ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение...............................................................5
Глава 1. Облучение 81С высокоэнергетичными частицами..................13
1.1. Облучение электронами..........................................14
1.1.1. Микроструктурные исследования..............................14
1.1.1.1. Облучение высокоэнергетичными электронами..............15
1.1.1.2. Облучение низкоэнергетичными электронами ;.............19
1.1.2. Электрические исследования образцов, облученных электронами ..............................................................22
1.2. Облучение нейтронами...........................................26
1.3. Облучение ионами...............................................31
1.3.1. Облучение протонами......................:.................31
1.3.2. Облучение средними ионами..................................36
1.3.2.1. Облучение при низких температурах мишени...............37
1.3.2.2. Облучение в нагретую мишень............................46
1.4. Выводы.........................................................49
Глава 2. Свойства и легирование карбида кремния.......................51
2.1. Основные сведения о свойствах карбида кремния..................51
2.2. Особенности легирования 81С и легирующие примеси...............54
2.3. Особенности ионного легирования карбида кремния................57
2.3.1. Возможности и теоретические аспекты ионного легирования 57
2.3.2. Дефектообразование при ионной имплантации А1 в 81С.........64
2.4. Практические выводы............................................73
Глава 3. Отработка оптимальной технологии создания ионно легированных алюминием р-п переходов в 6Н-^\С......................................75
3.1. Требования к диодным структурам................................75
3.2. Основные методы создания р-п переходов в карбиде кремния.......76
3.2.1. Диффузионные р-п переходы..................................76
3.2.2. Жидкофазная эпитаксия......................................77
3.2.3. Р-п переходы, сформированные сублимационным методом........78
3.2.4. Р-п переходы, сформированные газотранспортной эпитаксией...80
3.3. Диоды на основе ионно легированных р-п переходов...............82
3.4. Методика эксперимента по отработке технологии формирования ионно-легированных алюминием р- слоев..............................87
3.5. Электрические характеристики ионно легированных алюминием р-п переходов..........................................................90
3.5.1. Профиль р-п переходов в зависимости от условий ионного легирования и отжигов..........................................90
3.5.2. Распределение электрически активных акцепторов в области р-п переходов......................................................93
3.5.3. Вольт-амперные характеристики р-п переходов при малых плотностях прямого тока........................................97
з
3.5.4. Вольт-амперные характеристики при больших плотностях прямого тока...........................................................99
3.5.5. Обратные вольт-амперные характеристики р-п переходов 103
3.6. Выводы.........................................................108
Глава 4. Структурные и электрофизические особенности ионнолегированных алюминием слоев в 4#-SiC диодных структурах..............109
4.1. Исследования влияния буферных слоев на качество n-4//-SiC CVD эпитаксий.........................................................109
4.1.1. Методика исследования CVD эпитаксиальных слоев.............109
4.1.2. Влияние LPE буферных слоев на характеристики CVD эпитаксий 112
4.2. Структурные и электрические характеристики ионно легированных алюминием р+- слоев...............................................120
4.2.1. Создание и методики исследования р+- слоев.................120
4.2.2. Структурные исследования /?' -слоев........................122
4.2.3. Электрические характеристики// -слоев......................131
4.3. Влияние процесса формирования ионно-легированных алюминием р ' -областей на качество СVD слоев....................................132
4.3.1. Методики исследования CVD слоев............................133
4.3.2. Эффекты радиационно-ускоренной диффузии дефектов и их геттерирования в CVD слоях.................................. 133
4.3.3. Влияние эффектов радиационно-ускоренной диффузии дефектов и их геттерирования на электрические характеристики GVD слоев 139
4.4. Выводы.........................................................142
Глава 5. Диоды на основе ионно - легированных алюминием...............144
р+-п- п структур в 4//-SiC............................................144
5.1. Технология создания и методики исследованияр~-п- п+ структур .... 144
5.2. Электрические характеристики диодов с ионно-легированными р+-п переходами........................................................145
5.2.1. Вольт-фарадные и DLTS измерения р-п переходов..............145
5.2.2. Прямые вольт-амперные характеристики при малых плотностях тока..........................................................146
5.2.3. Прямые вольт-амперные характеристики при больших плотностях тока..........................................................148
5.2.4. Обратные вольт-амперные характеристики.....................152
5.3. Выводы.........................................................154
Глава 6. SiC детекторы частиц высокой энергии.........................155
6.1. SiC детекторы высокоэнергетичных частиц........................155
6.1.1. Требования к детекторным структурам........................156
6.1.2. Детекторы на основе SiC (Обзор)............................157
6.1.3. Анализ механизма собирания носителей заряда в SiC детекторах 160
6.2. Детекторы на основе 4/7-SiC CVD эпитаксиальных слоев...........164
6.2.1. Методика эксперимента......................................164
6.2.2. Детекторы с барьерами Шоттки...............................165
4
6.2.3. Детекторы на основе ионно-легированных алюминием р-п переходов........................................................171
6.2.3.1. Работа детекторов при комнатной температуре...........171
6.2.3.2. Работа детекторов и матриц при повышенных температурах 173
6.3. Выводы........................................................178
Глава 7. Облучение высокоэнергетичными частицами карбида кремния и приборов на его основе...............................................180
