李誠瞻,王弋宇,史晶晶,申華軍,周正東

(1.株洲南車時代電氣股份有限公司,湖南 株洲 412001;2.電力電子器件湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖南 株洲 412001;3.中國科學(xué)院微電子研究所,北京 100029)

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碳膜保護(hù)對高溫激活SiC表面形貌的影響*

李誠瞻1,2*,王弋宇3,史晶晶1,2,申華軍3,周正東1,2

(1.株洲南車時代電氣股份有限公司,湖南 株洲 412001;2.電力電子器件湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖南 株洲 412001;3.中國科學(xué)院微電子研究所,北京 100029)

采用碳膜覆蓋于SiC晶片表面,作為SiC離子注入后高溫激活退火的保護(hù)層,1650 ℃ 20 min高溫退火后,有碳膜保護(hù)的SiC晶片表面粗糙度RMS只有0.6 nm,無明顯形貌退化。AZ5214光刻膠在不同溫度條件Ar氣氛圍下碳化40 min,光刻膠均轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶體石墨化碳膜。進(jìn)行Raman測試表明,碳膜D峰和G峰的比值隨碳化溫度升高而增大,800 ℃高溫碳化形成的碳膜ID:IG達(dá)到3.57,對高溫激活退火SiC表面保護(hù)效果最佳,經(jīng)過Ar氣氛圍下1 650 ℃ 20 min激活退火后,有碳膜保護(hù)和無碳膜保護(hù)的SiC表面粗糙度RMS分別為0.6 nm和3.6 nm。

SiC;高溫激活;碳膜;表面粗糙度

碳化硅(SiC)材料具有寬帶隙、高臨界擊穿場強(qiáng)、高熱導(dǎo)率,高載流子飽和漂移速度等優(yōu)良的物理、電學(xué)特性,特別適用于大功率、高壓、高溫電子器件[1]。在SiC器件工藝中,由于雜質(zhì)的擴(kuò)散能力系數(shù)低,離子注入技術(shù)是實(shí)現(xiàn)摻雜的關(guān)鍵工藝。為了激活注入的摻雜和消除注入過程造成的損傷缺陷,需要對SiC在高溫下進(jìn)行激活退火。

對于高鍵合能的SiC晶格,需要在超過1 600 ℃以上高溫進(jìn)行退火才能獲得一定的電激活[2-3]。但是,在如此高的激活退火溫度下,Si容易從SiC表面升華,并以Si、Si2C、SiC2等形式重新沉積在晶片表面,形成臺階簇,導(dǎo)致表面粗糙度增加[4]。為了阻止SiC表面Si的升華,研究者采用不同類型的保護(hù)薄膜,包括AlN、BN/AlN和不同類型的碳膜(石墨、DLC)等[5-7],沉積在表面,作為高溫激活過程中SiC表面的保護(hù)層。但是,高于1600度溫度下,AlN覆層中會形成針孔,限制了此方法的有效性;BN/AlN復(fù)合結(jié)構(gòu)沉積工藝復(fù)雜,且退火后不易去除[8],并不能有效的保護(hù)SiC表面。

本文通過高溫碳化處理,將AZ5214光刻膠轉(zhuǎn)化為納米晶體石墨的方法在SiC表面制備碳膜,并比較不同碳化溫度對形成碳膜體特性的影響,研究碳膜保護(hù)層對離子注入后高溫激活退火過程中對SiC表面形貌的改善作用。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用Cree公司N型摻雜4H-SiC(0001)外延片為原材料,外延層氮摻雜濃度為6×1015cm-3。SiC樣品Si面,常溫Al注入,注入能量范圍從45 keV到400 keV,形成N型摻雜濃度為3.5×1015cm-3的箱型分布。

整個實(shí)驗(yàn)分為碳膜優(yōu)化和高溫激活SiC表面形貌研究兩部分。碳膜優(yōu)化實(shí)驗(yàn)過程中,通過在SiC晶圓表面旋涂AZ5214光刻膠,在Ar氛圍下不同碳化溫度(700 ℃、750 ℃、800 ℃)處理40 min,熱轉(zhuǎn)化形成碳膜,比較碳膜體特性,以獲得更優(yōu)化碳膜形成工藝。將優(yōu)化的碳膜形成方法應(yīng)用于高溫激活SiC表面形貌研究實(shí)驗(yàn)中,SiC樣品的碳膜通過AZ5214光刻膠的在Ar氛圍下800 ℃退火40 min熱轉(zhuǎn)化形成。有碳膜和無碳膜的SiC樣品在Ar氣氛圍下1 650 ℃高溫激活退火20 min,樣品放置在石墨盒內(nèi)。然后,有碳膜的SiC樣品氧氣氛圍下950 ℃氧化4 h去碳膜,無碳膜SiC樣品同時在1 100 ℃下犧牲氧化2 h。

