンス (EL) 画像で 1SSF の膨張を観察しました。最後に、プロトン注入による 1SSF の膨張抑制効果を確認しました。
図上。図 1 は、パルス電流の前に陽子注入を行った領域と行わない領域における、室温での PiN ダイオードの電流電圧特性 (CVC) を示しています。プロトン注入を行った PiN ダイオードは、IV 特性がダイオード間で共有されているにもかかわらず、プロトン注入を行わないダイオードと同様の整流特性を示します。注入条件の違いを示すために、順電流密度2.5A/cm2（100mAに相当）のときの電圧周波数を統計プロットして図2に示します。また、正規分布で近似した曲線も示しています。点線で囲みます。ライン。曲線のピークからわかるように、プロトン線量が 1014 および 1016 cm-2 の場合、オン抵抗はわずかに増加しますが、プロトン線量が 1012 cm-2 の PiN ダイオードは、プロトン注入なしの場合とほぼ同じ特性を示します。 。また、以前の研究で説明したように、図S1に示すように、陽子注入によって引き起こされる損傷により均一なエレクトロルミネッセンスを示さなかったPiNダイオードの製造後に陽子注入も実行しました37、38、39。したがって、Alイオン注入後の1600℃でのアニーリングは、Alアクセプタを活性化するデバイスを製造するために必要なプロセスであり、プロトン注入によって生じた損傷を修復することができ、これにより注入されたプロトンPiNダイオードと注入されていないプロトンPiNダイオードのCVCが同じになります。 。 -5 V での逆電流周波数も図 S2 に示しています。プロトン注入ありとなしのダイオード間に大きな違いはありません。
プロトンを注入した場合と注入しない場合の、室温での PiN ダイオードのボルトアンペア特性。凡例は陽子の線量を示します。
プロトンが注入されたおよび注入されていない PiN ダイオードの直流 2.5 A/cm2 での電圧周波数。点線は正規分布に対応します。
図上。図３は、電圧印加後の電流密度２５Ａ／ｃｍ２のＰｉＮダイオードのＥＬ画像を示す。図 3 に示すように、パルス電流負荷を適用する前は、ダイオードの暗領域は観察されませんでした。C2。ただし、図に示すように。図３ａに示すように、プロトン注入のないＰｉＮダイオードでは、電圧を印加した後に、明るいエッジを有するいくつかの暗い縞模様の領域が観察された。このような棒状の暗領域は、基板内の BPD から伸びる 1SSF の EL 画像で観察されます 28,29。代わりに、図3b〜dに示すように、陽子が注入されたPiNダイオードではいくつかの拡張した積層欠陥が観察されました。 X線トポグラフィーを使用して、プロトン注入なしでPiNダイオードのコンタクト周囲のBPDから基板に移動できるPRの存在を確認しました（図4：上部電極を除去していないこの画像（写真、PR）したがって、EL 画像の暗い領域は、基板内の拡張された 1SSF BPD に対応します。図 1 と 2 に、拡張した場合と拡張していない場合のビデオ S3 ～ S6 を示します。暗い領域 (プロトン注入なしで 1014 cm-2 で注入された PiN ダイオードの時間変化 EL 画像) も補足情報に示されています。
2 時間の電気的ストレス後の 25 A/cm2 での PiN ダイオードの EL 画像 (a) プロトン注入なし、注入線量 (b) 1012 cm-2、(c) 1014 cm-2、(d) 1016 cm-2陽子。
図 5 に示すように、条件ごとに 3 つの PiN ダイオードの明るいエッジを持つ暗い領域を計算することで、膨張 1SSF の密度を計算しました。膨張 1SSF の密度は、陽子の線量が増加すると減少し、線量が 1012 cm-2 の場合でも、拡張された 1SSF の密度は、注入されていない PiN ダイオードよりも大幅に低くなります。
パルス電流による負荷後のプロトン注入の有無にかかわらず、SF PiN ダイオードの密度が増加しました (各状態には 3 つの負荷ダイオードが含まれていました)。
キャリア寿命の短縮は膨張抑制にも影響し、プロトン注入によりキャリア寿命が短縮されます 32,36。我々は、1014cm-2の陽子を注入した厚さ60μmのエピタキシャル層におけるキャリア寿命を観察した。図S7に示すように、初期のキャリア寿命から、注入により値が〜10％に減少しますが、その後のアニーリングにより値が〜50％に回復します。したがって、プロトン注入により減少したキャリアライフタイムは、高温アニールにより回復する。キャリア寿命が 50% 短縮されると積層欠陥の伝播も抑制されますが、通常、キャリア寿命に依存する I-V 特性は、注入ダイオードと非注入ダイオードの間でわずかな差しか示しません。したがって、PD アンカリングが 1SSF の拡大を阻害する役割を果たしていると考えられます。