7.1. Облучение карбида кремния тяжелыми ионами.....................180
7.1.1. Облучение тяжелыми ионами кристаллов БІС (Обзор)..........180
7.1.2. Структурные нарушения при облучении 4//-5ІС С\Т) слоев ионами ВІ............................................................182
7.2. Облучение частицами высоких энергий приборных структур на основе карбида кремния..................................................188
7.2.1. Облучение приборных структур на основе 6/7-5ІС (Обзор)....188
7.2.2. Облучение ионно-легированных алюминием рл -п г п структур в 4Я-5ІС........................................................192
7.2.2.1 Облучение нейтронами и у - квантами....................192
1.2.22 Облучение ионами Кг и Ві................................201
7.2.2.3 Облучение структур рентгеновскими импульсами...........207
7.3. Выводы........................................................209
Заключение...........................................................211
Список публикаций, включенных в диссертацию..........................215
5
Введение
Современное развитие атомной промышленности, ядерной энергетики, военной и космической техники остро нуждается в разработках электроники нового поколения, способной работать в экстремальных условиях -повышенных уровнях радиации, температуры и химической активности. Проблема создания таких приборов весьма актуальна для обеспечения безопасности работы на атомных и космических станциях, при утилизации ядерных отходов и работе в радиоактивно-зараженных районах. Кроме того, для проведения физических экспериментов с большой радиационной нагрузкой, которые планируются на ускорителях будущего поколения в ЦЕРНе - большой адронный коллайдер (ЬНС) и его модернизация (БЬНС), требуются приборы, способные обеспечить долговременный дозиметрический контроль во внутренних треках ядерных установок. Приборы с указанной совокупностью свойств не выпускаются в мире и не могут быть реализованы с использованием традиционных полупроводниковых материалов (Се, 51, Сс1Те, СаАь). Одним из перспективных полупроводников для создания подобных приборов является карбид кремния. Большая ширина запрещенной зоны (2.4 - 3.3 еУ в зависимости от политипа) обеспечивает работоспособность приборов до высоких температур, вплоть до 1000 °С и выше. БЮ имеет большую напряженность поля лавинного пробоя (3-6 МВ см'1), высокую теплопроводность (3-5 Вт см'1 град'1), химическую и механическую прочность, а также высокие значения пороговой энергии дефектообразования (Ед = 25-35 эВ), что является предпосылкой высокой радиационной стойкости полупроводника.
Уже первые работы в 50-60х годах прошлого столетия по изучению влияния облучения нейтронами и а -частицами на свойства БЮ и приборов на его основе показали перспективность использования этого материала для высокотемпературных радиационно-стойких приборов и детекторов ядерных излучений. Однако ввиду низкого качества исходного материала, данные по изучению радиационного дефектообразования в нем и исследованию электрических характеристик БЮ приборов после облучения оказались неоднозначными. Высокое содержание дефектов и высокие значения концентраций носителей в материале не позволяли получить значения
6
разрешения по энергии в вЮ детекторах выше 8-9%. В' последние годы достигнут значительный прогресс в промышленном выпуске пластин до 10 см в диаметре и в выращивании чистых эпитаксиальных слоев я-БЮ с диффузионными длинами и временами жизни неосновных носителей заряда в десятки микрон и единицы микросекунд, соответственно. Появление высококачественного материала объясняет повышенный интерес, который наблюдается в последнее десятилетие в мире к изучению фундаментальных вопросов радиационного дефектообразования в вЮ при облучении его различными видами ядерных излучений. Кроме того, для создания приборных структур, в настоящее время все более широко исследуется и используется облучение Б1С ионами как метод легирования. •
К началу данной работы отсутствовали сведения об электрических характеристиках ионно-легированных р-п переходов в ЭЮ, их структурных особенностях, взаимосвязи этих характеристик с режимами изготовления, а также влияния процессов имплантации на свойства исходного материала. Несмотря на значительное количество материала по облучению 8Ю различными частицами высоких энергий, практически отсутствовали сведения по облучению тяжелыми ионами высоких энергий ( >1 МэВ /
а.е.м.), моделирующими структурные нарушения, которые создаются осколками деления ядер. Кроме того, к моменту начала работы отсутствовали данные о высокотемпературных характеристиках выпрямительных диодов и детекторов ядерных излучений, сформированных на основе ионно-легированных р-п переходов в Я1С. Настоящая диссертационная работа направлена на решение этих важных проблем.
Целыо работы является создание карбид кремниевых высокотемпературных радиационно стойких выпрямительных и детекторных структур на основе ионно-легированных алюминием р-п переходов. А также исследование влияния облучения высокоэнергетичными частицами на структурные, оптические и электрофизические характеристики вЮ и приборов на его основе для изучения процессов радиационного дефектообразования и управления электрофизическими параметрами материала.
7
Объектами исследований в работе были кристаллы политипа бЯ-SiC /7-типа проводимости и эпитаксиальные слои, выращенные на таких кристаллах сублимационным сэндвич-методом (SSE). Также в работе использовались структуры с эпитаксиальными слоями /7-4#-SiC, выращенными методом газотранспортной эпитаксии (CVD) на высоколегированных подложках /Г-477-SiC. Для исследования электрофизических характеристик исходного материала и приборных структур, формировались барьеры Шоттки (БШ) и ионно-легированные (ИЛ) р-п переходы.
Основные задачи, решаемые в работе:
1. Теоретический анализ особенностей ионного легирования карбида кремния различными ионами и выбор основных направлений в технологии создания низкоомных ионно-легированных р - слоев.
2. Разработка оптимальной технологии формирования ионнолегированных алюминием р+-п переходов в SiC путем изучения взаимосвязей их структурных особенностей с режимами ионного легирования. Легирование проводилось в образцы 67/ с концентрациями нескомпенсированных доноров. 1x1017 - 5x1018 см'3 ионами AI в диапазоне доз Зх10(;> - 5х10|7см'2 и отжигались термически в интервале температур 1450 - 1950°С в течение 5 - 2700 с.