退火溫度對碳膜表面形貌和體結(jié)構(gòu)特性的影響分別通過SEM圖像和Raman測試表征。高溫激活后,有碳膜和無碳膜SiC注入樣品的表面形貌的變化通過比較AFM圖像和SEM圖像。

2 結(jié)果和分析

圖1顯示了碳膜優(yōu)化實(shí)驗(yàn)中,700 ℃、750 ℃和800 ℃ Ar氣氛圍下AZ5214光刻膠經(jīng)過碳化樣品的Raman光譜,其中未退火的光刻膠的數(shù)據(jù)作為參照。700 ℃退火的樣品,在波數(shù)為1 348 cm-1和1 596 cm-1處分別出現(xiàn)了D峰和G峰。G峰和D峰是由于碳膜中sp2結(jié)構(gòu)產(chǎn)生的,其中G峰是由碳環(huán)或長鏈中的所有sp2原子對拉伸運(yùn)動產(chǎn)生的,D峰是由碳環(huán)中sp2原子呼吸振動模式產(chǎn)生,D峰和G峰的出現(xiàn)顯示光刻膠已經(jīng)開始向納米晶體石墨方向的轉(zhuǎn)變。隨著退火溫度的增大,750 ℃和800 ℃的樣品D峰和G峰的位置沒有發(fā)生太大的變化;但是,ID:IG的比值隨退火溫度升高顯著增大,如表1所示,這意味著碳膜成分中sp2比例不斷增大,往石墨方向轉(zhuǎn)變的程度不斷增強(qiáng)。其中800 ℃退火樣品的SEM截面圖如圖2所示,退火后光刻膠的厚度約為366 nm,光刻膠涂層已經(jīng)向納米顆粒轉(zhuǎn)變,與Raman測試結(jié)果相吻合。Raman和SEM數(shù)據(jù)顯示,經(jīng)過高溫退火后AZ5214光刻膠已經(jīng)向石墨化方向轉(zhuǎn)變,其中800 ℃退火的樣品形成的碳膜厚度均勻,整體覆蓋良好。

圖1 未退火的AZ5214光刻膠以及700 ℃、750 ℃、800 ℃ Ar氛圍下碳化形成碳膜的Raman光譜

表1不同溫度退火樣品D峰、G峰分布位置和ID:IG的比值

SampleID：IGDPeak/cm-1GPeak/cm-1700℃3．0713481596750℃3．4013501594800℃3．5713531595

圖2 AZ5214 800 ℃退火樣品的SEM截面圖

圖3 SiC高溫退火后有碳膜保護(hù)區(qū)和無碳膜保護(hù)區(qū)的SEM圖像

將優(yōu)化的碳膜形成方法應(yīng)用于高溫激活SiC表面形貌研究實(shí)驗(yàn)中,通過AZ5214光刻膠在Ar氛圍下800 ℃退火40 min熱轉(zhuǎn)化,在經(jīng)過Al離子注入的SiC晶圓樣品表面形成碳膜。分別將有碳膜保護(hù)和無碳膜保護(hù)的Al離子注入SiC晶圓樣品,在Ar氛圍下經(jīng)過1 650 ℃ 20 min高溫激活退火,去除表面碳膜后,有碳膜保護(hù)區(qū)和無碳膜保護(hù)區(qū)的SEM圖像如圖3所示,無碳膜保護(hù)區(qū)的臺階簇比有碳膜保護(hù)區(qū)的更加明顯,表面粗糙度更高。更進(jìn)一步采用AFM測試結(jié)果如圖4所示,無碳膜保護(hù)的離子注入?yún)^(qū)RMS為3.6 nm,表面臺階起伏達(dá)到±10 nm,表面形貌退化嚴(yán)重;而有碳膜保護(hù)的離子注入?yún)^(qū)的RMS為0.6 nm,粗糙度與原始的SiC表面基本相當(dāng)處于同一量級,并且表面臺階起伏只有±2 nm,表面形貌無明顯退化。

