杨成东,苏琳琳
(无锡学院 电子信息工程学院,江苏 无锡 214105)
近年来,SiC 雪崩光电二极管(Avalanche Photodiode,APD)作为一种高量子效率的微弱紫外光探测器,在国防预警、深空探测和高压输电线电晕检测等领域备受关注[1-3]。近年来随着材料质量和制备工艺的不断完善,SiC APD 能够实现低暗电流(10-12A)、高增益(104以上)和高量子效率(峰值量子效率50%),并且能够成功实现微弱紫外光探测,最优异的单光子探测效率达到30%。在器件结构中,电极/半导体之间良好的欧姆接触对于探测性能至关重要。高温退火是形成良好SiC 欧姆接触的常用方法,其中,n型SiC 的欧姆接触比较成熟,通常采用Ni 基金属体系,通过氮气氛围、900 ℃条件下的高温退火能够形成良好的欧姆接触,比接触电阻率可以达到10-6Ω·cm2[4]。Al 基、Ni 基和Ti 基是三种常见的p 型SiC 欧姆接触的金属体系,其中,Al 基接触金属层的比接触电阻率可以达到10-5Ω·cm2,但退火温度高达1000℃,这加剧了Al 的氧化(退火温度达到800 ℃以上开始出现Al 的氧化行为)[5-7];Ni 基接触金属层可以在800 ℃退火温度下实现10-5Ω·cm2比接触电阻率,退火温度较低[8];Ti 基接触金属层的退火温度略高于Ni基[9-10]。总体而言,由于Al 基欧姆接触层需要更高的退火温度,SiC APD 多采用Ni 基和Ti 基作为p 型欧姆接触金属体系。
为了实现SiC APD 的高灵敏度,需要控制器件的体内漏电和表面漏电以最大限度地降低器件暗电流。得益于SiC 材料外延技术日趋成熟,目前能够成功生长位错密度为1000～2000 cm-2的SiC 外延片,这使制备零位错的SiC APD 成为可能。除SiC 材料质量外,SiC/SiO2的界面质量对于限制暗电流同样重要,暗电流是SiC APD 器件漏电的另一个重要原因。经过近十几年的发展,研究人员已经完善了牺牲氧化层、热氧化和等离子增强化学气相沉积SiOx或SiNx的钝化方法,能够有效地将器件雪崩击穿前的暗电流压制在pA量级甚至更低的水平。然而,在器件制备过程中,被多次使用的氧等离子体去胶过程会在金属/SiC 界面引入氧氛围,在随后的高温退火过程中,界面氧会与SiC 表面、金属电极和退火生成物发生反应,诱导金属/SiC 界面产生界面缺陷,从而对SiC APD 的电学行为带来显著的影响,尤其是器件暗电流水平。因此,系统研究界面氧对器件电学性能的影响对于制备低暗电流的SiC APD 是十分有必要的。本工作通过对照四种不同工艺条件下制备的SiC APD 的暗电流,讨论p型接触界面氧氛围对SiC APD 暗电流的影响,并通过接触界面半导体形貌分析,对暗电流的形成机制进行研究,研究结果表明,金属/半导体界面引入p 型界面氧氛围会导致Ni 基p 型电极SiC APD 暗电流的急剧增加,相应的扫描电子显微镜(SEM)图像显示在高温退火下,基于Ni 基p 型电极的SiC 表面存在高密度的尖峰,这些尖峰区由于电荷积累导致了SiC APD 暗电流的增加。另外,p 型界面氧虽然没有导致Ti 基p 型电极SiC APD 暗电流的急剧增加,但其SiC 表面仍存在较多缺陷。相反地,通过氢氟酸去除界面氧能够有效降低漏电,并且SEM 图像显示界面缺陷大量减少,该结果进一步验证了界面漏电机制。因此,为了获得低暗电流的SiC APD,在氧等离子体去胶等可能引入氧氛围的工艺步骤后需要对外延片进行氢氟酸腐蚀,以去除氧氛围。
SiC APD 制备于n 型4H-SiC 衬底上,如图1 所示,外延结构从下到上依次为: 一层10 μm 厚的n 型缓冲层,掺杂浓度为3×1018cm-3;一层70 nm 厚的本征层;一层0.5 μm 厚的p 型雪崩倍增层,掺杂浓度为1×1015cm-3;一层70 nm 厚的本征层;一层0.2 μm厚的p 型接触层,掺杂浓度为2×1018cm-3;一层70 nm 厚的本征层;一层0.25 μm 厚的p 型覆盖层,掺杂浓度为2×1019cm-3。在器件制备之前,首先采用RCA标准清洗法将外延片在丙酮、乙醇、硫酸-过氧化氢清洗液、氨-过氧化物清洗液、盐酸-过氧化物清洗液、氢氟酸和水中依次清洗以去除表面灰尘和有机物。为了形成相邻器件之间的电学隔离,采用感应耦合等离子体刻蚀系统对外延片进行台面刻蚀,台面刻蚀到雪崩倍增层上表面[11]。利用光刻胶回流技术形成倾斜台面刻蚀掩膜,最终获得6o的小倾角台面,这有助于抑制台面边缘强电场[11]。