Defects in Ge Doped SiC Crystals

Abstract

2-inch Ge doped and undoped SiC crystals were grown by physical vapor transport (PVT) method and characterized by secondary ion mass spectrometry (SIMS), Raman spectroscopy, stereomicroscope, laser scanning confocal microscope (LEXT), high resolution X-ray diffractometry (HRXRD). The experimental results showed that

Stacking Faults in 4H-SiC Single Crystal

“…碳化硅(SiC)是目前发展较为成熟的宽禁带半 导体材料之一, 具有宽带隙、高击穿电场、高饱和 电子漂移速度和高导热性等优异性能, 是制作高 温、高频、大功率和低损耗器件的优良材料 [1][2] 。目前, 已有多种 SiC 器件问世并逐步得到应用, 如 P-i-N 二 极管、肖特基二极管、MOSFET、光导开关 [3] 等。但 是, 目前 SiC 单晶材料仍然存在一些缺陷, 如微管、 多型、位错、堆垛层错等 [4][5][6][7] , 这在很大程度上限制 了 SiC 材料的应用 [8][9] 。微管作为碳化硅晶体的特有 缺陷, 经过行业多年深入研究, 已清楚其产生和演 变机理, 目前科锐(Cree)公司已能够提供零微管的 碳化硅衬底 [10] 。堆垛层错作为 SiC 晶体中的一种面 缺陷, 在 SiC 衬底外延过程中会繁衍到外延层中, 从而降低外延层的质量并影响最终 SiC 器件的性 能。Liu 等 [11] 对在 PVT 法生长过程中通氮气掺杂的 4H-SiC 晶片进行了研究, 在晶片中心区域观察到堆 垛层错, 他认为堆垛层错的形成是由于电子从导带 到量子阱态的跃迁造成的。 Kuhr 等 [12] 研究了高温退 火对 4H-SiC 晶体中堆垛层错的影响, 高温退火后 晶体中的堆垛层错密度大幅增加, 理论和实验结果 表明重掺杂氮会导致 4H-SiC 晶体中自发形成堆垛 层错。Kato 等 [13] 研究了在 4H-SiC 晶体生长过程中 重掺杂氮对堆垛层错的影响, 结果表明重掺杂氮的 生长区域会产生堆垛层错, 未掺杂氮的生长区域不 会产生堆垛层错。Kato 还发现堆垛层错产生于晶体 生长初期, 主要是由晶体生长初期速率较低, 氮掺 杂浓度相对较高导致的。Okojie 等 [14] 研究了 SiC 衬 底外延生长过程中堆垛层错的产生机理, 认为是衬 底与外延层间氮掺杂浓度差异引起的应力导致堆垛 层错的产生。道康宁(Dow Corning)公司研究发现当 碳化硅衬底中的氮浓度超过一定水平时, 衬底表面 的划痕处在高温退火时会形成堆垛层错 [15] [14,16] 。一般认为 SiC 晶体中的 图 1 平行和垂直于(1100)方向的晶体切片示意图 [13,18] 。 PVT 法 生长的 SiC 晶体存在一个生长小面, 由于生长机制 的不同 [19] , 晶体中小面区域氮浓度明显高于非小面 区域的氮浓度。不同于通常文献报道的氮浓度高容 易导致堆垛层错增多的规律 [13,18]…”

Characterization and Electrical Property of Impurity Concentration in Ge-N Codoped SiC Crystals

“…Under that condition, the impurity scattering effect became evident, which resulted in a lower mobility for Ge-N codoped sample. 是最富有应用前景的材料 [1][2][3] 。 目前 SiC 掺杂研究工作的主要重心在 n 型杂质 [4][5] 和 p 型杂质 [6][7][8] 上, 较少关注 IV 族元素的掺杂。最 近, IV 族元素 Ge 在 SiC 中的掺杂开始受到关注 [9] , 这是由于 Ge 元素与 Si 和 C 元素具有相同的核外电 子数, 对于 SiC 的电子性能不会产生直接影响。 Roe 等 [10] 发现 Ge 元素可以降低 SiC 器件的接触电阻, 提 高迁移率。同时, 掺杂 Ge 会影响 SiC 晶体结构, 使 晶格参数和能带结构发生改变 [11][12] [13][14][15][16][17][18] 。在这些金属中, Ni 和 Ti 是 n 型 SiC 欧姆接触中最常见的金属电极材料 [19] 。为了更 好地利用不同金属电极在形成欧姆接触过程中的优 点, 电极制备一般使用多层金属。传统的用来形成 欧姆接触的金属电极层为 Ti/Al 结构 [20][21] , Ti 和 Al…”

“…入一层金属 Au [22] , 使其具有较低的电阻率, 且不与 氧气发生反应。在 Al 层和 Au 层之间再加入一层金 属 Pt, 可以有效增强欧姆接触的热稳定性 [23] 。 Zhou 等 [24] 报道在 n 型 GaN 上利用 Ti/Pt/Au 结 构形成欧姆接触, 在接触面形成了较低的接触电阻, [25] 。生长 Ge-N 共掺 SiC 晶体, 掺杂剂为金属 Ge 粉(Alfa Aesar, 纯度 续增大掺杂量会产生多晶。很明显, Ge-N 共掺样品 中 Ge 的浓度比单一 Ge 掺杂样品高出约一个数量 级。这是由于掺入的 N 原子会取代 C 原子 [26] , N 原 子的原子半径(0.075 nm)小于 C 原子的原子半径 (0.086 nm), 会引起晶胞参数的减小; 而掺入 Ge 原 子会取代 Si 原子 [9] , Ge 原子的原子半径(0. [19] 。通 过对比图 2(b)~(c)发现, 样品 C 经 700℃退火接触电阻 小于 800℃退火, 形成的欧姆接触最好。 对于样品 A、 B、D, 不同温度退火后的伏安特性曲线和样品 C 有 相同的规律。 以上结果可以表明, 对于 Ge-N 共掺的 SiC 衬底, 同未掺 Ge 的 SiC 衬底具有相似的欧姆接 触形成规律, 形成欧姆接触的退火温度不低于 700℃, 且在 700℃退火可以形成最佳的欧姆接触效果。 图 3 是所有衬底在 700℃退火后的伏安特性曲 线图, 从实验结果显示的曲线斜率来看, 样品 A 的 伏安特性曲线斜率最大, 表明其欧姆接触最佳。这 是由于样品 B、 C、 D 生长过程中掺杂了 Ge 元素, 造 成晶体缺陷较多, 结晶质量较差 [9] 。而对于 Ge-N 共 掺的 SiC 晶体衬底来说, Ge 掺杂浓度较高的样品 C…”