p 型接觸界面氧影響SiC APD 暗電流的機制研究

楊成東,蘇琳琳

(無錫學院 電子信息工程學院,江蘇 無錫 214105)

近年來,SiC 雪崩光電二極管(Avalanche Photodiode,APD)作為一種高量子效率的微弱紫外光探測器,在國防預警、深空探測和高壓輸電線電暈檢測等領域備受關注[1-3]。近年來隨著材料質量和制備工藝的不斷完善,SiC APD 能夠實現低暗電流(10-12A)、高增益(104以上)和高量子效率(峰值量子效率50%),并且能夠成功實現微弱紫外光探測,最優異的單光子探測效率達到30%。在器件結構中,電極/半導體之間良好的歐姆接觸對于探測性能至關重要。高溫退火是形成良好SiC 歐姆接觸的常用方法,其中,n型SiC 的歐姆接觸比較成熟,通常采用Ni 基金屬體系,通過氮氣氛圍、900 ℃條件下的高溫退火能夠形成良好的歐姆接觸,比接觸電阻率可以達到10-6Ω·cm2[4]。Al 基、Ni 基和Ti 基是三種常見的p 型SiC 歐姆接觸的金屬體系,其中,Al 基接觸金屬層的比接觸電阻率可以達到10-5Ω·cm2,但退火溫度高達1000℃,這加劇了Al 的氧化(退火溫度達到800 ℃以上開始出現Al 的氧化行為)[5-7];Ni 基接觸金屬層可以在800 ℃退火溫度下實現10-5Ω·cm2比接觸電阻率,退火溫度較低[8];Ti 基接觸金屬層的退火溫度略高于Ni基[9-10]?？傮w而言,由于Al 基歐姆接觸層需要更高的退火溫度,SiC APD 多采用Ni 基和Ti 基作為p 型歐姆接觸金屬體系。

為了實現SiC APD 的高靈敏度,需要控制器件的體內漏電和表面漏電以最大限度地降低器件暗電流。得益于SiC 材料外延技術日趨成熟,目前能夠成功生長位錯密度為1000～2000 cm-2的SiC 外延片,這使制備零位錯的SiC APD 成為可能。除SiC 材料質量外,SiC/SiO2的界面質量對于限制暗電流同樣重要,暗電流是SiC APD 器件漏電的另一個重要原因。經過近十幾年的發展,研究人員已經完善了犧牲氧化層、熱氧化和等離子增強化學氣相沉積SiOx或SiNx的鈍化方法,能夠有效地將器件雪崩擊穿前的暗電流壓制在pA量級甚至更低的水平。然而,在器件制備過程中,被多次使用的氧等離子體去膠過程會在金屬/SiC 界面引入氧氛圍,在隨后的高溫退火過程中,界面氧會與SiC 表面、金屬電極和退火生成物發生反應,誘導金屬/SiC 界面產生界面缺陷,從而對SiC APD 的電學行為帶來顯著的影響,尤其是器件暗電流水平。因此,系統研究界面氧對器件電學性能的影響對于制備低暗電流的SiC APD 是十分有必要的。本工作通過對照四種不同工藝條件下制備的SiC APD 的暗電流,討論p型接觸界面氧氛圍對SiC APD 暗電流的影響,并通過接觸界面半導體形貌分析,對暗電流的形成機制進行研究,研究結果表明,金屬/半導體界面引入p 型界面氧氛圍會導致Ni 基p 型電極SiC APD 暗電流的急劇增加,相應的掃描電子顯微鏡(SEM)圖像顯示在高溫退火下,基于Ni 基p 型電極的SiC 表面存在高密度的尖峰,這些尖峰區由于電荷積累導致了SiC APD 暗電流的增加。另外,p 型界面氧雖然沒有導致Ti 基p 型電極SiC APD 暗電流的急劇增加,但其SiC 表面仍存在較多缺陷。相反地,通過氫氟酸去除界面氧能夠有效降低漏電,并且SEM 圖像顯示界面缺陷大量減少,該結果進一步驗證了界面漏電機制。因此,為了獲得低暗電流的SiC APD,在氧等離子體去膠等可能引入氧氛圍的工藝步驟后需要對外延片進行氫氟酸腐蝕,以去除氧氛圍。

