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4H-SiCはパワー半導体デバイス用の材料として商品化されている。しかし、4H-SiCデバイスの長期信頼性が広範な応用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ある。この劣化は、4H-SiC結晶中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る。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により、1SSFの拡大を抑制する方法を提案する。プロトン注入したウェーハ上に作製したPiNダイオードは、プロトン注入なしのダイオードと同じ電流電圧特性を示した。対照的に、プロトン注入されたPiNダイオードでは1SSFの拡大が効果的に抑制される。したがって、4H-SiCエピタキシャルウェーハへのプロトン注入は、デバイス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ある。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、過酷な環境でも動作可能な高出力、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ますが、その中でも4H-SiCは、高い電子移動度や強い破壊電界などの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ウェハが商品化されており、パワー半導体デバイスの量産に使用されています3。 電気自動車や電車の牽引システムは、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。 ただし、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を抱えており6,7、その中でも最も重要な信頼性の問題の1つがバイポーラ劣化です2,8,9,10,11。 このバイポーラ劣化は20年以上前に発見され、SiCデバイス製造において長年問題となってきました。
バイポーラ劣化は、4H-SiC 結晶中の単一ショックレー積層欠陥 (1SSF) によって引き起こされ、基底面転位 (BPD) は再結合促進転位すべり (REDG)12,13,14,15,16,17,18,19 によって伝播します。したがって、BPD の拡大を 1SSF に抑制できれば、バイポーラ劣化のない 4H-SiC パワーデバイスを製造できます。BPD の伝播を抑制するために、BPD からねじ状刃状転位 (TED) への変換 20,21,22,23,24 など、いくつかの方法が報告されています。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 に変換されるため、BPD は主に基板に存在し、エピタキシャル層には存在しません。したがって、バイポーラ劣化の残る問題は、基板内の BPD の分布です 25,26,27。ドリフト層と基板の間に「複合強化層」を挿入することが、基板中の BPD の拡大を抑制する効果的な方法として提案されている28, 29, 30, 31。この層は、エピタキシャル層および SiC 基板における電子 - 正孔対の再結合確率を増加させる。電子 - 正孔対の数を減らすことで、基板中の REDG の BPD への駆動力を減らすことができるため、複合強化層はバイポーラ劣化を抑制できる。層の挿入はウェーハの製造に追加のコストを伴い、層を挿入しない場合はキャリア寿命の制御のみで電子 - 正孔対の数を減らすことは難しいことに注意する必要がある。したがって、デバイスの製造コストと歩留まりのより良いバランスを実現するために、他の抑制方法の開発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) を移動させる必要があるため、PD をピン留めすることがバイポーラ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 ピン留めが報告されていますが、4H-SiC 基板の FPD はエピタキシャル層の表面から 5 μm 以上の距離にあります。さらに、SiC 中の金属の拡散係数は非常に小さいため、金属不純物が基板に拡散することは困難です34。金属の原子量が比較的大きいため、金属のイオン注入も困難です。対照的に、最も軽い元素である水素の場合には、MeV クラスの加速器を使用してイオン (陽子) を 4H-SiC に 10 μm 以上の深さまで注入することができます。したがって、陽子注入が PD ピン留めに影響を及ぼす場合、それを使用して基板内の BPD の伝播を抑制できます。しかし、陽子注入は 4H-SiC に損傷を与え、デバイスのパフォーマンスを低下させ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劣化を克服するために、デバイス処理でアクセプタイオン注入後に一般的に使用されるアニール法と同様に、高温アニールを使用して損傷を修復します1, 40, 41, 42。二次イオン質量分析（SIMS）43では高温アニールによる水素拡散が報告されていますが、FD近く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不十分な可能性があります。そのため、本研究では、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。実験的なデバイス構造としてPiNダイオードを使用し、プロトン注入された4H-SiCエピタキシャルウェーハ上にそれらを製造しました。次に、ボルト-アンペア特性を観察し、プロトン注入によるデバイス性能の劣化を調べました。その後、PiNダイオードに電圧を印加した後、エレクトロルミネッセンス（EL）画像で1SSFの拡大を観察しました。最後に、プロトン注入が1SSFの膨張の抑制に及ぼす効果を確認しました。
