En Ru
Pt-омические контакты к p-типу SiC с низким удельным контактным сопротивлением, сформированные процессом отжига при 600 °C
Аннотация
Удельное контактное сопротивление (ρc) величиной 3,2×10-⁵ Ом·см², сравнимое с характеристиками контактов на основе TiAl, сформированных при высокотемпературном отжиге (≈1000 °C), достигнуто для Pt-контактов на высоколегированном Al-имплантированном p-типе карбида кремния (SiC) после отжига при 600 °C. С помощью вольт-фарадных измерений вертикальных диодов Шоттки подтверждена малая высота барьера на границе Pt/p-SiC. Структурный анализ показал, что при отжиге при 600 °C на границе Pt/SiC формируется слой, состоящий из силицидов Pt и атомов углерода.
1. Введение
Благодаря широкой запрещённой зоне (3,26 эВ) и высокой критической напряжённости электрического поля (≈2,5 МВ/см) карбид кремния (SiC) привлекает большое внимание как полупроводниковый материал следующего поколения для высоковольтных силовых приборов с низкими потерями, а также транзисторов, работающих при высоких температурах. Благодаря многолетним исследованиям и разработкам диоды Шоттки (SBD) и МОП-транзисторы на SiC уже производятся серийно, обеспечивая высокую эффективность в системах преобразования энергии. Кроме того, продемонстрирована работа при высоких температурах (>300 °C) интегральных схем, состоящих из МОП-транзисторов, биполярных транзисторов и полевых транзисторов с переходом. С другой стороны, фундаментальные исследования SiC всё ещё не завершены, и существует несколько технических проблем, препятствующих полной реализации потенциала SiC-приборов.
Одной из таких проблем является формирование низкоомных омических контактов к p-типу SiC. Для получения омических контактов на p-SiC работа выхода металла (φm) должна превышать работу выхода p-SiC (φs). Однако поскольку типичные значения φm лежат в диапазоне 4–6 эВ, а φs составляет около 7 эВ, выполнить условие φm > φs простым осаждением металла на p-SiC трудно. Поэтому на границе металл/p-SiC образуется высокий барьер Шоттки, что приводит к высокому удельному контактному сопротивлению (ρc).
В современном технологическом процессе широко используются контакты на основе Ti/Al с высокотемпературным отжигом при ≈1000 °C для омических контактов к p-SiC, и достигается ρc порядка 10-⁶–10-⁴ Ом·см². Проведены исследования омических контактов к p-SiC с высокотемпературным отжигом, в которых значения ρc легированных контактов исследовалось в зависимости от материала электрода и температуры отжига. С другой стороны, такой высокотемпературный отжиг после осаждения металла вызывает ряд проблем, включая расплавление электрода, шероховатость поверхности и деградацию приборов. Следовательно, требуется формировать низкоомные омические контакты на p-SiC с использованием низкотемпературного процесса.
В качестве первого шага к формированию низкоомных омических контактов с низкотемпературным процессом важно изучить фундаментальные свойства на границе металл/высоколегированный SiC без высокотемпературного отжига. Механизм проводимости для n-типа SiC на нелегированных контактах к высоколегированному P+-имплантированному n-SiC (концентрация доноров ND > 10²⁰ см-³) почти полностью определяется прямым туннелированием (DT) электронов, и очень низкое значение ρc (порядка 1×10-⁷ Ом·см²) было получено для контактов Mg или Ti без какой-либо термической обработки после формирования электрода. Что касается p-типа SiC, дырки из расщеплённой зоны (split-off band) играют важную роль в электрической проводимости на границе металл/высоколегированный p-SiC из-за малой эффективной массы, а механизм проводимости на нелегированных Ni-контактах к высоколегированному Al+-имплантированному p-SiC (концентрация акцепторов NA ≈ 10²⁰ см-³) определяется прямым туннелированием дырок из расщеплённой зоны. Однако полученное ρc для нелегированных Ni-контактов составляет 9,3×10-³ Ом·см², что всё ещё высоко, и необходимо дальнейшее снижение ρc. Поскольку DT сильно зависит от высоты барьера (φB0), понижение барьера на контакте приводит к значительному увеличению тока, то есть к существенному снижению ρc. Более того, поскольку неизбежна низкотемпературная термическая обработка (400–600 °C) после формирования электрода (например, формирование межслойных диэлектриков), важно исследовать свойства контактов, отожжённых при относительно низких температурах.
