重離子輻照導致的SiC 肖特基勢壘二極管損傷機理*

彭超 雷志鋒 張戰剛 何玉娟 陳義強 路國光 黃云

(工業和信息化部電子第五研究所,電子元器件可靠性物理及其應用技術重點實驗室,廣州 511370)

基于高能Ta 離子輻照研究了SiC 肖特基勢壘二極管的失效模式和機理,實驗表明輻照過程中的反向偏置電壓是影響SiC 肖特基勢壘二極管器件失效的關鍵因素.當器件反向偏置在400 V 時,重離子會導致器件的單粒子燒毀,輻照后的器件出現了因SiC 材料熔融形成的“孔洞”;當器件反向偏置在250—300 V 時,器件失效表現為關態漏電流隨著離子注量增加而增加,且器件的偏壓越高,重離子導致的漏電增加率也越高.對于發生漏電增加的器件,基于顯微分析技術發現了分布在整個有源區內重離子導致的漏電通道.TCAD 仿真結果表明,重離子入射會導致器件內部的晶格溫度上升,且最大晶格溫度隨著偏置電壓的增加而增加.當偏置電壓足夠大時,器件內部的局部晶格溫度達到了SiC 材料的熔點,最終導致單粒子燒毀;當偏置電壓較低時,重離子入射導致的晶格溫度增加低于SiC 材料的熔點,因此不會造成燒毀.但由于器件內部最大的晶格溫度集中在肖特基結附近,且肖特基金屬的熔點要遠低于SiC 材料,因此這可能導致肖特基結的局部損傷,最終產生漏電通路.

1 引言

相對于傳統的硅材料,SiC 材料具有禁帶寬度大、擊穿場強高、熱導率高、耐高溫、耐輻照等優勢,在大功率應用領域顯示出卓越的性能[1-3].為了達到更大的電壓容量,基于SiC 材料的功率器件厚度可以小于硅基器件[4].因此,SiC 功率可以大幅度降低功率電子系統的體積和重量.SiC 功率器件的大規模應用使得電子設備變得更加輕型化和小型化,具有極廣闊的應用前景.目前,SiC 功率器件已被納入航天發展戰略部署.

在航天應用中,高能重離子是導致SiC 功率器件失效的一個主要來源.雖然國內外已有大量文獻報道了重離子輻照導致的SiC 功率器件的單粒子燒毀(single event burnout,SEB)現象[5-9],但關于SiC 功率器件中的SEB 機理仍沒有形成定論,存在較大爭議.Akturk 等[10]研究顯示SiC 基功率器件的SEB 來源于碰撞電離和快速熱瞬態,完全不同于Si 基功率器件中的寄生雙極晶體管導通;而Witulski 等[11]基于Sentaurus TCAD 仿真研究認為SiC 功率金屬-氧化物半導體場效應晶體管(metal oxide semiconductor field effect transistor,MOSFET) 的SEB 機制為寄生雙極晶體管的開啟,繼而引起載流子雪崩電離,最終漏端電流失控導致SEB;還有文獻將SiC 功率MOSFET 器件的SEB 失效解釋為寄生雙極晶體管的開啟和雙極晶體管的二次擊穿,但這無法解釋SiC 功率二極管中沒有任何類型的寄生晶體管,也會發生同樣的SEB 失效[12];Soelkner 等[13]則認為SEB 是由非常強烈的動態雪崩產生的局部高熱引起.除此之外,文獻[14-16]報道了重離子輻照下誘發的SiC功率器件泄漏電流增加的退化現象,該退化現象是SiC 功率器件所特有的,在Si 基功率器件中并未發現[17].目前還沒有理論可以很好地解釋該現象.Javanainen 等[18]認為是沿離子徑跡產生的瞬態高功率引起劇烈的晶格振動,從而導致永久晶格損傷,然后形成泄漏電流通路.另外,有工作將泄漏電流的增加解釋為一種局部微SEB 現象[19],但是這些理論都無法解釋漏電增加退化只出現在SiC 功率器件中.

以SiC 肖特基勢壘二極管(Shottcky barrier diode,SBD)為對象,本文利用重離子輻照實驗和TCAD 仿真進一步探索其失效模式特征和失效機理.結合光發射顯微(emission microscope,EMMI)和聚焦離子束(focus ion beam,FIB)-掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)雙束技術驗證了重離子輻照下SiC-SBD 器件不同失效模式的顯微特征.基于TCAD 仿真分析了不同失效模式的物理機制.本文提出的失效機理解釋了為什么重離子導致的關態漏電流增加退化只出現在SiC 基功率器件中,而沒有在Si 基功率器件中觀察到.