圖4 (a)無碳膜保護(hù)離子注入?yún)^(qū)高溫激活退火后的AFM圖像,(b)和對應(yīng)的臺階深度分布(c)碳膜保護(hù)的離子注入?yún)^(qū)高溫激活退火的AFM圖像,(d)和對應(yīng)的臺階深度分布

因?yàn)镾iC離子注入高溫激活退火過程中,退火溫度可以高達(dá)1 800 ℃,Si容易從SiC表面升華,并以Si、Si2C、SiC2等形式重新沉積在晶片表面,形成臺階簇;并且退火溫度越高,退火時間越長,在SiC表面形成溝槽的深度和寬度越大,表面粗糙度越大。因此,在離子注入高溫激活退火工藝中使用碳膜作為SiC表面的覆蓋層,碳膜能夠作為阻擋層抑制表面處Si的升華和再沉積過程,從而避免表面變得過于粗糙,有效改善晶片表面形貌,有利于提升器件性能。

采用碳膜作為SiC離子注入后高溫激活退火的保護(hù)層,制作的SiC肖特基二極管獲得優(yōu)異的導(dǎo)通和阻斷性能,如圖5所示。

圖5 SiC肖特基二極管導(dǎo)通性能

3 結(jié)論

本文通過光刻膠高溫碳化的方式在SiC表面制備碳膜,以抑制高溫離子注入激活退火中SiC表面形貌的退化。Raman測試結(jié)果顯示,退火后D峰和G峰出現(xiàn),直接沉積的光刻膠開始向納米晶體石墨轉(zhuǎn)變;并且,隨著退火溫度的增大,轉(zhuǎn)變程度增強(qiáng);其中,800 ℃的碳化形成的碳膜厚度均勻,整體覆蓋良好,D峰和G峰的比例達(dá)到3.57,具有良好的高溫激活退火保護(hù)能力。SEM和AFM測試結(jié)果表明,覆蓋碳膜的SiC注入激活樣品,由于表面處Si的升華和再沉積過程得到抑制,退火后表面無明顯形成的溝槽,表面粗糙度只有0.6 nm,表面臺階起伏只有±2 nm,表面形貌得到有效改善,有利于提升器件性能。

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李誠瞻(1979-),男,博士,高級工程師,長期從事寬禁帶化合物半導(dǎo)體器件研究與開發(fā)工作,licz@csrzic.com。

InfluenceofCarbonFilmforSiCSurfaceinHTActivation*

LIChengzhan1,2*,WANGYiyu3,SHIJingjing1,2,SHENHuajun3,ZHOUZhengdong1,2

(1.Zhuzhou CSR Times Electric Co.LTD,Zhuzhou Hunan 412001,China;2.Hunan Provice Key Laboratory of Power Devices,Zhuzhou Hunan 412001,China;3.Institute of Microelectronics of Chinese Academy Sciences,Beijing 100029,China)

A carbon film formed on an ion-implanted SiC wafer was used as cap layer of the SiC wafer surface which was in the activation process at high temperature. The roughness RMS of SiC wafer surface with carbon film cap layer was only 0.6 nm after activation at 1 650 ℃ for 20 minutes,which show without obvious physical degradation. The photoresist AZ5214 was carbonized for 40 minute at several different temperatures in Argon atmosphere,and all of the photoresist was graphitized nanocrystalline carbon film. Raman tests indicated that the ratio of D peak to G peak increased by higher temperature. TheID:IGof the carbon film carbonized at 800 ℃reached to 3.57,which was the best protected layer for SiC wafer surface. After activation at 1 650 ℃ for 20 min in Argon atmosphere,the roughness(RMS)of the SiC wafer surface covered with the carbon film was 0.6 nm,while RMS was 3.6 nm without carbon cap layer.

SiC;high temperature activation;carbon film;surface roughness

項(xiàng)目來源:國家科技重大專項(xiàng)

2013-12-12修改日期:2014-02-19

O647.2

:A

:1005-9490(2014)06-1030-04

10.3969/j.issn.1005-9490.2014.06.004