Characterizations and formation mechanism of a new type of defect related to nitrogen doping in SiC crystals

Abstract

Here, we report a commonly occurring defect related to nitrogen doping in silicon carbide crystals grown by physical vapor transport method while its formation mechanism has remained unclear. It is often mislabeled as planar hexagonal void defect (PHVD) owing to their similar in shape and size on wafer surface. Our results indicate that this is a new type of defect and differs from PHVD with respect to their nitrogen concentrations, void shapes and the connections to micropipe. We found that the carbon-rich vapor during the crystal growth is responsible for the formation of this type of defect. A possible three-stage defect developing mechanism and measures to avoid the defects are proposed.

Correlation between Stacking Faults in Epitaxial Layers of 4H-SiC and Defects in 4H-SiC Substrate

“…All results demonstrated that reducing BPDs of the substrate is especially important for reducing SFs in the epitaxial layers. Key words: SiC; homoepitaxial; dislocation; stacking fault SiC 是目前受到广泛关注的半导体材料, 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][3] 。然而, 在 SiC 衬底中, 存 在各种缺陷 [4][5][6][7][8] , 如螺位错(TSD)、刃位错(TED)、基 平面位错(BPD)和堆垛层错(SF)。 这些缺陷在外延过 程中繁衍, 使得器件性能和可靠性降低 [9][10] 。 SiC 外延层中的堆垛层错是一种面缺陷, 会增 大二极管的反向漏电流以及降低击穿电压 [11][12][13][14] , 严 重影响了 SiC 器件的性能, 目前的研究认为六方 SiC 的堆垛层错主要起源于衬底缺陷。 Yamamoto 等 [15][16] 用 X 射线形貌法(X-ray Topography)证明了 SiC 外延 层的 SF 起源于衬底的 SF。Zhang 等 [10] 报道了外延 层中的两种 SF, 一种 SF 在(0001)面内传播形成基平 面 SF, 另外一种在垂直于(0001)的晶面内传播形成 棱镜面 SF, 它们起源于衬底的 BPD、TED 或 TSD。 Zhou 等 [17] 的研究证实 SiC 外延层中 3C-SF 起源于 衬底的 TSD, TED 或者应力, 在形貌上表现为三角 形。 Hassan 等 [18] 报道 SiC PiN 二极管中,衬底的 BPD 在外延过程中分解为两个不全位错(PDs), 在两个 不全位错之间形成肖特基型 SF。 Lijima 等 [19] 也报道 衬底的 BPD 在外延时产生 SF, 并且将外延层中 SF 的形貌与衬底中 BPD 的结构做了关联性研究。 Stahlbush 等 [20] 通过紫外光激发电子空穴对的方法, 间接证实了外延过程中 BPD 的移动产生了 SF。 Okojie 等 [21] [24][25] , 可能起源于衬底的 TSD、 TED、BPD、划痕、应力或其它。下面主要讨论 I-IV…”

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]…”