1 實驗

SiC APD 制備于n 型4H-SiC 襯底上,如圖1 所示,外延結構從下到上依次為: 一層10 μm 厚的n 型緩沖層,摻雜濃度為3×1018cm-3;一層70 nm 厚的本征層;一層0.5 μm 厚的p 型雪崩倍增層,摻雜濃度為1×1015cm-3;一層70 nm 厚的本征層;一層0.2 μm厚的p 型接觸層,摻雜濃度為2×1018cm-3;一層70 nm 厚的本征層;一層0.25 μm 厚的p 型覆蓋層,摻雜濃度為2×1019cm-3。在器件制備之前,首先采用RCA標準清洗法將外延片在丙酮、乙醇、硫酸-過氧化氫清洗液、氨-過氧化物清洗液、鹽酸-過氧化物清洗液、氫氟酸和水中依次清洗以去除表面灰塵和有機物。為了形成相鄰器件之間的電學隔離,采用感應耦合等離子體刻蝕系統對外延片進行臺面刻蝕,臺面刻蝕到雪崩倍增層上表面[11]。利用光刻膠回流技術形成傾斜臺面刻蝕掩膜,最終獲得6o的小傾角臺面,這有助于抑制臺面邊緣強電場[11]。臺面制備完成后,采用熱氧化和等離子體增強化學氣相沉積法進行表面鈍化,修復外延片表面的刻蝕損傷[12-13]。最后進行電極制備,n 型電極制備于外延片背面,采用電子束蒸發系統依次蒸鍍Ni、Ti、Al、Au 金屬層,厚度分別為25,50,100,100 nm。光刻顯影后通過氫氟酸濕法腐蝕SiO2形成p 型電極窗口。為了研究p 型接觸界面氧對SiC APD 性能影響,在外延片進行氧等離子體處理去除殘余光刻膠,然后將部分外延片放入氫氟酸溶液中進行腐蝕后再蒸鍍p 型電極,而部分外延片不經過氫氟酸溶液腐蝕直接蒸鍍p 型電極。p 型電極選用厚度分別為25,50,100,100 nm 的Ni、Ti、Al、Au 金屬層或厚度分別為70,200,100,100 nm 的Ti、Al、Ti、Au金屬層。最后將器件分別在300,500,600,700,800,900 ℃氮氣氛圍中退火3 min。不同器件p 型電極和界面處理方式如表1 所示。

圖1 SiC APD 剖面結構示意圖Fig.1 Cross-sectional schematic of the SiC APD

表1 SiC APD 界面處理和p 型金屬電極說明Tab.1 SiC APD interface treatment and p-type metal electrode description

2 結果與討論

為了研究氧等離子體去膠過程是否會對外延片表面產生影響,采用X 射線光電子能譜表征氧等離子體去膠后進行和未進行氫氟酸腐蝕的外延片的表面成分[14-15]。如圖2 所示,外延片包括Si2s、Si2p、C1s和O1s 峰。未進行氫氟酸腐蝕的SiC 外延片表面,O1s峰的結合能為532.5 eV,這來源于SiO2,并且強度明顯大于進行氫氟酸腐蝕的SiC 表面的O1s 峰[16];進行氫氟酸腐蝕處理的SiC 表面O1s 峰的結合能位于533～534 eV 之間,源于O2—Si 或O—C 鍵,由于該SiC 表面已經采用氫氟酸對SiO2進行腐蝕,所以O1s 峰主要來源于O—C 鍵[16]。因此,根據X 射線光電子能譜,在氧等離子體去膠后,SiC 外延層表面很可能形成了一層薄的SiO2層。