3. Разработка технологии улучшения качества 4#-SiC CVD эпитаксиальных слоев при их росте введением тонких буферных слоев, сформированных методом жидкофазной эпитаксии (LPE) на подложках, выращенных методом ЛЭТИ.
4. Изучение процессов управления проводимостью ионно-легированных алюминием //-слоев в карбиде кремния, и их влияние на структурные и электрофизические свойства исходного материала.
5. Изучение влияния облучения нейтронами, а также ионами А1, Кг и Bi в широком интервале их энергий (40 кэВ - 710 МэВ) и флюенсов (109 - I017 см'2) на дефектообразование в 6Н и 477-SiC.
6. Создание эффективных детекторов ядерных излучений на основе структур с ионно-легированными алюминием р+-п переходами, работающих в экстремальных условиях.
»
Научная-новизна работы состоит в следующем:
1. Разработана модель, объясняющая формирование прямоугольных профилей алюминия, имплантированного в карбид кремния. Согласно
предложенной модели, в процессе быстрого высокотемпературного термического отжига аморфизованных имплантацией слоев, наблюдается аномально быстрая диффузия примеси в процессе твердофазной эпитаксиальной кристаллизации.
2. Впервые показано, что имплантация ионов А1 в вК? дозами аморфизации и последующий быстрый высокотемпературный термический отжиг приводят к улучшению качества исходного материала. Это объясняется эффектами радиационно-ускоренной диффузии дефектов в процессе имплантации и геттерирования дефектов в объеме образца в процессе быстрого термического отжига. Оба этих явления связаны с трансформацией метастабильных состояний в карбиде кремния.
3. Переменный профиль электрически активной примеси вблизи ионнолегированных р+-п переходов в БЮ объясняется неравновесно-ускоренной диффузией атомов А1 в процессе быстрого термического отжига. Концентрационный профиль примеси в области неравновесно-ускоренной диффузии имеет поверхностную и объемные ветви, на границе которых формируются ионно-легированныер+-п переходы.
4. Впервые наблюдалось улучшение спектрометрических характеристик карбид кремниевых детекторов ядерных излучений с ростом температуры до 400 °С, что объясняется структурными особенностями ионно-легированных алюминием р+-п переходов, указанными выше.
5. При облучении карбида кремния высокоэнергетичными частицами в широком диапазоне их масс и энергий, образуются радиационные дефекты одинаковой природы. Показано, что в я- 4//-8Ю дефектные центры с уровнями Ес - 0.37 эВ и Ес- 0.74 эВ являются компенсирующими, а центр Ес - 0.68 эВ (£\) ответственен за время жизни неосновных носителей заряда.
Научная и практическая значимость работы состоит в следующем:
1. Разработаны оптимальные режимы имплантации ионов А1 в БЮ и быстрого высокотемпературного термического отжига, формирующие /?+-слои с удельным сопротивлением < 0.5 Ом см, что обеспечивает формирование низкоомных А1 омических контактов с удельным контактным сопротивлением < 4х 10’4 Ом см2.
2. Разработана технология создания ионно-легированных алюминием БЮ диодов, работающих до плотностей тока 8 кА см-2 в прямом направлении
и обратными напряжениями, близкими к расчетным. При плотности прямого
2 ^ тока 1 кА см-“ дифференциальные сопротивления составляют менее 3x10*'
2 — ^
Ом см за счет модуляции базовой /7-области неравновесными носителями
заряда. Нагрев структур до 500 °С приводит к улучшению характеристик в
прямом направлении без необратимых процессов.
3. Разработан способ улучшения структурного качества СУО эпитаксиальных слоев с помощью формирования на подложках вЮ, выращенных по методу ЛЭТИ, тонких /7+-буферных слоев (< 0.1 мкм) методом жидкофазной эпитаксии, что приводит к уменьшению количества и равномерному распределению по площади образца микропор, дислокаций и концентраций глубоких дефектных центров в СУЛ слоях.
4. Предложен метод улучшения качества исходного материала карбида кремния за счет эффектов ускоренной диффузии радиационных дефектов в процессе высокодозовой имплантации ионов А1 и геттерирования дефектов в объеме при последующем быстром высокотемпературном термическом отжиге. Этот метод открывает широкие возможности по управлению параметрами исходного материала и является новым направлением в технологии
5. Предложен метод увеличения быстродействия карбид кремниевых приборов путем управления временем жизни’ носителей заряда при облучении быстрыми нейтронами. Измененные значения времени жизни остаются постоянными вплоть до рабочих температур 400-500 °С.
6. Показано, что низкотемпературный отжиг радиационных дефектов увеличивает радиационный ресурс карбид кремниевых приборов при облучении. Структуры на основе ионно-легированных алюминием р-п переходов, деградированные в процессе облучения различными видами высокоэнергетичных частиц, частично восстанавливают свои электрические характеристики при рабочих температурах 400-500 °С.
7. Разработана технология создания, на основе ионно-легированных алюминием р'-п переходов, карбид кремниевых детекторов ядерных излучений в единичном и матричном исполнении с разрешением по энергии, соизмеримой с лучшими кремниевыми детекторами и с улучшением спектрометрических характеристик при рабочих температурах до 400 °С.
8. По результатам исследований получено авторское свидетельство № 969125 «Способ создания р-п перехода на БНЗ /7-типа проводимости».
ю
В результате проведенных исследований разработан новый класс приборов, в том числе детекторов ядерных излучений, на основе ионнолегированных алюминием р*-п переходов в 81С, с увеличенным радиационным и временным ресурсами при повышенных рабочих температурах 400-500 °С в процессе ядерных облучений.