В данном исследовании ρc для Pt-контактов на Al+-имплантированном p-SiC с относительно низкотемпературным отжигом (400–800 °C) определено с использованием структур круговой передаточной линии (CTLM). Платина выбрана в качестве электрода из-за высокой работы выхода (φm = 5,1–5,9 эВ) среди различных металлов, и ожидается, что она образует низкий барьер Шоттки на p-SiC. Также изготовлены вертикальные диоды Шоттки для исследования φB0 на границе Pt/p-SiC. Кроме того, исследованы межфазные реакции с помощью рентгеновской дифракции (XRD) и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (XPS). Получены низкое значение ρc 3,2×10-⁵ Ом·см² и φB0 = 1,21 эВ для Pt-контактов с отжигом при 600 °C, а структурный анализ показал, что на границе Pt/SiC формируется слой, состоящий из силицидов Pt и атомов углерода.
Одной из таких проблем является формирование низкоомных омических контактов к p-типу SiC. Для получения омических контактов на p-SiC работа выхода металла (φm) должна превышать работу выхода p-SiC (φs). Однако поскольку типичные значения φm лежат в диапазоне 4–6 эВ, а φs составляет около 7 эВ, выполнить условие φm > φs простым осаждением металла на p-SiC трудно. Поэтому на границе металл/p-SiC образуется высокий барьер Шоттки, что приводит к высокому удельному контактному сопротивлению (ρc).
В современном технологическом процессе широко используются контакты на основе Ti/Al с высокотемпературным отжигом при ≈1000 °C для омических контактов к p-SiC, и достигается ρc порядка 10-⁶–10-⁴ Ом·см². Проведены исследования омических контактов к p-SiC с высокотемпературным отжигом, в которых значения ρc легированных контактов исследовалось в зависимости от материала электрода и температуры отжига. С другой стороны, такой высокотемпературный отжиг после осаждения металла вызывает ряд проблем, включая расплавление электрода, шероховатость поверхности и деградацию приборов. Следовательно, требуется формировать низкоомные омические контакты на p-SiC с использованием низкотемпературного процесса.
В качестве первого шага к формированию низкоомных омических контактов с низкотемпературным процессом важно изучить фундаментальные свойства на границе металл/высоколегированный SiC без высокотемпературного отжига. Механизм проводимости для n-типа SiC на нелегированных контактах к высоколегированному P+-имплантированному n-SiC (концентрация доноров ND > 10²⁰ см-³) почти полностью определяется прямым туннелированием (DT) электронов, и очень низкое значение ρc (порядка 1×10-⁷ Ом·см²) было получено для контактов Mg или Ti без какой-либо термической обработки после формирования электрода. Что касается p-типа SiC, дырки из расщеплённой зоны (split-off band) играют важную роль в электрической проводимости на границе металл/высоколегированный p-SiC из-за малой эффективной массы, а механизм проводимости на нелегированных Ni-контактах к высоколегированному Al+-имплантированному p-SiC (концентрация акцепторов NA ≈ 10²⁰ см-³) определяется прямым туннелированием дырок из расщеплённой зоны. Однако полученное ρc для нелегированных Ni-контактов составляет 9,3×10-³ Ом·см², что всё ещё высоко, и необходимо дальнейшее снижение ρc. Поскольку DT сильно зависит от высоты барьера (φB0), понижение барьера на контакте приводит к значительному увеличению тока, то есть к существенному снижению ρc. Более того, поскольку неизбежна низкотемпературная термическая обработка (400–600 °C) после формирования электрода (например, формирование межслойных диэлектриков), важно исследовать свойства контактов, отожжённых при относительно низких температурах.
В данном исследовании ρc для Pt-контактов на Al+-имплантированном p-SiC с относительно низкотемпературным отжигом (400–800 °C) определено с использованием структур круговой передаточной линии (CTLM). Платина выбрана в качестве электрода из-за высокой работы выхода (φm = 5,1–5,9 эВ) среди различных металлов, и ожидается, что она образует низкий барьер Шоттки на p-SiC. Также изготовлены вертикальные диоды Шоттки для исследования φB0 на границе Pt/p-SiC. Кроме того, исследованы межфазные реакции с помощью рентгеновской дифракции (XRD) и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (XPS). Получены низкое значение ρc 3,2×10-⁵ Ом·см² и φB0 = 1,21 эВ для Pt-контактов с отжигом при 600 °C, а структурный анализ показал, что на границе Pt/SiC формируется слой, состоящий из силицидов Pt и атомов углерода.