台面制备完成后,采用热氧化和等离子体增强化学气相沉积法进行表面钝化,修复外延片表面的刻蚀损伤[12-13]。最后进行电极制备,n 型电极制备于外延片背面,采用电子束蒸发系统依次蒸镀Ni、Ti、Al、Au 金属层,厚度分别为25,50,100,100 nm。光刻显影后通过氢氟酸湿法腐蚀SiO2形成p 型电极窗口。为了研究p 型接触界面氧对SiC APD 性能影响,在外延片进行氧等离子体处理去除残余光刻胶,然后将部分外延片放入氢氟酸溶液中进行腐蚀后再蒸镀p 型电极,而部分外延片不经过氢氟酸溶液腐蚀直接蒸镀p 型电极。p 型电极选用厚度分别为25,50,100,100 nm 的Ni、Ti、Al、Au 金属层或厚度分别为70,200,100,100 nm 的Ti、Al、Ti、Au金属层。最后将器件分别在300,500,600,700,800,900 ℃氮气氛围中退火3 min。不同器件p 型电极和界面处理方式如表1 所示。
图1 SiC APD 剖面结构示意图Fig.1 Cross-sectional schematic of the SiC APD
表1 SiC APD 界面处理和p 型金属电极说明Tab.1 SiC APD interface treatment and p-type metal electrode description
为了研究氧等离子体去胶过程是否会对外延片表面产生影响,采用X 射线光电子能谱表征氧等离子体去胶后进行和未进行氢氟酸腐蚀的外延片的表面成分[14-15]。如图2 所示,外延片包括Si2s、Si2p、C1s和O1s 峰。未进行氢氟酸腐蚀的SiC 外延片表面,O1s峰的结合能为532.5 eV,这来源于SiO2,并且强度明显大于进行氢氟酸腐蚀的SiC 表面的O1s 峰[16];进行氢氟酸腐蚀处理的SiC 表面O1s 峰的结合能位于533～534 eV 之间,源于O2—Si 或O—C 键,由于该SiC 表面已经采用氢氟酸对SiO2进行腐蚀,所以O1s 峰主要来源于O—C 键[16]。因此,根据X 射线光电子能谱,在氧等离子体去胶后,SiC 外延层表面很可能形成了一层薄的SiO2层。
图2 SiC 表面的XPS 图谱,结合能范围在0～800 eV。插图为O1s 峰的放大XPS 图谱Fig.2 XPS spectra for SiC surface in the region between 0 and 800 eV.The inset shows the XPS spectra of O1s peak
为了分析p 型接触界面氧对SiC APD 暗电流的影响,分别对四种工艺条件下制备的器件进行了电流-电压曲线测试。图3(a)、(b)分别描绘了器件A 在室温下的反向和正向电流-电压曲线。对于氧等离子体去胶后没有进行氢氟酸腐蚀的SiC APD,当p 型电极金属层为Ni、Ti、Al、Au 时,在300 和500 ℃的退火温度下,器件在雪崩前的暗电流一直保持在1×10-13～3×10-13A,当反向偏压达到198 V 时,器件发生雪崩倍增。而当退火温度增加到600 ℃甚至更高时,器件在低电压下暗电流快速增加。当反向偏压为100 V 时,器件A 在300,500,600,700,800 和900 ℃退火条件下的暗电流分别为1×10-13,3×10-13,9×10-11,5×10-7,1×10-7和2×10-6A。可见对于p 型接触界面存在氧氛围的情况,当选用Ni、Ti、Al、Au 作为p 型电极层时,高温退火将会导致器件雪崩前暗电流的快速增加。另外,从图3(b)中可以看出,随着退火温度增加,器件开启电压逐渐减小。如果将器件开启电压定义在电流达到50 A/cm2的电压值时,当退火温度为300,700 和900 ℃时,器件A 的开启电压分别为10.5,10.1 和9.3 V。图4(a)、(b)分别描绘了器件B 在室温下的反向和正向电流-电压曲线。对于氧等离子体去胶后没有进行氢氟酸腐蚀的SiC APD,当p 型电极金属层为Ti、Al、Ti、Au 时,在500～900 ℃的退火条件下,器件B 的暗电流在雪崩倍增前始终保持在1×10-13～5×10-13A 水平,雪崩电压位于198 V。器件B 的正向开启电压同样随退火温度的增加而降低。因此,对于p 型接触界面存在氧氛围的SiC APD,与Ni、Ti、Al、Au 的p型电极层不同,当p型电极为Ti、Al、Ti、Au 时,不会导致器件暗电流增加。