Научные положения, выносимые на защиту:
Положение 1. Сочетание высокодозовой (5x10 см*) имплантации ионов алюминия в карбид кремния «-типа проводимости, создающей аморфные слои с Гауссовым распределением примеси, и быстрого (15 с) термического отжига при 1750 °С формирует прямоугольный профиль примеси. Перераспределение А1 в имплантированных слоях происходит по механизму твердофазной эпитаксиальной кристаллизации.
Положение 2. Быстрый высокотемпературный термический отжиг слоев, аморфизованных имплантацией ионов алюминия в карбид кремния 77-типа проводимости, приводит к улучшению качества исходного материала. Увеличение диффузионной длины неосновных носителей заряда в исходном материале объясняется распадом метастабильных состояний в процессе совместного действия эффектов ускоренной диффузии радиационных дефектов при имплантации и геттерироваиия дефектов при отжиге:
Положение 3; Расположение ионно-легированных алюминием р'-77 переходов в карбиде кремния и переменный профиль электрически активной примеси в области переходов обусловлены неравновесно-ускоренной диффузией имплантированных атомов в процессе быстрого термического отжига. Наличие двух ветвей в диффузионном распределении алюминия связано с особенностями образования метастабильных дефектов при различной концентрации имплантированной примеси.
Положение 4. Наличие метастабильных состояний, образующихся в карбиде кремния при воздействии различных видов радиации и отжигаемых в различных температурных интервалах, позволяет управлять свойствами материала и приборов на его основе, работающих в экстремальных условиях:
- низкотемпературный отжиг радиационных дефектов увеличивает радиационный и временной ресурс приборов при облучении;
- высокотемпературный отжиг радиационных дефектов позволяет изменять время жизни неравновесных носителей заряда, т.е. частотный диапазон приборов.
11
Положение 5. Разработанная технология формирования тонких ( < 0.3 мкм) ионно-легированных алюминием р+-п переходов в карбиде кремния позволяет создавать высокотемпературные детекторы ядерных излучений нового класса. При нагреве детекторов до 400 °С в процессе облучения наблюдается улучшение как эффективности собирания неравновесного заряда, так и разрешения по энергии.
Результаты исследований, выполненных в диссертационной работе, представляют фундаментальный интерес и могут быть использованы при разработке новых высокотемпературных карбид кремниевых приборов силовой электроники и детекторов ядерных излучений.
Апробация результатов работы
Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и совещаниях:
- II Всесоюзное совещание по широкозонным полупроводникам (С.-Петербург, 1979);
- 37я Конференция по материалам для электроники (С.-Петербург, 1995);
- 23й Международный симпозиум по сложным полупроводникам (С.-Петербург, 1996);
- 2 и Зя Международные конференции по высокотемпературной электронике (NiTEN: Manchester, England, 1997; Berlin, Germany, 1999);
- 9я Международная конференция но Алмазам и Алмазоподобным материалам, Нитридам и Карбиду Кремния (Diamond: Crete, Grecce, 1998);
- 5я Международная конференция “ЕХМАТЕС” (Crete, Grecce, 2000);
- два Европейских симпозиума по исследованию материалов (E-MRS: Strasbourg, France, 1996; 2001);
- 3, 4, 5й Международные семинары “Карбид кремния и родственные материалы“ (ISSCRM: Великий Новгород, Россия, 2000,2002, 2004);
- 5, 8, 9, 11я Международные конференции по карбиду кремния и родственным материалам (ICSCRM: Washington, USA 1993; Research Triangle Park, North Carolina, USA, 1999; Tsukuba, Japan, 2001; Pittsburg, Pennsylvania, USA, 2005);
- Зя Российская Международная конференция по учету, контролю и физической защите ядерных материалов (Обнинск, Россия, 2005);
12
- 8я Международная конференция “Зондовые методы исследования микроструктур на основе полупроводников” (С.-Петербург, Россия, 2006);
- 1, 3-7я Европейские конференции по карбиду кремния и родственным материала (ECSCRM: Heraklion, Crete, Greece, 1996; Klaster Banz, Germany, 2000; Linköping, Sweden, 2002; Bologna, Italy, 2004; Newcastle upon Tyne, UK, 2006; Barselona, Spain, 2008).
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, семи глав, заключения. Она содержит 251 страницу текста, включая 121 рисунок, 8 таблиц и 356 ссылок на литературные источники.
Глава 1. Облучение 81С высокоэнергетичными частицами*
Некоторые аспекты взаимодействия различных ядерных излучений с твердыми телами с целью изучения их свойств рассматривались еще в начале прошлого столетия. Основными направлениями этих исследований было изучение изменения цвета некоторых минералов, солей и алмаза, а также явления старения и изменение модификации кристаллической решетки под действием излучения радиоактивных веществ. Основываясь на экспериментальных данных, были заложены основы теории взаимодействия заряженных частиц с веществом [1,2].
Создание ядерных реакторов и вооружений обусловили всплеск повышенного интереса к исследованиям по воздействию на твердые тела корпускулярного и гамма (у) излучения. В > конце 1942 года Вигнер указал, что нейтроны с большой энергией и осколки, образующиеся в процессе деления, должны обладать способностью смещать атомы из равновесных положений в кристаллической решетке [3]. Он утверждал, что интенсивная бомбардировка твердых тел тяжелыми частицами большой энергии может быть использована как технологический эффект. Эти соображения привели к осуществлению большой программы теоретических и экспериментальных работ по изучению природы и величины ожидаемых эффектов. В результате была разработана теория образования простых точечных дефектов, а именно внедренных атомов и вакантных мест в решетке, при бомбардировке частицами большой энергии [3-6]. Стало ясно, что изучение радиационных эффектов может привести к решению некоторых фундаментальных вопросов физики твердого тела - новым важным представлениям о свойствах дефектов в твердых телах и их связях с физическими и химическими свойствами материала.