2. Эксперимент
рис. 1
Были подготовлены эпитаксиальные слои n-типа 4H-SiC(0001) с легированием азотом (ND = 3×10¹⁵ см-³) толщиной 10 мкм на n-подложках для структур CTLM [рис. 1(a)]. Ионы Al имплантировались в эпитаксиальные слои при 500 °C для создания коробчатых профилей глубиной около 200 нм. Концентрация атомов Al (NAl), определённая методом вторичной ионной масс-спектрометрии после отжига после имплантации (PIA) при 1750 °C в течение 20 мин в атмосфере Ar, составляла 8,2×10¹⁹, 1,8×10²⁰, 2,2×10²⁰ или 3,0×10²⁰ см-³ в зависимости от дозы имплантации. Концентрация акцепторов NA составляла 3,4×10¹⁹, 5,8×10¹⁹, 6,2×10¹⁹, 8,3×10¹⁹ см-³ для каждой NAl, что было определено по вольт-фарадным измерениям диодов Шоттки и оценено по измерениям эффекта Холла. После PIA проводилось термическое окисление при 1300 °C в течение 120 мин для удаления приповерхностной области SiC (65–85 нм), где концентрация атомов Al была неравномерной. Затем поверхность образцов очищалась по стандартной процедуре RCA с последующим погружением в HF, и на слой, имплантированный Al+, методом DC-распыления наносились Pt-электроды CTLM толщиной 150 нм. Наконец, образцы отжигались при 400, 600 или 800 °C в атмосфере Ar в течение 3 мин. Что касается вертикальных диодов Шоттки, были подготовлены эпитаксиальные слои p-типа SiC (NA = 1,5×10¹⁷ см-³) на p-подложках 4H-SiC(0001), и Pt-электроды Шоттки формировались таким же образом, как и для структур CTLM. В качестве эталонов также изготавливались образцы без отжига.
На рис. 1(b) показаны профили поверхности Pt-электродов, отожжённых при 600 или 800 °C. Для Pt-электрода, отожжённого при 600 °C, получена гладкая поверхность (среднеквадратичная шероховатость Rrms = 1,41 нм), тогда как электрод, отожжённый при 800 °C, демонстрирует грубую поверхность (Rrms = 7,04 нм). Таким образом, шероховатость поверхности Pt-электродов значительно снижается при температуре отжига 600 °C, и эта шероховатость намного меньше, чем у контактов на основе Ti/Al, отожжённых при ≈1000 °C (Rrms = 10–40 нм).
На рис. 1(b) показаны профили поверхности Pt-электродов, отожжённых при 600 или 800 °C. Для Pt-электрода, отожжённого при 600 °C, получена гладкая поверхность (среднеквадратичная шероховатость Rrms = 1,41 нм), тогда как электрод, отожжённый при 800 °C, демонстрирует грубую поверхность (Rrms = 7,04 нм). Таким образом, шероховатость поверхности Pt-электродов значительно снижается при температуре отжига 600 °C, и эта шероховатость намного меньше, чем у контактов на основе Ti/Al, отожжённых при ≈1000 °C (Rrms = 10–40 нм).
3. Результаты
рис. 2
На рис. 2(a) показаны вольт-амперные характеристики (I–V) изготовленных Pt-структур CTLM (NA = 8,3×10¹⁹ см-³) без отжига и с отжигом при 400, 600 или 800 °C. Измерения выполнены по четырёхзондовой схеме. Наибольший ток и омический вид I–V-кривой наблюдаются для Pt-контакта, отожжённого при 600 °C. Затем сопротивления (R) извлекались из наклонов вблизи начала координат I–V-характеристик структур CTLM с различными расстояниями между электродами (d = 2–48 мкм). Зависимость R–d в структуре CTLM описывается формулой:
(здесь Rsh – поверхностное сопротивление, LT – длина переноса, In и Kn – модифицированные функции Бесселя, L – радиус центрального электрода, L = 99 мкм). Rsh и LT были получены аппроксимацией экспериментальной зависимости R(d), а ρc определялось по формуле ρc = Rsh·LT² 32. Полученные значения Rsh находились в диапазоне от 6,9×10³ до 1,7×10⁴ Ом/кв. (суммарная доза имплантации от 1,3×10¹⁵ до 4,1×10¹⁵ см-²) и практически не зависели от температуры отжига после металлизации. Эти значения Rsh согласуются с научными данными (7,7×10³–1,6×10⁴ Ом/кв.), что подтверждает корректность проведённого анализа.