2 實驗描述

實驗樣品選用泰科天潤公司的SiC 結勢壘肖特基二極管(G3S12005A,1200V,5A),所有器件均采用TO-220AC 封裝.重離子輻照在蘭州重離子加速器上進行,輻照使用初始能量為2443.5 MeV的181Ta 離子.為保證重離子能夠進入器件有源區,全部器件在輻照前都要進行開封處理,如圖1(a)所示.所有開封后的器件都要測試其電學特性,確保器件性能正常.圖1(b)顯示了實驗用SiC-SBD器件開封后的切面SEM 圖,可以看到,Ta 離子在入射到器件中需穿透Si3N4,SiO2,Al,肖特基金屬接觸才能進入SiC 有源區.根據SRIM 軟件[20]計算Ta 離子在SiC 材料中的射程為97.34 μm,該離子可以貫穿整個器件的有源區進入襯底,且在器件中的線性能量傳輸(linear energy transfer,LET)值為81.3 MeV·cm2/mg.

圖1 實驗用SiC-SBD 器件 (a) 開封后的光學顯微鏡頂視圖;(b) 截面SEM 圖Fig.1.Device of SiC-SBD used in our experiment: (a) Top view of optical microscope after de-capsulated;(b) SEM diagram of cross-section.

整個重離子輻照在線測試布局如圖2 所示,全部待測器件安裝在偏置板上,調整偏置板的位置保證重離子從正面垂直入射到待測器件,每次只有一個器件接受輻照.重離子束斑面積為2 cm×2 cm,可以覆蓋單個器件的整個有源區.輻照時,通過Keithley 2410 高壓源表給輻照器件加電.待測器件偏置在關態,即陰極加高電壓,陽極接地;高壓源表同時實時采集器件關態電流發送到上位機.測試人員位于測試間,通過長網線控制上位機,在線測試過程中發現關態電流突然激增時,則認為發生SEB.此時,將高壓源表連接到下一個待測器件,開始下一輪輻照,輻照過程中選定了不同的電壓偏置條件.選用的重離子注量率為1000 cm—2·s—1.

圖2 重離子輻照在線測試布局Fig.2.On-line test layout of heavy ion irradiation.

輻照后對所有失效樣品進行EMMI 分析,EMMI 測試在Hamamatsu PHEMOS-1000 系 統上進行,該系統可以通過檢測微弱的光發射信號來精確定位SiC-SBD 器件中的失效位置.使用Thermo Fisher Scientific 公司的Helios G4CX FIB-SEM雙束系統對失效位置制樣并進行顯微觀察.首先通過大束流Ga 離子在失效位置刻蝕出剖面,然后通過小束流條件對剖面進行拋光,最后通過SEM 獲得剖面微觀形貌.

3 實驗結果及討論

3.1 輻照過程中的電流在線測試

圖3 顯示了不同偏置電壓輻照過程中,SBD 器件關態漏電流的實時監測結果,保持重離子注量率為1000 cm—2·s—1.當器件偏置在200 V 及以下時,器件關態漏電流在整個輻照過程中保持穩定;當器件偏置電壓增加到250 V 時,器件關態漏電流在重離子開束的同時出現增加.在整個輻照過程中,關態漏電流隨時間呈現出線性增長的趨勢,電流的增加率為2.24 × 10—9A/s.偏置電壓為300 V 時,同樣觀察到了重離子導致的器件關態漏電流增加.但此時對應的電流增加率為3.13 × 10—8A/s,相比偏置電壓為250 V 的情況增加了1 個數量級.

圖3 不同偏置電壓Vbias 輻照過程中,器件關態漏電流隨時間的 變化關 系 (a) Vbias=100—300 V;(b) Vbias=400 VFig.3.Off-state leakage current as a function of time during irradiation under different biases Vbias: (a) Vbias=100—300 V;(b) Vbias=400 V.

對于偏置電壓為400 V 的器件,當重離子的總注量達到104cm—2時,發生了SEB,如圖3(b)所示,關態漏電流突然激增并被高壓源表限流在21 mA;同時,反向電壓由400 V 下降為5 V,失去了高壓阻斷能力.這表明重離子輻照過程中SiC-SBD 器件的反向偏置電壓是影響其失效的關鍵因素.在偏置電壓較低時,SiC-SBD 器件的退化模式為關態漏電流增加;只有當偏置電壓足夠大時,該器件才出現SEB,這與文獻[16]的報道一致.此外,較高的偏置電壓還會加劇SBD 器件的關態漏電流增加退化.在相同的離子注量率下,偏置電壓越高,器件的漏電流增加越顯著.