В дальнейшем, развитие атомной промышленности, ядерной энергетики и космической техники потребовало разработки радиационно-стойких материалов и электронного оборудования, способных работать в условиях воздействия ионизирующих излучений. Вопросы стабильности свойств материалов при длительном воздействии на них излучений, необходимость индикации и дозиметрии излучений ускорили и расширили круг исследований по влиянию различных типов облучения на свойства твердых тел и приборов на их основе. В ходе этих исследований было определено, что
•*
*
г
14
облучение высокоэнергетичными частицами и квантами вызывало относительно стабильные изменения электрофизических, оптических и люминесцентных свойств полупроводникового материала. Как следствие, развилось новое направление - радиационная технология полупроводников, в котором использовались ионизирующие излучения различной природы в широком диапазоне их энергий и доз для контролируемого облучения исходного материала и готовых приборных структур с целью управления основными параметрами материала (радиационная компенсация материала, введение центров излучательной рекомбинации, управление временем жизни неравновесных носителей) [7,8]. Для создания структур, легированных по глубине неоднородно, используется ионное легирование, которое обеспечивает эффективное изменение свойств полупроводников на контролируемых глубинах и в локальных областях [9,10].
1.1. Облучение электронами
Электронное облучение характеризуется сравнительно слабыми повреждениями решетки кристалла и неизменностью при этом химического состава твердого тела в отличие от воздействия других высокоэнергетичных частиц. При этом концентрация индуцированных дефектных центров относительно мала и распределена с высокой однородностью по объему образца, что делает более достоверными данные всех видов измерений. Поэтому электронное облучение в широком интервале энергий и доз электронов активно используется для изучения радиационного дефектообразования в полупроводниках.
Облучение электронами с высокими энергиями (> 1 МэВ) приводит к созданию как простых точечных дефектов, так и их комплексов. Облучение же электронами с малыми энергиями (< 1 МэВ) позволяет определять конфигурацию дефектных центров и проследить характер их поведения под воздействием различных факторов. А также позволяет определять энергию дефектообразования для атомов вещества (Ед), т.е. минимальную энергию, которую должна передать частица полупроводниковой матрице для образования в ней пары Френкеля - вакансии и межузельного атома [11].
1.1.1. Микроструктурные исследования
15
Наиболее информативными методами изучения микроструктуры дефектов и их идентификации являются электронный (EPR), оптический (ODMR) и электрон-ядерный резонанс (ESR), магнитный циркулярный дихроизм абсорбции (MCDA). Весьма чувствительными методиками к дефектам вакансионного типа являются метод аннигиляции позитронов (PAS), медленная позитронная имплантационная спектроскопия (SPIS), Рсзерфордовское обратное рассеивание (RBS), а также фотолюминесценция (PL) и катодолюминесценция (CL), особенно при низких температурах 1.7 К (LTPL).
1.1.1.1. Облучение высокоэнергетичными электронами
Первые работы по облучению SiC высокоэнергетичными электронами проводились на кристаллах Лели, имеющих высокие концентрации как носителей заряда, так и дефектов, что приводило к значительным различиям в полученных результатах. Однако, согласно EPR, ESR и PAS измерениям, основными радиационными дефектами в различных политипах SiC были изолированные нейтральная Vs, или отрицательно-заряженная Vs,~ вакансии кремния, а также комплексы с ними [12-14]. Кроме того, была определена предельная доза облучения SiC электронами при переходе материала в
оо от о _
аморфное состояние, равная 10“ - 10“ см’“ [15].
Появления дефектных центров, определенных как нейтральная вакансия FSl и комплексы с ней, наблюдались и позднее из спектральных зависимостей ODMR сигналов, ESR, PAS, Hall и PL измерений при облучении электронами с энергиями 1-2.5 МэВ дозами 1017 -1018 см’2 чистых эпитаксиальных слоев н-ЗС, 6 Н и 4#-SiC с концентрациями нескомпенсированных доноров N<rNa (Ndo)< 1016 см'3 [16,17]. Позитронные времена жизни -190 и -210 не приписывались вакансии FSl и дефектным комплексам с ней, соответственно [18,19]. Согласно теоретическим данным, эти комплексы могли быть дивакансии [20]. Были сделаны предположения, что дефектные комплексы с вакансией Fs, создают глубокие уровни в запрещенной зоне SiC. Интенсивность спектров PL резко падала при
1 *7 О
облучении образцов электронами дозой выше 10 см , что объяснялось появлением безизлучательных дефектных центров [21]. При проведении отжигов облученных образцов частичный отжиг вакансий Fs, наблюдался при 200 °С, что объяснялось захватом этими вакансиями межузельных атомов
16
[17]. Полный отжиг вакансионных центров KSi наблюдался при температурах 750-900 °С, а комплексов с ними при 1200-1400 °С. Кроме того, в работах [21,22] указывалось на возможное присутствие заряженных вакансий KSj2+, которые, согласно теоретическим данным, располагаются вблизи потолка
Рис. 1.1. Схематическое изображение положений вакансий кремния в запрещенной зоне SiC, подтвержденные теоретическими вычислениями, PL, ODMR и ESR измерениями.