以前の研究で報告されているように、SIMS では 1600°C でのアニーリング後に水素は検出されませんでしたが、図 1 および 4.3、4 に示すように、1SSF 膨張の抑制に対するプロトン注入の効果が観察されました。 PD は、SIMS の検出限界 (2 × 1016 cm-3) を下回る密度の水素原子、または注入によって誘発された点欠陥によって固定されます。なお、サージ電流負荷後の1SSFの伸びによるオン抵抗の増加は確認されていません。これは当社のプロセスを使用して作られた不完全なオーム接触が原因である可能性がありますが、近い将来解消される予定です。
結論として、デバイス製造前のプロトン注入を使用して、4H-SiC PiN ダイオードの BPD を 1SSF まで拡張するクエンチング方法を開発しました。プロトン注入中の I-V 特性の劣化は、特にプロトン線量 1012 cm-2 では顕著ではありませんが、1SSF の膨張を抑制する効果は顕著です。この研究では、プロトンを10 μmの深さまで注入して厚さ10 μmのPiNダイオードを製造しましたが、注入条件をさらに最適化し、他のタイプの4H-SiCデバイスの製造に適用することも可能です。陽子注入中のデバイス製造の追加コストを考慮する必要がありますが、それらは 4H-SiC パワーデバイスの主要な製造プロセスであるアルミニウムイオン注入のコストと同様になります。したがって、デバイス処理前の陽子注入は、変質することなく 4H-SiC バイポーラ パワー デバイスを製造するための潜在的な方法です。
サンプルとしてエピタキシャル層厚さ 10 µm、ドナードーピング濃度 1 × 1016 cm-3 の 4 インチ n 型 4H-SiC ウェハを使用しました。デバイスを処理する前に、H+ イオンが室温で 0.95 MeV の加速エネルギーでプレート表面に対して垂直な角度で約 10 μm の深さまでプレートに注入されました。陽子注入中、プレート上のマスクが使用され、プレートには、陽子線量が 1012、1014、または 1016 cm-2 である部分とない部分がありました。次に、プロトン線量 1020 および 1017 cm-3 の Al イオンをウェーハ全体に表面から 0 ～ 0.2 μm および 0.2 ～ 0.5 μm の深さまで注入し、続いて 1600°C でアニールしてカーボンキャップを形成しました。 ap層を形成します。 -タイプ。続いて、基板側に裏面Niコンタクトを成膜し、エピタキシャル層側にフォトリソグラフィーと剥離プロセスにより形成した2.0mm×2.0mmの櫛型Ti/Al表側コンタクトを成膜した。最後に、700℃の温度で接触アニールを行います。ウェーハをチップに切断した後、応力の特性評価と適用を実行しました。
製造された PiN ダイオードの I-V 特性は、HP4155B 半導体パラメータ アナライザを使用して観察されました。電気的ストレスとして、２１２．５Ａ／ｃｍ ２ の１０ミリ秒のパルス電流を１０パルス／秒の周波数で２時間導入した。より低い電流密度または周波数を選択した場合、プロトン注入のない PiN ダイオードでも 1SSF の膨張は観察されませんでした。図 S8 に示すように、電圧が印加されている間、意図的な加熱がなければ、PiN ダイオードの温度は約 70°C になります。電流密度 25 A/cm2 での電気的ストレスの前後でエレクトロルミネセンス画像が得られました。愛知シンクロトロン放射センターでの単色X線ビーム（λ = 0.15 nm）を使用したシンクロトロン反射斜入射X線トポグラフィー、BL8S2のagベクトルは-1-128または11-28です（詳細は参考文献44を参照） 。 ）。
図では順電流密度2.5A/cm2における電圧周波数を0.5V間隔で抽出しています。 ＰｉＮダイオードの各状態のＣＶＣによると、図２に示すようになる。応力の平均値 Vave と応力の標準偏差 σ から、次の式を使用して図 2 の点線の形で正規分布曲線をプロットします。
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Zhang, Z.、Moulton, E. & Sudarshan, TS エッチングされた基板上のエピタキシーによって SiC 薄膜の基底面転位を除去するメカニズム。 Zhang, Z.、Moulton, E. & Sudarshan, TS エッチングされた基板上のエピタキシーによって SiC 薄膜の基底面転位を除去するメカニズム。Zhang Z.、Moulton E.、Sudarshan TS エッチングされた基板上でのエピタキシーによる SiC 薄膜のベース面転位の除去のメカニズム。 Zhang, Z.、Moulton, E.、および Sudarshan, TS は、エッチング基板上の SiC 薄膜のベース面位置欠陥を除去する方法を開発した。 Zhang, Z.、Moulton, E. & Sudarshan, TS 基板のエッチングによる SiC 薄膜の除去メカニズム。Zhang Z.、Moulton E.、Sudarshan TS エッチングされた基板上のエピタキシーによる SiC 薄膜のベース面転位の除去メカニズム。応用物理学ライト。 89、081910 (2006)。