図 1 は、パルス電流前のプロトン注入ありとなしの領域での PiN ダイオードの室温での電流 - 電圧特性 (CVC) を示しています。プロトン注入ありの 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、プロトン注入なしのダイオードと同様の整流特性を示しています。注入条件間の違いを示すために、図 2 に示すように、順方向電流密度 2.5 A/cm2 (100 mA に相当) での電圧周波数を統計プロットとしてプロットしました。正規分布で近似した曲線も点線で表されています。曲線のピークからわかるように、オン抵抗はプロトン量 1014 および 1016 cm-2 でわずかに増加しますが、プロトン量 1012 cm-2 の PiN ダイオードはプロトン注入なしとほぼ同じ特性を示しています。図S1に示すように、プロトン注入によるダメージにより均一な発光を示さなかったPiNダイオードを作製した後、我々はプロトン注入も行いました37,38,39。したがって、Alイオン注入後の1600℃でのアニールは、Alアクセプターを活性化するためのデバイス作製に必要なプロセスであり、これによりプロトン注入によるダメージが修復され、プロトン注入ありとなしのPiNダイオードのCVCが同一になります。-5Vにおける逆電流周波数も図S2に示されており、プロトン注入ありとなしのダイオード間に大きな差はありません。
室温でのPiNダイオードの電圧-電流特性（プロトン注入時と非注入時）。凡例はプロトンの注入量を示しています。
プロトン注入ありおよびなしのPiNダイオードにおける直流電流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3は、電流密度25 A/cm2のPiNダイオードの電圧印加後のEL像を示しています。図3.C2に示すように、パルス電流負荷を印加する前は、ダイオードの暗領域は観察されませんでした。しかし、図3aに示すように、プロトン注入なしのPiNダイオードでは、電圧印加後に明るいエッジを持つ暗い縞模様の領域がいくつか観察されました。このような棒状の暗領域は、基板のBPDから伸びる1SSFのEL像で観察されます28,29。その代わりに、図3b～dに示すように、プロトンを注入したPiNダイオードでは、いくつかの拡張スタッキングフォールトが観察されました。 X 線トポグラフィーを使用して、プロトン注入のない PiN ダイオードの接点の周囲で BPD から基板へ移動できる PR の存在を確認しました (図 4: この画像は上部電極を削除せずに撮影したものです (電極の下の PR は見えません))。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。その他の負荷をかけた PiN ダイオードの EL 画像を図 1 と 2 に示します。拡張された暗領域がある場合とない場合のビデオ S3 ～ S6 (プロトン注入なし、1014 cm-2 で注入された PiN ダイオードの時間変動 EL 画像) も補足情報に示されています。
2時間の電気ストレス後の25 A/cm2でのPiNダイオードのEL画像。(a)プロトン注入なし、(b)1012 cm-2、(c)1014 cm-2、(d)1016 cm-2のプロトンを注入した場合。
図 5 に示すように、各条件で 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、拡張 1SSF の密度を計算しました。拡張 1SSF の密度は陽子線量の増加とともに減少し、1012 cm-2 の線量でも、拡張 1SSF の密度は非注入 PiN ダイオードよりも大幅に低くなります。
パルス電流を負荷した後、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)。
キャリア寿命を短くすることも膨張抑制に影響し、プロトン注入はキャリア寿命を短縮します32,36。 1014 cm-2 のプロトンを注入した厚さ 60 µm のエピタキシャル層でキャリア寿命を観察しました。初期のキャリア寿命から、注入により値が約 10% 減少しますが、その後のアニールにより、図 S7 に示すように約 50% に回復します。つまり、プロトン注入によって減少したキャリア寿命は、高温アニールによって回復します。キャリア寿命が 50% 減少するとスタッキング フォールトの伝播も抑制されますが、通常は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間でわずかな違いしか見られません。したがって、PD アンカリングは 1SSF 膨張を抑制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、1600°Cでアニールした後、SIMSでは水素は検出されませんでしたが、図1と4に示すように、プロトン注入が1SSFの拡大の抑制に及ぼす影響を観察しました。3, 4。したがって、PDは、SIMSの検出限界（2×1016 cm-3）未満の密度の水素原子、または注入によって誘起された点欠陥によって固定されていると考えられます。サージ電流負荷後の1SSFの伸長によるオン状態抵抗の増加は確認されていないことに注意する必要があります。これは、当社のプロセスを使用して作成された不完全なオーミック接触が原因である可能性があり、近い将来に排除される予定です。
結論として、デバイス製造前にプロトン注入を行うことで、4H-SiC PiN ダイオードの BPD を 1SSF まで拡張するクエンチング法を開発した。プロトン注入中の I-V 特性の劣化は、特に 1012 cm–2 のプロトン線量ではわずかであるが、1SSF の拡大を抑制する効果は大きい。本研究では、深さ 10 µm のプロトン注入で 10 µm 厚の PiN ダイオードを製造したが、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は可能である。プロトン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るが、そのコストは 4H-SiC パワーデバイスの主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程度になる。したがって、デバイス処理前のプロトン注入は、劣化のない 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ある。
サンプルとして、エピタキシャル層の厚さが 10 µm、ドナードーピング濃度が 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、室温で加速エネルギー 0.95 MeV 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。プロトン注入中は、プレート上のマスクが使用され、プレートには、プロトン線量が 1012、1014、または 1016 cm–2 のセクションとプロトン線量がないセクションがありました。次に、プロトン線量が 1020 および 1017 cm–3 の Al イオンが、表面から 0～0.2 µm および 0.2～0.5 µm の深さまでウェハ全体に注入され、続いて 1600°C でアニールしてカーボンキャップを形成し、p 層を形成しました。 -型。続いて、基板側にNi裏面コンタクトを堆積し、エピタキシャル層側にはフォトリソグラフィーと剥離プロセスによって形成された2.0 mm × 2.0 mmの櫛形Ti/Al表面コンタクトを堆積した。最後に、700℃の温度でコンタクトアニールを行った。ウェーハをチップに切断した後、応力特性評価と印加を実施した。