DL —донорный уровень,
AL - акцепторный уровень [21]
Последующие PAS исследования выявили зависимость от политипа SiC температуры отжига радиационных дефектов, образующихся при облучении электронами [23]. CVD эпитаксиальные слои политипов п -ЗС, 4# и 6#-SiC
I *7 О
облучались электронами с энергией 0.5-2 МэВ дозами (3-6)х10 см', а затем отжигались до 1700 °С в вакууме или атмосфере Аг. Для всех политипов были выявлены дефектные центры VSi и вакансионные дефектные комплексы с Psb однако температуры отжигов этих комплексов были различны для разных политипов. Температура отжига увеличивалась с увеличением гексагональности SiC (0% - ЗС, 33% - 6Я, 50% - 4Н) от 1000 °С до 1700 °С, соответственно (Рис. 1.2). Выявленный для всех политипов двухступенчатый отжиг вакансий V& при 200 и выше 700 °С был аналогичен наблюдаемому в работе [17] и объяснялся взаимной рекомбинацией вакансии и межузельного дефекта, или миграцией вакансий Ks»> соответственно.
Влияние дозы электронов на характеристики радиационных дефектных центров было отмечено при облучении эпитаксиальных слоев н-бЯ-SiC с N40 = 1.4x1016 см '3 [24]. Согласно PAS измерениям, увеличение дозы облучения
10 О
(> 1x10 см ' ) приводило к образованию сложных дефектов ys-vSi. Дефектные центры с FSi> идентифицированные как дивакансия VSrVc или комплексы FsrSic были обнаружены и ранее при проведении ODMR
валентной зоны (Рис. 1.1).
Ес:
ü
DL VSl2-
Къ~
VsP
AL Vs,+
V&*
! !
I
17
измерений [25]. Кроме того, было установлено уменьшение дозы аморфизации с уменьшением концентрации примеси в образцах [24]. Для концентрации Ndo =1.4х1016см '3 эта доза составляла 1.8х1019 см'2 и, согласно X-ray дифрактометрии, наблюдалось увеличение а и с параметров решетки (“разбухание“) SiC на относительные величины 6.4x10'5 и 6.9x10'5, соответственно.
О)
со
и
со
W
<0
с
с
со
с:
_1>
о:
Ь
Magnetic
Annealing temperature, °С
field. тТ
—I—I-T——■—— ■ I
e-irroiliahon
• 4НЖ ■ бН-SiC T 3CSiC
Рис. 1.2. Зависимость величины- Рис.1.3. Спектры EPR дефектных
S -параметра от температуры центров £15 и Е16, снятые на
отжига образцов и- ЗС, 4Я и эпитаксиальных слоях р- АН и
бЯ-SiC, облученных электронами бЯ-SiC, облученных электронами с
с энергией 2 МэБ дозой 3x1017 см'2 энергией 2,5 МэВ [29].
[23].
Появление и температурное поведение углеродных вакансий при облучении SiC быстрыми электронами исследовалось в основном в образцах р-типа проводимости. При облучении р-ЗС, 4Яи 6Н-SiC (TVj0 =101б-1017см *3)
| л ^
электронами с энергиями 1-3 МэВ дозами 10 см были обнаружены методами ESR, PAS, EPR и PL положительно заряженные вакансии Vq (центр 73) [26,27]. Центры Vq с позитронным временем жизни —153 не отжигались при температуре (150-200°С), в то время как вакансии кремния Psi были стабильны до температур 750°С [27]. Более стабильны были и комплексы с вакансиями VS\ с температурой отжига - 1200°С, по сравнению с отжигом комплексов с Vc - 400°С [28].
Облучение р-АН и бЯ-SiC электронами при повышенных температурах (400°С), когда углеродные вакансии становятся наиболее подвижны,
18
позволило выявить с помощью высокочастотных (~ 95 Ггц) EPR измерений
различные дефектные центры £11 - £16 [29,30]. Они были
идентифицированы как £11 - (Кс-Н), £12 - Vs ь £13 - (Кс-2Н), £14 - (Ус+- Ус),
£15 - Vc+ (центр 75) и £16 - Sic+ (Рис. 1.3). Релаксация центра £16 сильно
зависела от температуры, и он действовал как донор в SiC р-типа
проводимости, т.е. мог служить компенсирующим дефектом для получения
полуизолирующего SiC. Положение дефектного центра Vç было определено
на гексагональной h- и квазикубической сторонах подрешетки SiC [31,32,33].
Использование фото-EPR измерений при исследовании p-4/7-SiC,
18 о
облученного электронами с энергией 2.5 МэВ дозой 2x10 см' с последующим отжигом до температуры 1600°С, позволило выявить как ранее наблюдаемые дефекты Ус+ и Sic+, так и новые дефектные центры [34]. Центр с энергией £ >1.15 эВ, обнаруженный ранее как P6IP1 в п-611-SiC [35], был определен как термически стойкая пара Vq-Csi, появление которой объяснялось трансформацией вакансии при температуре 600-800°С. Дефектный центр донорного характера с энергией ионизации £v+1.47 эВ выше потолка валентной зоны ассоциировался с появлением комплексов с вакансией У$\. Был сделан вывод, что в образцах SiC р-типа проводимости наиболее вероятно проявление стабильного дефектного- центра Rc-Csi, а в образцах /7-типа проводимости наибольшая вероятность появления комплексов с вакансией Fsi [20,36].
Влияние качества исходного материала на радиационное дефектообразование в образцах п-4Н и 6Н-SiC, облученных электронами с энергией 2.2 МэВ дозой 7х10|6см'2, исследовалось методами EPR и PAS [37]. Было показано, что количество образующихся при облучении вакансий KSj, Vc и вакансионных комплексов с ними не зависело от концентрации азота и от количества вакансий и вакансионных кластеров в исходных образцах. При изучении температурного поведения радиационных дефектных центров в облученных образцах при изохронном отжиге до температуры 1450 °С было выявлено, что вакансии V$\ при температуре около 1000°С трансформировались в менее подвижный дефектный комплекс Рс-С$ь что согласуется с данными работ [13,34]. В интервале температур 1200-1400 °С более подвижные вакансии У$ь по сравнению с дефектным комплексом, мигрировали, временно образуя дивакансии, которые затем захватывались вакансионными кластерами, присутствующими в исходных образцах.[38].