圖2 SiC 表面的XPS 圖譜,結合能范圍在0～800 eV。插圖為O1s 峰的放大XPS 圖譜Fig.2 XPS spectra for SiC surface in the region between 0 and 800 eV.The inset shows the XPS spectra of O1s peak

為了分析p 型接觸界面氧對SiC APD 暗電流的影響,分別對四種工藝條件下制備的器件進行了電流-電壓曲線測試。圖3(a)、(b)分別描繪了器件A 在室溫下的反向和正向電流-電壓曲線。對于氧等離子體去膠后沒有進行氫氟酸腐蝕的SiC APD,當p 型電極金屬層為Ni、Ti、Al、Au 時,在300 和500 ℃的退火溫度下,器件在雪崩前的暗電流一直保持在1×10-13～3×10-13A,當反向偏壓達到198 V 時,器件發生雪崩倍增。而當退火溫度增加到600 ℃甚至更高時,器件在低電壓下暗電流快速增加。當反向偏壓為100 V 時,器件A 在300,500,600,700,800 和900 ℃退火條件下的暗電流分別為1×10-13,3×10-13,9×10-11,5×10-7,1×10-7和2×10-6A?？梢妼τ趐 型接觸界面存在氧氛圍的情況,當選用Ni、Ti、Al、Au 作為p 型電極層時,高溫退火將會導致器件雪崩前暗電流的快速增加。另外,從圖3(b)中可以看出,隨著退火溫度增加,器件開啟電壓逐漸減小。如果將器件開啟電壓定義在電流達到50 A/cm2的電壓值時,當退火溫度為300,700 和900 ℃時,器件A 的開啟電壓分別為10.5,10.1 和9.3 V。圖4(a)、(b)分別描繪了器件B 在室溫下的反向和正向電流-電壓曲線。對于氧等離子體去膠后沒有進行氫氟酸腐蝕的SiC APD,當p 型電極金屬層為Ti、Al、Ti、Au 時,在500～900 ℃的退火條件下,器件B 的暗電流在雪崩倍增前始終保持在1×10-13～5×10-13A 水平,雪崩電壓位于198 V。器件B 的正向開啟電壓同樣隨退火溫度的增加而降低。因此,對于p 型接觸界面存在氧氛圍的SiC APD,與Ni、Ti、Al、Au 的p型電極層不同,當p型電極為Ti、Al、Ti、Au 時,不會導致器件暗電流增加。為了比較p 型接觸氧氛圍對SiC APD 暗電流影響,表征了氧等離子體去膠后進行氫氟酸腐蝕的器件C 和D 在室溫下的反向電流-電壓曲線,如圖5 所示。結果表明對于Ni 基和Ti 基的p 型電極金屬層,只要在氧等離子體去膠后進行氫氟酸腐蝕處理,盡管經歷高溫退火,SiC APD 雪崩前的暗電流仍均在10-13A 水平。綜上所述,氧等離子體去膠過程通過引入界面氧確實會對器件暗電流造成影響,但該影響與p 型接觸電極有關。若采用Ni基p 型金屬電極,界面氧會導致器件高溫退火后暗電流的急劇增加;若采用Ti 基p 型金屬電極,界面氧不會對器件暗電流產生明顯影響。在器件制備過程中要在可能引入界面氧氛圍的工藝后(如氧等離子體去膠),進行氫氟酸腐蝕處理,以獲得低暗電流的SiC APD 器件。

圖3 器件A 在不同退火溫度下的電流-電壓曲線。(a)反向;(b)正向Fig.3 The current-voltage curves of device A at different annealing temperatures.(a) Reverse;(b) Positive

圖4 器件B 在不同退火溫度下的電流-電壓曲線。(a)反向;(b)正向Fig.4 The current-voltage curve of device B at different annealing temperatures.(a) Reverse;(b) Positive