シュタルブッシュ RE et al.成長の中断により、4H-SiC エピタキシー中の基底面転位が減少します。声明。物理。ライトさん。 94、041916 (2009)。
Zhang, X. & Tsuchida, H. 高温アニーリングによる 4H-SiC エピ層における基底面転位の貫通刃状転位への変換。 Zhang, X. & Tsuchida, H. 高温アニーリングによる 4H-SiC エピ層における基底面転位の貫通刃状転位への変換。Zhang, X. および Tsuchida, H. 高温アニーリングによる 4H-SiC エピタキシャル層における基底面転位の貫通刃状転位への変態。 Zhang, X. および Tsuchida, H. は、4H-SiC 外部延長層のベースビットを高温加熱によってねじ山ビットに変換しました。 Zhang, X. & Tsuchida, H. 高温退火経由4H-SiCZhang, X. および Tsuchida, H. 高温アニーリングによる 4H-SiC エピタキシャル層におけるベースプレーン転位のフィラメント刃状転位への変態。J. アプリケーション。物理。 111、123512 (2012)。
Song, H. & Sudarshan, TS 4°軸外 4H-SiC のエピタキシャル成長におけるエピ層/基板界面付近の基底面転位変換。 Song, H. & Sudarshan, TS 4°軸外 4H-SiC のエピタキシャル成長におけるエピ層/基板界面付近の基底面転位変換。Song, H. および Sudarshan, TS 4H-SiC のオフアクシスエピタキシャル成長中のエピタキシャル層/基板界面付近の基底面転位の変態。 Song, H. & Sudarshan, TS は、4H-SiC 外部延伸中の外部延在層/基板界面近傍の 4° での基板平面位置変換を行った。 Song, H. & Sudarshan, TS 在4° 离轴4H-SiC ソング、H. & スダルシャン、TS4°軸の外側で 4H-SiC をエピタキシャル成長させる際の、エピタキシャル層と基板の境界付近の基板の平面転位遷移。J.クリスタル。成長 371、94–101 (2013)。
小西和也ほか高電流では、4H-SiC エピタキシャル層内の基底面転位積層欠陥の伝播はフィラメント刃状転位に変化します。 J. アプリケーション。物理。 114、014504 (2013)。
小西和也ほか運用中の X 線トポグラフィー解析で拡張積層欠陥核生成サイトを検出することにより、バイポーラ非分解性 SiC MOSFET のエピタキシャル層を設計します。 AIP Advanced 12、035310 (2022)。
リン、S.ら。 4H-SiC pin ダイオードの順電流減衰中の単一のショックリー型積層欠陥の伝播に対する基底面転位構造の影響。日本。 J. アプリケーション。物理。 57、04FR07 (2018)。
田原 達也 他窒素を多く含む 4H-SiC エピ層の少数キャリア寿命が短いことは、PiN ダイオードの積層欠陥を抑制するために利用されます。 J. アプリケーション。物理。 120、115101 (2016)。
田原 達也 他4H-SiC PiN ダイオードにおける単一ショックレー積層欠陥伝播の注入キャリア濃度依存性。 J. アプリケーション。物理学 123、025707 (2018)。
Mae, S.、Tawara, T.、Tsuchida, H.、Kato, M. SiC の深さ分解キャリア寿命測定のための顕微鏡 FCA システム。 Mae, S.、Tawara, T.、Tsuchida, H.、Kato, M. SiC の深さ分解キャリア寿命測定のための顕微鏡 FCA システム。Mei, S.、Tawara, T.、Tsuchida, H.、Kato, M. 炭化ケイ素の深さ分解キャリア寿命測定のための FCA 顕微鏡システム。 Mae, S.、Tawara, T.、Tsuchida, H.、Kato, M. は、SiC 中深度分散ストリーミング子寿命測定のマイクロ FCA システムに使用されました。 Mae, S.、Tawara, T.、Tsuchida, H.、Kato, M. SiC中深度分載流子寿命測定用月微FCAシステム。Mei S.、Tawara T.、Tsuchida H.、Kato M. 炭化ケイ素の深さ分解キャリア寿命測定のための Micro-FCA システム。母校サイエンスフォーラム 924、269–272 (2018)。
平山 哲 ほか厚い4H-SiCエピタキシャル層におけるキャリア寿命の深さ分布は、自由キャリア吸収と交差光の時間分解能を使用して非破壊的に測定されました。科学に切り替えてください。メーター。 91、123902 (2020)。
投稿日時: 2022 年 11 月 6 日