Более детально природа радиационных дефектов при отжиге до температуры 1200 °С облученных электронами с энергией 2.5 МэВ дозой 1.6x1018 см'2 образцов п-6Н-Ъ\С исследовалась с привлечение разноплановых методик ЕРЯ, МСЭА, ЬТРЬ [391. В подтверждение выше представленным результатам [17], дефектные центры КбГ и отжигались частично при 150-300 °С и полностью при температурах 600-750°С. Отжиг вакансионного центра УБ\ сопровождался появлением дефектной пары Кс-С5* уже после 150°С, которая отжигалась при температурах 900-1050 °С. Процесс образования пары Кс-С81 при этом представлялся как результат перехода атома С в вакансию Кб,-, что согласуется с ранее высказанными предположениями [35]. Энергетический барьер для трансформации К& в дефектную пару Кс-Сб,- был ниже для образцов р-типа проводимости и был теоретически определен как -2.2 эВ [40]. При температурах отжит выше 750°С были обнаружены новые дефектные центры, природа которых была предположительно определена как кластерные комплексы с атомами замещения КсСз^сСя) или К^Сб^сСбО [41]. При температурах выше 900 °С эти комплексы исчезали с появлением новых вакансий Было замечено, что исчезновение дефектных комплексов сопровождалось возрастанием при ЬТРЬ измерениях концентрации известного дефектного центра (2.6 эВ) [42]. Температурное поведение дефектных комплексов позволило сделать предположение, что дефектная 0\ люминесценция обязана своим происхождением дефектному комплексу с атомами замещения (Б^СэОг [43]. Возможность появления кластеров с атомами замещения объясняется повышенной подвижностью С атома замещения по сравнению с подвижностью Б1 [44]. А наблюдаемое экспериментально в БЮ многими авторами разнообразие зарядовых состояний вакансий было теоретически показано в работе [45], где представлены основные спиновые состояния, соответствующие этим центрам.
1.1.1.2. Облучение низкоэнергетичными электронами
Облучение низкоэнергетичными электронами позволило дополнить многообразие конфигураций и зарядовых состояний радиационных дефектов. Так образование пар Френкеля в виде (КбГ-БУ и (Кб^'-Б^) наблюдали при ЕРЯ (4-300 К) измерениях кристаллов ЗС, АН и 6Я-БЮ пир - типов проводимости после облучения их электронами с энергиями 300-900 кэВ дозами 5x1017-
20
3x101д см'2 [46,47]. Однако другие дефектные центры были различны для образцов с разным типом проводимости. Во всех образцах «-типа проводимости были обнаружены дефектные центры, содержащие отрицательно-заряженные вакансии Р^3* или а также комплекс (Кс-Н) [47] (Рис. 1.4). Авторы полагали, что вакансии Р$;3" и Vсоздают уровни, близкие к зоне проводимости, что согласуется с данными работы [21].
Облученные образцы /7-типа проводимости характеризовались присутствием вакансий Ус и комплексов (Рс-2Н). Активное участие водорода в дефектообразовании объясняется высокой концентрацией атомов Н, которые подвижны при комнатной температуре. Теоретически возможность появления межузельного Н и вакансионных комплексов с ним была показана для ЗС-БЮ « и р -типов проводимости [48]. При этом авторы считали, что для р-$\С междузельный Н является мелким донором, компенсирующим акцепторы. Для «-типа энергия образования межузельного Н2 велика, поэтому он образует дефектные комплексы (К8гН) и (Рс-Н), которые служат ловушками для электронов и дырок, соответственно.
Magnetic field В, G
Рис. 1.4. ЕРЯ (300К) спектр, снятый для кристаллов п-6Н-$\С после облучения электронами с энергией 300 кэВ дозами 5х10|7-1х10,8см'2 [47].
Рис. 1.5. Модель С-С Гантелеобразной конфигурации расщепленного междоузлия в ЗС-$>\С на стороне углеродной подрешетки [52].
alb Хс D^’.a-b^c^^Q ° Ог\аФЬФс,уФ 90°
Зависимость радиационного дефектообразования от энергии облучающих электронов в диапазоне 0.3-2.5 МэВ в кристаллах и эпитаксиальных слоях ЗС и 6Н-$\С п- и /7-типов проводимости исследовалась
21
в работах [49,50]. PAS измерения показали, что наименьшая энергия электронов (> 300 кэВ) требуется для образования вакансий Vc с позитронным временем жизни < 160 не. Увеличение энергии облучающих электронов приводило к появлению вакансий кремния в различных зарядовых состояниях (KSj, V$\ ', KSi’2 и Vsi’3) и затем к появлению дефектных центров, предположительно в виде дивакансий (Ksr^si или VçrVsï)- Был сделан вывод, что независимо от политипа и типа проводимости SiC, увеличение энергии электронов при облучении ведет к увеличению видов, концентраций и размеров дефектов с участием вакансий. Однако при этом температурная стабильность вакансионных дефектных центров была зависима от типа проводимости SiC. Вакансионные дефектные центры в образцах p-типа проводимости отжигались при более низких температурах (-700 °С ) по сравнению с аналогичными дефектами в образцах /7-типа проводимости (850 °С ).