3.2 輻射導致的器件損傷微觀形貌特征

圖4 顯示了輻照后器件的EMMI 測試結果.在偏置電壓為2 V,漏電流為283 μA 時,通過EMMI測試分析可以定位到發生SEB 器件的損傷區域,如圖4(a)所示.損傷區域的顯微圖像表明,由于SEB 過程中的熱失控,SBD 器件中出現了一個直徑大約為15 μm 的圓形熔融“空洞”,見圖5(a).這表明在SEB 過程中,器件內部的局部溫度達到了SiC 材料的熔點.利用FIB 對不同位置處的切面制樣并獲取其微觀形貌,如圖5(b)—(f)所示,可以看到SEB 形成的熔融“空洞”近似為圓錐體,其最深處在肖特基結以下10 μm 附近,正好對應SiC-SBD器件的n—偏移層/n+襯底結處.

圖4 輻照后器件的EMMI 測試結果 (a) SEB 的器件;(b)關態漏電增加的器件Fig.4.EMMI analysis results for the irradiated devices:(a) Device of SEB;(b) device with leakage current increase.

圖5 發生SEB 的SBD 器件的失效區域SEM 圖像 (a) 頂視圖;(b)—(f) 分別對應位置1—5 處的截面圖Fig.5.SEM images of failure area for SBD device with SEB: (a) Top view;(b)—(f) cross-section image corresponding to the line 1—5,respectively.

對于輻照過程中出現了關態漏電流增加的器件同樣開展了EMMI 分析,測試條件為偏置電壓500 V,漏電流516 μA.結果如圖4(b)所示,未觀察到標識失效位置的光發射信號.這可能是因為該失效模式下損傷位置的漏電流很小,對應的光發射信號也很弱,因此SiC-SBD 器件正面的金屬布線會覆蓋微弱的光發射信號,導致無法實現失效定位.基于此,可以通過化學機械拋光研磨剝離掉部分背面金屬,從器件背面開展EMMI 分析.圖6 顯示了關態漏電增加器件背面的EMMI 測試結果,其中輻照總注量7.8 × 105cm—2,測試條件為偏置電壓500 V,漏電流516 μA.由圖6 可以看到,代表損傷區域的“光斑”均勻分布在除鍵合線區域外的整個SiC 器件有源區.根據SRIM 軟件計算Ta離子在鋁鍵合線中的射程約為125 μm,器件正面鍵合線的厚度要遠大于Ta 離子的射程.這意味著當Ta 離子從器件正面入射時,Ta 離子不能穿透鍵合線,從而使得鍵合線下方的器件有源區免受損傷.進一步證明損傷是由重離子撞擊引起的,而且損傷只存在于Ta 離子入射的局部區域內.圖6(b)為漏電損傷區域的局部放大圖,EMMI 分析中的每個“光斑”對應于重離子引入的陰極和陽極之間的電流泄漏通道,光斑亮度代表泄漏電流的強度.有些“光斑”比其他的亮,表明不同泄漏通道的電導率并不完全相同.在圖6(b)顯示的320 μm × 432 μm的區域內,統計漏電通道數(即EMMI 分析中的“光斑”數)大約為148 個.假設重離子完全均勻分布,則入射到該區域的重離子數大約為1078 個,顯然漏電通道數要遠低于入射的重離子數.造成該現象的原因可能是部分離子由于沒有入射到敏感區域而不會導致漏電通道.

圖6 (a) 關態漏 電增加 器件背面的EMMI 測試結果;(b) 320 μm×432 μm 區域的局部放大圖(圖(a)紅色虛線范圍)Fig.6.(a) Back-side EMMI analysis result for the irradiated device with leakage current increase;(b) enlarged view of 320 μm×432 μm area (Area surrounded by the red dotted line in Fig.(a)).

利用FIB 對漏電損傷區域切面制樣并獲取其微觀形貌,如圖7(a)所示.與輻照前圖7(b)所示的器件對比,在SEM 下未觀察到明顯的形貌差異,也未觀察到類似SEB 的材料熔融現象.圖8 給出了發生漏電增加器件輻照前后的I-V特性曲線對比.輻照后器件的反向漏電流明顯增加,但未觀察到正向特性的改變,這意味著器件肖特基勢壘未發生明顯退化.