На рис. 2(b) показаны экспериментальные значения ρc Pt-контактов без отжига и с отжигом при 400, 600 или 800 °C. Полученные ρc сильно зависят от температуры отжига, как и ожидалось, и контакты, отожжённые при 600 °C, демонстрируют наименьшее значение ρc при всех исследованных концентрациях акцепторов. В частности, ρc = 3,2×10-⁵ Ом·см², что так же низко, как и у контактов на основе Ti/Al с отжигом при 1000 °C, получено при максимальной NA = 8,3×10¹⁹ см-³. Таким образом, для Pt-контактов, отожжённых при 600 °C, достигаются одновременно гладкая поверхность электрода (как упоминалось выше) и низкое ρc.
Чтобы выяснить, почему ρc Pt-контактов сильно меняется с температурой отжига, была проанализирована высота барьера φB0 на границе Pt/p-SiC с помощью C–V-измерений изготовленных Pt-диодов Шоттки. φB0 определялась на основе суммы:
где e – элементарный заряд, Vd – контактная разность потенциалов, полученная из C–V-измерений, ΔEF – разность энергий между краем валентной зоны и уровнем Ферми в SiC, Δφ – снижение барьера за счёт силы зеркального изображения. Стоит отметить, что ΔEF рассчитывалась на основе статистики Ферми–Дирака, поскольку приближение Больцмана неприменимо при высоких NA.
(здесь Rsh – поверхностное сопротивление, LT – длина переноса, In и Kn – модифицированные функции Бесселя, L – радиус центрального электрода, L = 99 мкм). Rsh и LT были получены аппроксимацией экспериментальной зависимости R(d), а ρc определялось по формуле ρc = Rsh·LT² 32. Полученные значения Rsh находились в диапазоне от 6,9×10³ до 1,7×10⁴ Ом/кв. (суммарная доза имплантации от 1,3×10¹⁵ до 4,1×10¹⁵ см-²) и практически не зависели от температуры отжига после металлизации. Эти значения Rsh согласуются с научными данными (7,7×10³–1,6×10⁴ Ом/кв.), что подтверждает корректность проведённого анализа.
На рис. 2(b) показаны экспериментальные значения ρc Pt-контактов без отжига и с отжигом при 400, 600 или 800 °C. Полученные ρc сильно зависят от температуры отжига, как и ожидалось, и контакты, отожжённые при 600 °C, демонстрируют наименьшее значение ρc при всех исследованных концентрациях акцепторов. В частности, ρc = 3,2×10-⁵ Ом·см², что так же низко, как и у контактов на основе Ti/Al с отжигом при 1000 °C, получено при максимальной NA = 8,3×10¹⁹ см-³. Таким образом, для Pt-контактов, отожжённых при 600 °C, достигаются одновременно гладкая поверхность электрода (как упоминалось выше) и низкое ρc.
Чтобы выяснить, почему ρc Pt-контактов сильно меняется с температурой отжига, была проанализирована высота барьера φB0 на границе Pt/p-SiC с помощью C–V-измерений изготовленных Pt-диодов Шоттки. φB0 определялась на основе суммы:
где e – элементарный заряд, Vd – контактная разность потенциалов, полученная из C–V-измерений, ΔEF – разность энергий между краем валентной зоны и уровнем Ферми в SiC, Δφ – снижение барьера за счёт силы зеркального изображения. Стоит отметить, что ΔEF рассчитывалась на основе статистики Ферми–Дирака, поскольку приближение Больцмана неприменимо при высоких NA.