Облучение SiC низкоэнергетичными электронами также позволяет исследовать модели межузельных дефектов, их подвижности, температурные поведения и взаимосвязи с другими дефектами и атомами. Так при облучении электронами в ТЕМ микроскопе с энергиями 90-300 кэВ! эпитаксиальных слоев ЗС, 4Н, 6//-SiC и 15Æ-SiC п и p-типов проводимости удалось идентифицировать дефектный центр Db обнаруженный ранее в политипах ЗС, 4Н и бЯ-SiC [42,51]. Образцы были насыщены изотопами 13С, что позволило идентифицировать при LTPL (7К) измерениях наблюдаемые оптические центры как С-С гантелеобразной конфигурации расщепленные междоузлия (Рис. 1.5) [52]. Согласно вычислениям, такие центры имели наименьшую энергию формирования после углеродной вакансии [53]. Однако для политипа 4#-SiC при таких энергиях облучающих электронов был обнаружен только один нерасщепленный междоузельный центр, из чего было сделано заключение, что этот политип более стоек к облучению но сравнению с бЯ-SiC. При повышении энергии облучающих электронов выше 150 кэВ, во всех политипах наблюдали другой дефектный центр, который предположительно считали C-Si гантелеобразной конфигурации или (С-С)С расщепленное междузлие на углеродной стороне в нейтральном состоянии для политипа /7-4#-SiC [54].
Как отмечалось выше, облучение полупроводников электронами с энергиями < 1 МэВ позволяет оценить • пороговую энергию
дефектообразования (Ей) - важнейший параметр при оценке радиационной стойкости материала. Теоретические значения величины Е<] в SiC различались незначительно у разных авторов и составляли для обоих атомов
27.5 эВ [55], а также для атомов С и Si - 24 и 35 эВ, или 20 эВ и 30-35 эВ, соответственно [56,57]. Указанные значения были наименьшие для атомов С в направлении [1100] и атомов Si вдоль [ОООТ], т.е присутствовала анизотропия этих величин [58].
Экспериментально пороговые энергии смещения Ед для атомов С и Si, равными —18 эВ и -43 эВ, соответственно, были определены при облучении кристаллов н-бЯ-SiC электронами с энергиями 200 и 300 кэВ с одновременным анализом дифракционных картин [59]. Величины пороговых энергий смещений для атомов С и Si, равные —20 и —30 эВ были рекомендованы для вычислений величины повреждений (dpa - displacements per atom), наблюдаемых в SiC при облучении [60].
При облучении полупроводников низкоэнергетичными электронами также появляется возможность точно определить энергию облучающих электронов, необходимую для создания вакансий. Эти величины были установлены при облучении в ТЕМ микроскопе электронами с энергиями 50-300 кэВ в широком интервале доз 1016-1020 см '2 чистых кристаллов и эпитаксиальных слоев 4Н и бЯ-SiC п и /7-типов проводимости [60,61]. Атомы С смещались при энергиях электронов выше 90 кэВ и наблюдалась некоторая дисперсия этой величины в зависимости от направления падающего электронного луча, (0001) или (0001). Для смещения атомов Si и появления вакансий Psi требовалось облучение электронами с энергией 200-300 кэВ. При этом атомы Si смещались независимо от направления электронного луча относительно кристаллографических осей образцов.
1.1.2. Электрические исследования образцов, облученных
электронами
Многообразные радиационные дефектные центры, образующиеся в результате облучения электронами, создают в запрещенной зоне SiG широкий спектр энергетических уровней, параметры которых наиболее
23
информативно определяются емкостной и токовой релаксационной спектроскопией (С, /-ОЬТ8).
Результаты исследований ГЦ, которые появлялись в п-6Н-$\С кристаллах и эпитаксиальных слоях с Л^о=5х10ы - 8х10псм*3 при облучении
|*> «о л _ _
их электронами в широком интервале доз (5x10 -10 см * ) с энергиями 1.5-5 МэВ, представлены в работах [18,62-64]. Температурное поведение ГЦ исследовалось при проведении отжигов облученных образцов до 1600-1700 "С. Согласно полученным данным, независимо от концентрации примесей в исследуемых образцах и режимов облучения электронами, было обнаружено более 10 радиационно-индуцированных уровней в энергетическом интервале
0.15-1.65 эВ от дна зоны проводимости 6Н^\С. Наиболее характерными являлись уровни с энергиями ионизации Ес-0А%у 0.38/0.44, 0.51, 0.68/0.70, 1.15/1.25 и 1.5 эВ, которые рассматривались как ловушки дырок (Рис.6) [65]. Центр £с-0.38/0.4 эВ (£Оэ на Рис. 1.6), известный как дефектный центр Е\1Еа [63], был термически стойким и отжигался при температуре 1600 °С.
Temperature, К
Temperature, К
У I-------1-------I------1-----
4H-S,C
с-irradiated2,5McV2,5'I0"cm3 t/trS/10 ms t^mi0ms
Рис. 1.6. ОЬТБ спектр образца 6Н-$\С, облученного электронами разными дозами с энергией 1.7 МэВ [65].
Рис. 1.7. Спектр ОЬТБ образца 4Н-$1С} облученного электронами с энергией 2.5 МэВ дозой [66].
2.5x10м см'2
Природа этого центра предполагалась как дивакансия (Гс - Г^) или комплекс, содержащий вакансии [18]. По другой версии центр Ес-0.38/0.4 эВ объяснялся как система из двух отрицательно заряженных б'-центров, каждый из которых формировал два уровня в запрещенной зоне -акцепторный и донорный [105]. В соответствие с этой концепцией, уровень с
- Київ+380960830922