圖7 器件截面SEM 形貌圖 (a) 輻照后發生漏電增加的器件;(b) 未輻照器件Fig.7.SEM morphology of the device cross-section: (a) The irradiated device of leakage current increasing;(b) pristine device.

圖8 發生漏電增加器件輻照前后的I-V 特性曲線Fig.8.I-V characteristics of the device with the leakage current increase before and after irradiation.

3.3 基于TCAD 仿真的失效機理

為進一步研究重離子導致的SiC-SBD 的失效機理,本文利用Sentaurus TCAD 工具開展了二維器件仿真[21].基于已公開發表的文獻[7,9,22]和反向工程中獲取的器件信息生成器件仿真結構,如圖9 所示.仿真過程中使用的模型包括載流子漂移-擴散模型、產生復合模型(Shockley-Read-Hall 模型和Auger 模型)、載流子遷移率模型(摻雜依賴模型和高電場飽和模型).除了這些基本的物理模型外,還考慮了SiC 材料的不完全電離和各向異性.通過碰撞電離模型模擬SiC 功率SBD器件的雪崩擊穿行為,考慮了因大電流密度導致的晶格熱過程.仿真過程中,SBD 器件處于反向偏置狀態,輻射粒子從器件陽極垂直入射.為與輻照實驗保持一致,仿真中離子LET 值設為0.54 pC/μm,對應SiC 材料約為81 MeV·cm2/mg.離子的射程設置為30 μm,可以貫穿SBD 器件的n 型漂移區.通過改變SBD 的反向偏置電壓來研究影響器件失效的因素.

圖9 顯示了不同反向偏壓下輻射離子入射SBD 導致的陰極瞬態電流密度和最大晶格溫度隨時間的變化關系.輻射離子均從距離器件中心3 μm處入射,離子穿過肖特基金屬后會經過p+/n—結區進入n 型漂移區.對應不同的電壓偏置條件,當輻射離子在100 ps 入射時,因輻射離子電離和碰撞電離產生的電子被收集,在陰極會產生一個瞬態電流脈沖.其中,反向偏置電壓越大,器件內部電場強度越大,則碰撞電離強度越大,因碰撞電離電荷收集而產生的陰極瞬態電流也越大.當器件偏置在200 V 及以下時,輻射產生的陰極瞬態電流在離子入射后逐漸趨于0,其導致的器件最大晶格溫度在700 K 左右,如圖9(b)所示.這一溫度遠低于器件內部各材料的熔點,不會引起材料的損傷導致器件的失效.

圖9 不同反向偏壓下離子入射導致的(a)陰極瞬態電流密度和(b)最大晶格溫度隨時間的變化Fig.9.(a) Transient current density and (b) maximum lattice temperature as a function of time when heavy ion strikes under the different bias voltages.

當器件偏置在250 V 及以上時,輻射誘生的陰極瞬態電流遠高于200 V 偏置時的情況,且在離子入射后的20 ns 內維持在一個較高的水平.對應的SBD 反向偏置電壓Vr=850 V 時,由離子入射SBD 導致的沿離子徑跡上的電場分布見圖10(a).可以看到,在離子入射的10 ps 內,靠近肖特基結的p+區發生了穿通.強電場產生的大量碰撞電離電子注入n 型漂移區形成了負空間電荷區,導致電場峰值由p+/n—結轉移到n—漂移區/n+襯底結,峰值電場強度達到了3 mV/cm.n—/n+結附近的強電場直接觸發了雪崩倍增,導致陰極關態電流激增.仿真結果表明,在離子入射后的0.4—10.0 ns 內,碰撞電離區會逐漸集中在漂移/襯底結處并起主導作用.碰撞電離產生的大注入效應同時能維持住漂移/襯底結附近的強電場,從而形成正反饋的雪崩倍增,導致器件瞬態電流維持在一個較高的水平.隨著陰極關態電流的增加,SBD 內部最大晶格溫度也逐漸增加,大約1 ns 時達到3000 K 以上.此時器件內部的最高晶格溫度達到SiC 材料的熔點,最終會導致器件中SiC 材料的熱損傷,發生SEB.圖11 顯示了仿真得到的離子入射后SiC-SBD 內部的晶格溫度分布.晶格溫度的升高首先出現在沿離子徑跡的肖特基結界面附近.在離子入射400 ps 后,晶格溫度上升區域開始蔓延到n—/n+結區.在10 ns 時,以離子入射徑跡為中心的高晶格溫度區幾乎覆蓋整個漂移區.值得注意的是,最大晶格溫度點位于離子入射處的肖特基結界面附近,其次為n—/n+結附近.可以推斷,這是SEB 事件中SBD 器件最早出現損傷的區域,與失效分析中觀察到的SEB 區域的微觀形貌一致(見圖5),高溫導致的熔融區域由肖特基結延伸到n—/n+結附近.