рис. 3
На рис. 3(a) показана зависимость φB0 на границе Pt/p-SiC от температуры отжига. На вставке к рис. 3(a) приведены графики 1/C²–V. Наименьшее φB0 = 1,21 эВ зафиксировано для границы Pt/p-SiC, отожжённой при 600 °C. На рис. 3(b) показано ρc Pt-контактов (NA = 3,4×10¹⁹ и 8,3×10¹⁹ см-³) как функция извлечённого φB0. Значение ρc возрастает с увеличением φB0, что указывает на то, что изменение φB0 на границе Pt/p-SiC, обусловленное отжигом, вносит основной вклад в изменение ρc Pt-контактов на p-SiC. Отметим, что плотность тока диода Шоттки, отожжённого при 600 °C, была значительно выше, чем у диода без отжига, что также свидетельствует о существенном влиянии отжига после формирования Pt-электрода на электрическую проводимость.
рис. 4
Для выяснения факторов, приведших к формированию низкого барьера на границе Pt/p-SiC при отжиге 600 °C, был проведён структурный анализ. На рис. 4 показана рентгеновская дифрактограмма (XRD), полученная для образца, отожжённого при 600 °C. Поскольку падающий рентгеновский пучок был направлен нормально к направлению среза подложки SiC, пик дифракции SiC(0004) не наблюдался из-за использования косоориентированной подложки. Кроме того, ограниченное число дифракционных пиков Pt, PtSi и Pt3Si можно объяснить высокой степенью ориентации слоёв Pt и PtSiₓ. Наблюдаются чёткие пики силицидов Pt [PtSi(021), Pt3Si(220), Pt3Si(222)], что указывает на образование силицида Pt при отжиге 600 °C. Однако следует отметить, что Pt не образует карбидов. Следовательно, при отжиге только атомы Si в SiC реагируют с атомами Pt, в то время как большое количество избыточных атомов C, как ожидается, остаётся вблизи границы Pt/SiC. Что касается образца, отожжённого при 800 °C, наблюдаются пики PtSi(120), PtSi(220), Pt2Si(112), что свидетельствует о том, что больше атомов Si реагирует с Pt по сравнению с образцом, отожжённым при 600 °C. Однако для раскрытия механизма, приводящего к наименьшему значению ρc, полученному для Pt-контактов при 600 °C, требуются дальнейшие структурные исследования.
рис. 5
Для выяснения того, в каком виде существуют избыточные атомы C вблизи границы Pt/SiC после отжига при 600 °C, был проведён анализ методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (XPS). На рис. 5(a) показано соотношение атомов Pt, Si и C в образце, отожжённом при 600 °C, полученное из XPS-анализа. Поскольку измерения проводились при повторяющемся распылении и XPS, время распыления соответствует глубине от поверхности. Содержание C высоко, около 50–60% вблизи границы Pt/SiC (время распыления 35–50 мин), по сравнению с атомами Pt и Si. На рис. 5(b) показан C1S-спектр вблизи границы Pt/SiC (время распыления 44 мин). Как показано символами, C1S -спектр имеет пик при энергии связи около 284 эВ. Оранжевая и зелёная сплошные линии обозначают вычисленные спектры sp²-углерода и SiC соответственно, а синяя сплошная линия показывает их сумму. Экспериментальный C1S -спектр хорошо аппроксимируется суммой пиков sp²-углерода и SiC. Более того, интенсивность пика sp²-углерода примерно в три раза выше, чем у SiC, что указывает на то, что значительное количество атомов C существует вблизи границы Pt/SiC после отжига при 600 °C в виде sp²-углерода.
На основе структурного анализа предполагается, что реакция Pt и SiC во время отжига при 600 °C существенно способствует формированию низкого барьера на границе Pt/p-SiC, что является основным фактором формирования низкоомных омических контактов на p-SiC. Первым возможным фактором малого φB0 является изменение работы выхода вследствие образования силицида Pt, что было продемонстрировано XRD-анализом. Однако работа выхода силицидов Pt, согласно литературе, составляет 4,7–5,2 эВ, что меньше, чем у Pt. Следовательно, силициды Pt должны создавать более высокие барьеры на p-SiC, чем Pt, и само по себе образование силицида Pt не является основным фактором малого φB0. Другим возможным фактором малого φB0 является вклад атомов C вблизи границы Pt/SiC. XPS-анализ показал, что значительное количество sp²-углерода существует на границе Pt/SiC после отжига при 600 °C. Кроме того, поскольку пики графита не наблюдались в XRD, sp²-углерод должен находиться в аморфном состоянии. Эти связи sp²-углерода могут создавать несколько уровней в нижней половине запрещённой зоны p-SiC, что приводит к захвату многих дырок и сдвигу уровня Ферми в сторону максимума валентной зоны. Таким образом, предполагается, что связи sp²-углерода могут играть важную роль в формировании низкого барьера на границе Pt/p-SiC при отжиге 600 °C.