作製した 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、212.5 A/cm2 の 10 ミリ秒パルス電流を 10 パルス/秒の周波数で 2 時間導入しました。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。印加電圧中、図 S8 に示すように、PiN ダイオードの温度は意図的な加熱なしで約 70 °C です。電流密度 25 A/cm2 で、電気的ストレスの前後にエレクトロルミネッセンス画像が得られました。愛知県シンクロトロン放射光センターの単色 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 線トポグラフィーでは、BL8S2 の ag ベクトルは -1-128 または 11-28 です (詳細については文献 44 を参照)。 ）。
図2では、PiNダイオードの各状態におけるCVCに応じて、順方向電流密度2.5 A/cm2における電圧周波数を0.5 V間隔で抽出しています。応力Vaveの平均値と応力の標準偏差σから、次式を用いて図2の点線で示される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る SiC 薄膜の基底面転位の除去のメカニズム。 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 薄膜の基底面転位の除去のメカニズム。Zhang Z.、Moulton E.、および Sudarshan TS「エッチングされた基板上のエピタキシーによる SiC 薄膜のベースプレーン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 薄膜の除去のメカニズム。Zhang Z.、Moulton E.、および Sudarshan TS「エッチングされた基板上のエピタキシーによる SiC 薄膜のベースプレーン転位の除去のメカニズム」応用物理学ライト。89、081910（2006）。
Shtalbush RE et al. 成長中断は4H-SiCエピタキシー中の基底面転位の減少につながる。ステートメント。物理学。Wright。94、041916（2009）。
Zhang, X. & Tsuchida, H. 高温アニールによる 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. 高温アニールによる 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. 高温アニールによる 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換。 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. 高温アニールによる 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エッジ転位への変換。J.アプリケーション物理学111、123512（2012）。
Song, H. & Sudarshan, TS 4°オフ軸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°オフ軸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化。 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、H. & スダルシャン、TS4°軸の外側での 4H-SiC のエピタキシャル成長中にエピタキシャル層/基板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 功 他「高電流印加時、4H-SiCエピタキシャル層における基底面転位スタッキングフォールトの伝播がフィラメント刃状転位へと変化する」J. Application. Physical. 114, 014504 (2013)
小西 功 他「実稼働X線トポグラフィー分析による拡張積層欠陥核形成部位の検出によるバイポーラ非劣化性SiC MOSFET用エピタキシャル層の設計」AIP Advanced 12, 035310 (2022)
Lin, S. et al. 4H-SiC pinダイオードの順方向電流減衰時における単一ショックレ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．応用物理学会誌．57, 04FR07 (2018).
Tahara, T., et al. 窒素リッチ4H-SiCエピ層における短い少数キャリア寿命は、PiNダイオードのスタッキング欠陥の抑制に利用される。J. Application.physics. 120, 115101 (2016)。
Tahara, T. et al. 4H-SiC PiNダイオードにおける単一ショックレースタッキングフォールトの伝播の注入キャリア濃度依存性. J. Application. Physics 123, 025707 (2018).
Mae, S., Tawara, T., Tsuchida, H. & Kato, M. SiC における深さ分解キャリア寿命測定用の顕微 FCA システム。 Mae, S., Tawara, T., Tsuchida, H. & Kato, M. SiC における深さ分解キャリア寿命測定用の顕微 FCA システム。Mei, S., Tawara, T., Tsuchida, H. および Kato, M. FCA 顕微鏡システムによるシリコンカーバイドの深さ分解キャリア寿命測定。 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. シリコンカーバイドの深さ分解キャリア寿命測定のためのマイクロFCAシステム。母校科学フォーラム924、269-272（2018）。
平山 剛志 他 自由キャリア吸収と交差光の時間分解能を用いて、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を非破壊的に測定した。Switch to Science. meter. 91, 123902 (2020)。
投稿日時: 2022年11月6日