为了比较p 型接触氧氛围对SiC APD 暗电流影响,表征了氧等离子体去胶后进行氢氟酸腐蚀的器件C 和D 在室温下的反向电流-电压曲线,如图5 所示。结果表明对于Ni 基和Ti 基的p 型电极金属层,只要在氧等离子体去胶后进行氢氟酸腐蚀处理,尽管经历高温退火,SiC APD 雪崩前的暗电流仍均在10-13A 水平。综上所述,氧等离子体去胶过程通过引入界面氧确实会对器件暗电流造成影响,但该影响与p 型接触电极有关。若采用Ni基p 型金属电极,界面氧会导致器件高温退火后暗电流的急剧增加;若采用Ti 基p 型金属电极,界面氧不会对器件暗电流产生明显影响。在器件制备过程中要在可能引入界面氧氛围的工艺后(如氧等离子体去胶),进行氢氟酸腐蚀处理,以获得低暗电流的SiC APD 器件。
图3 器件A 在不同退火温度下的电流-电压曲线。(a)反向;(b)正向Fig.3 The current-voltage curves of device A at different annealing temperatures.(a) Reverse;(b) Positive
图4 器件B 在不同退火温度下的电流-电压曲线。(a)反向;(b)正向Fig.4 The current-voltage curve of device B at different annealing temperatures.(a) Reverse;(b) Positive
图5 器件C 和D 在不同退火温度下的电流-电压曲线。Fig.5 The current-voltage curves of device C and D at different annealing temperatures
为了研究界面氧的存在造成器件A 在高温退火后暗电流升高的内在机制,将四种器件依次在王水、氢氟酸、硝酸溶液和硫酸/过氧化氢溶液中腐蚀,去除金属电极以暴露出电极下方p 型接触界面,随后采用SEM 观察界面形貌。图6(a1)、(a2)分别为器件A 在500 和800 ℃退火后p 型接触界面的SEM 图像。在500 ℃退火条件下,器件A 的p 型接触半导体表面形貌光滑,而在800 ℃退火条件下,半导体表面出现很多尖峰,这说明基于Ni 基p 型电极的SiC APD 在高温退火后SiC 表面产生大量尖峰缺陷,这是导致该器件在高温下暗电流迅速增加的主要原因。图6(b1)、(b2)分别为器件B 在300 和700 ℃退火后p 型接触界面的SEM 图像,半导体表面存在低密度的凹陷坑。图6(c1)、(c2)分别为器件C 在300 和900 ℃退火后p型接触界面的SEM 图像。在300 ℃退火条件下,半导体表面光滑,当退火温度增加到900 ℃时,半导体表面仍然没有出现明显的缺陷。图6(d1)、(d2)分别为器件D 在300 和900 ℃退火后p 型接触界面的SEM 图像,发现该器件的接触界面在高温退火后同样不会产生大量缺陷。可见,SiC 表面缺陷形成与p 型接触金属以及界面氧的存在密切关联。对于Ti 基p 型电极的SiC APD,其SiC 表面比Ni 基p 型电极的SiC 表面平滑。氧等离子体去胶后,进行氢氟酸腐蚀的SiC 表面形貌更光滑。氧的存在加剧了Ni 基p 型金属与SiC 的合金化过程,使SiC 表面更加粗糙,尤其是在退火温度高时,凸起区域尖端上的电荷积累成为器件A 暗电流增加的主要原因[17]。因此,在SiC APD 制备过程中要避免p 型接触界面氧氛围的存在。
图6 不同退火温度下SiC APD p 型接触界面SEM 形貌图。(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 ℃
为了讨论p 型接触界面氧对SiC APD 器件暗电流的影响,通过电流-电压曲线和p 型接触界面半导体表面SEM 表征对四组SiC APD 进行了对照分析。发现p型接触界面氧会促进SiC 与p 型电极之间的反应,在高温退火下,与Ti 基p 型电极相比,Ni 基p 型电极与SiC 反应更为剧烈,从而导致金属/SiC 之间的界面上产生大量的缺陷,造成器件暗电流急剧增加。综合考虑器件暗电流和p 型接触界面半导体形貌,SiC APD制备可以选取Ni 基或Ti 基p 型金属层,但在器件制备过程中要尽可能避免氧氛围的存在,可以在氧等离子体去胶等可能会引入氧氛围的工艺流程后,采用氢氟酸湿法腐蚀的方法去除界面氧氛围,从而降低器件暗电流。
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