На основе структурного анализа предполагается, что реакция Pt и SiC во время отжига при 600 °C существенно способствует формированию низкого барьера на границе Pt/p-SiC, что является основным фактором формирования низкоомных омических контактов на p-SiC. Первым возможным фактором малого φB0 является изменение работы выхода вследствие образования силицида Pt, что было продемонстрировано XRD-анализом. Однако работа выхода силицидов Pt, согласно литературе, составляет 4,7–5,2 эВ, что меньше, чем у Pt. Следовательно, силициды Pt должны создавать более высокие барьеры на p-SiC, чем Pt, и само по себе образование силицида Pt не является основным фактором малого φB0. Другим возможным фактором малого φB0 является вклад атомов C вблизи границы Pt/SiC. XPS-анализ показал, что значительное количество sp²-углерода существует на границе Pt/SiC после отжига при 600 °C. Кроме того, поскольку пики графита не наблюдались в XRD, sp²-углерод должен находиться в аморфном состоянии. Эти связи sp²-углерода могут создавать несколько уровней в нижней половине запрещённой зоны p-SiC, что приводит к захвату многих дырок и сдвигу уровня Ферми в сторону максимума валентной зоны. Таким образом, предполагается, что связи sp²-углерода могут играть важную роль в формировании низкого барьера на границе Pt/p-SiC при отжиге 600 °C.
4. Выводы
Были исследованы характеристики ρc и φB0 на Pt-контактах к Al+-имплантированному p-SiC, отожжённых при 400–800 °C, с использованием структур CTLM и диодов Шоттки, а также проведены XRD и XPS анализы для изучения структурных изменений вблизи границы Pt/SiC, вызванных отжигом. В результате получено ρc = 3,2×10-⁵ Ом·см², сравнимое по характеристиками с контактами на основе Ti/Al с отжигом при 1000 °C, и малое значение φB0 = 1,2 эВ для Pt-контактов, отожжённых при 600 °C. Кроме того, шероховатость поверхности Pt-электродов подавлялась при температуре отжига 600 °C. На основе результатов XRD и XPS ожидается, что большое количество sp²-углерода в аморфном состоянии находилось вблизи границы Pt/SiC после отжига при 600 °C. Хотя требуются дальнейшие исследования, эти связи sp²-углерода вблизи границы Pt/SiC могут быть ключом к низкому ρc и малому φB0.
Список литературы
[1] P.G. Neudeck, J. Electron. Mater. 24, 283 (1995).
[2] J. B. Casady and R. W. Johnson, Solid State Electron 39, 1409 (1996).
[3] J. A. Cooper and A. Agarwal, Proc. IEEE 90, 956 (2002).
[4] T. Kimoto, Proc. Jpn. Acad., Ser. B 98, 161 (2022).
[5] K. Hamada, S. Hino, N. Miura, H. Watanabe, S. Nakata, E. Suekawa, Y. Ebike, M. Imaizumi, I. Umezaki, and S. Yamakawa, Jpn. J. Appl. Phys. 54, 04DP05 (2015).
[6] X. She, A. Q. Huang, O. Lucia, and B. Ozpineci, IEEE Trans. Ind. Electron. 64, 8193 (2017).
[7] T. Kimoto and H. Watanabe, Appl. Phys. Express 13, 120101 (2020).
[8] N. Kuhns, L. Caley, A. Rahman, S. Ahmed, J. Di, H. A. Mantooth, A. M. Francis, and J. Holmes, IEEE Trans. Device Mater. Reliab. 16, 105 (2016).
[9] J.-Y. Lee, S. Singh, and J. A. Cooper, IEEE Trans. Electron Devices 55, 1946 (2008).
[10] M. Shakir, S. Hou, R. Hedayati, B. G. Malm, M. Ostling, and C.-M. Zetterling, Electronics 8, 496 (2019).