圖5 器件C 和D 在不同退火溫度下的電流-電壓曲線。Fig.5 The current-voltage curves of device C and D at different annealing temperatures

為了研究界面氧的存在造成器件A 在高溫退火后暗電流升高的內在機制,將四種器件依次在王水、氫氟酸、硝酸溶液和硫酸/過氧化氫溶液中腐蝕,去除金屬電極以暴露出電極下方p 型接觸界面,隨后采用SEM 觀察界面形貌。圖6(a1)、(a2)分別為器件A 在500 和800 ℃退火后p 型接觸界面的SEM 圖像。在500 ℃退火條件下,器件A 的p 型接觸半導體表面形貌光滑,而在800 ℃退火條件下,半導體表面出現很多尖峰,這說明基于Ni 基p 型電極的SiC APD 在高溫退火后SiC 表面產生大量尖峰缺陷,這是導致該器件在高溫下暗電流迅速增加的主要原因。圖6(b1)、(b2)分別為器件B 在300 和700 ℃退火后p 型接觸界面的SEM 圖像,半導體表面存在低密度的凹陷坑。圖6(c1)、(c2)分別為器件C 在300 和900 ℃退火后p型接觸界面的SEM 圖像。在300 ℃退火條件下,半導體表面光滑,當退火溫度增加到900 ℃時,半導體表面仍然沒有出現明顯的缺陷。圖6(d1)、(d2)分別為器件D 在300 和900 ℃退火后p 型接觸界面的SEM 圖像,發現該器件的接觸界面在高溫退火后同樣不會產生大量缺陷。可見,SiC 表面缺陷形成與p 型接觸金屬以及界面氧的存在密切關聯。對于Ti 基p 型電極的SiC APD,其SiC 表面比Ni 基p 型電極的SiC 表面平滑。氧等離子體去膠后,進行氫氟酸腐蝕的SiC 表面形貌更光滑。氧的存在加劇了Ni 基p 型金屬與SiC 的合金化過程,使SiC 表面更加粗糙,尤其是在退火溫度高時,凸起區域尖端上的電荷積累成為器件A 暗電流增加的主要原因[17]。因此,在SiC APD 制備過程中要避免p 型接觸界面氧氛圍的存在。

圖6 不同退火溫度下SiC APD p 型接觸界面SEM 形貌圖。(a1)器件A 500 ℃退火;(a2)器件A 800 ℃退火;(b1)器件B 300 ℃退火;(b2)器件B 700 ℃退火;(c1)器件C 300 ℃退火;(c2)器件C 900 ℃退火;(d1)器件D 300 ℃退火;(d2)器件D 900 ℃退火Fig.6 SEM images of SiC APD at different annealing temperatures.Decice A annealed at (a1)500 ℃and (a2) 800 ℃;Device B annealed at (b1) 300 ℃and (b2) 700 ℃;Device C annealed at (c1) 300 ℃and(c2) 900 ℃;Device D annealed at (d1) 300 ℃and (d2) 900 ℃

3 結論

為了討論p 型接觸界面氧對SiC APD 器件暗電流的影響,通過電流-電壓曲線和p 型接觸界面半導體表面SEM 表征對四組SiC APD 進行了對照分析。發現p型接觸界面氧會促進SiC 與p 型電極之間的反應,在高溫退火下,與Ti 基p 型電極相比,Ni 基p 型電極與SiC 反應更為劇烈,從而導致金屬/SiC 之間的界面上產生大量的缺陷,造成器件暗電流急劇增加。綜合考慮器件暗電流和p 型接觸界面半導體形貌,SiC APD制備可以選取Ni 基或Ti 基p 型金屬層,但在器件制備過程中要盡可能避免氧氛圍的存在,可以在氧等離子體去膠等可能會引入氧氛圍的工藝流程后,采用氫氟酸濕法腐蝕的方法去除界面氧氛圍,從而降低器件暗電流。