圖10 離子入射SBD 導致的沿離子徑跡上的電場分布仿真 (a) Vr=850 V;(b) Vr=250 VFig.10.Simulated electric field as a function of distance along the ion track: (a) Vr=850 V;(b) Vr=250 V.

圖11 重離子入射不同時間后SiC-SBD 器件內部的晶格溫度分布 (a) 400 ps;(b) 1 ns;(c) 5 ns;(d) 10 nsFig.11.Simulation of lattice temperature in SiC-SBD after the heavy ion incidence at different times: (a) 400 ps;(b) 1 ns;(c) 5 ns;(d) 10 ns.

對于器件反向偏置在250 V 的情況,離子入射后沿離子徑跡上的電場分布如圖10(b)所示.在離子入射400 ps 后,由于大量碰撞電離電子注入n型漂移區導致在漂移/襯底結形成一個電場峰值.但漂移/襯底結處的峰值電場無法維持.在離子入射5 ns 時,SBD 器件內部電場完全恢復到輻照前的狀態.這意味著此時輻射粒子的入射未觸發正反饋的雪崩倍增,最終也不會導致SEB 效應.但是,盡管不會誘發SEB,器件內部的最大晶格溫度仍然能達到2300 K.該溫度雖然未達到SiC 材料的升華溫度(約3000 K),但高于肖特基金屬的熔點(Ti 的熔點約為2040 K,Al 的 熔點約為930 K).根據圖11 的結果可知,器件內部最大晶格溫度正好集中在肖特基金屬/p+區界面附近.2300 K 的高溫雖然不會導致SiC 的熔融,但會導致肖特基結的局部損傷.這可能是SiC-SBD 在輻照后未出現SEB 但出現關態漏電流增加的原因.需要注意,由于重離子輻照導致的局部損傷區域相對于整個肖特基結面積非常小,對肖特基勢壘的影響可以忽略不計,因此未觀察到正向導通特性的變化(圖8).

綜上所述,隨著器件反向偏置電壓的增加,離子入射后導致的器件內部最大晶格溫度也隨之增加.由于SiC-SBD 器件中,SiC 材料的熔點要遠高于肖特基金屬等其他材料的熔點.當器件偏置在250—350 V 之間時,輻射粒子入射導致的晶格溫度增加達到了肖特基金屬的熔點,但低于SiC 材料的熔點,因此不會造成SEB,只會導致肖特基結的局部損傷,產生漏電通路;而當器件偏置在350 V以上時,離子入射導致的晶格溫度增加達到了SiC材料的熔點,于是誘發了器件的SEB.這也可以解釋為什么重離子導致的關態漏電流增加退化只出現在SiC 基功率器件中,而沒有在Si 基功率器件中觀察到.Si 材料的熔點約為1680 K,這與肖特基金屬的熔點相當.這意味著肖特基金屬不會在SEB前發生損傷,即不會出現泄漏電流增加的退化模式.當器件內部的晶格溫度足夠高時,直接導致了Si 材料的熔融,發生SEB.

4 結論

本文針對SiC 肖特基功率二極管開展了重離子輻照實驗,實驗結果表明輻照過程中的反向偏置電壓是影響SiC-SBD 器件失效的關鍵因素.在高偏壓下,重離子會導致器件的SEB.燒毀區域的顯微圖像顯示,SBD 器件中出現了一個近似圓錐體的熔融“孔洞”,該“孔洞”的上表面直徑約為15 μm,向下延伸到SiC-SBD 器件的n—偏移層/n+襯底結處.在較低偏壓下,重離子會導致器件的關態漏電流增加.通過EMMI 分析觀察到了重離子導致的分布在整個有源區內的漏電通道.TCAD 仿真結果表明,在低偏壓下重離子入射雖然不會誘發正反饋的雪崩倍增,但瞬態大電流同樣會導致局部晶格溫度增加,且最大的晶格溫度集中在肖特基結附近.輻射粒子入射導致的晶格溫度增加低于SiC 材料的熔點,因此不會造成SEB,但可能導致肖特基結的局部損傷,產生漏電通路.

感謝蘭州重離子研究裝置(HIRFL)為本論文研究提供的實驗條件.