[11] M. Kaneko and T. Kimoto, IEEE Electron Device Lett 39, 723 (2018).
[12] P. Neudeck, D. Spry, M. Krasowski, L. Chen, N. Prokop, L. Greer, and C. Chang, Tech. Digest of 2020 IEEE Int. Electron Devices Meeting (IEDM) (San Francisco) 27.2.1 (2020).
[13] J. R. Rumble, CRC Handbook of Chemistry and Physics (CRC Press, Boca Raton, FL, 2022) 103rd ed.
[14] T. Kimoto and J. A. Cooper, Fundamentals of Silicon Carbide Technology (Wiley, New York, 2014).
[15] T. Nakata, K. Koga, Y. Matsushita, Y. Ueda, and T. Niina, Amorphous and Crystalline Silicon Carbide and Related Materials II (Springer, Berlin, 1988) 26.
[16] J. Crofton, P. Barnes, J. Williams, and J. Edmond, Appl. Phys. Lett. 62, 384 (1993).
[17] J. Crofton, L. Beyer, J. Williams, E. Luckowski, S. Mohney, and J. Delucca, Solid State Electron 41, 1725 (1997).
[18] S. Tanimoto, H. Okushi, and K. Arai, Silicon Carbide- Recent Major Advances (Springer, Berlin, 2004) 651.
[19] B. P. Downey, S. E. Mohney, T. E. Clark, and J. R. Flemish, Microelectron. Reliab. 50, 1967 (2010).
[20] A. Frazzetto, F. Giannazzo, R. L. Nigro, V. Raineri, and F. Roccaforte, J. Phys. D: Appl. Phys. 44, 255302 (2011).
[21] L. M. Porter and R. F. Davis, Mater. Sci. Eng. B 34, 83 (1995).
[22] O. Nakatsuka, T. Takei, Y. Koide, and M. Murakami, Mater. Trans. 43, 1684 (2002).
[23] R. Konishi, R. Yasukochi, O. Nakatsuka, Y. Koide, M. Moriyama, and M. Murakami, Mater. Sci. Eng. B 98, 286 (2003).
[24] T. Abi-Tannous, M. Soueidan, G. Ferro, M. Lazar, C. Raynaud, B. Toury, M.-F. Beaufort, J.-F. Barbot, O. Dezellus, and D. Planson, IEEE Trans. Electron Devices 63, 2462 (2016).
[25] L. Huang, M. Xia, and X. Gu, J. Cryst. Growth 531, 125353 (2020).
[26] S. E. Mohney, B. A. Hull, J. Y. Lin, and J. Crofton, Solid State Electron 46, 689 (2002).
[27] K. Ito, T. Kobayashi, and T. Kimoto, Jpn. J. Appl. Phys. 58, 078001 (2019).
[28] M. Hara, T. Kitawaki, H. Tanaka, M. Kaneko, and T. Kimoto, Mater. Sci. Semicond. Process. 171, 108023 (2024).
[29] T. Kitawaki, M. Hara, H. Tanaka, M. Kaneko, and T. Kimoto, Appl. Phys. Express 16, 031005 (2023).
[30] K. Kuwahara, T. Kitawaki, M. Hara, M. Kaneko, and T. Kimoto, Jpn. J. Appl. Phys. 63, 050903 (2024).
[31] R. Stratton, J. Phys. Chem. Solids 23, 1177 (1962).
[32] D. K. Schroder, Semiconductor Material and Device Characterization 3rd edition (Wiley, Hoboken, NJ, 2015).
[33] Y. Negoro, T. Kimoto, H. Matsunami, F. Schmid, and G. Pensl, J. Appl. Phys. 96, 4916 (2004).
[34] S. M. Sze, Y. Li, and K. K. Ng, Physics of Semiconductor Devices 4th edition (Wiley, Hoboken, NJ, 2021).
[35] H. Okamoto, Desk Handbook Phase Diagrams for Binary Alloys (ASM International, Novelty, OH, 2010) 2nd ed., p. 184.
[36] E. Bucher, S. Schulz, M. C. Lux-Steiner, and P. Munz, Appl. Phys. A 40, 71 (1986).
[37] H. Bentmann, A. A. Demkov, R. Gregory, and S. Zollner, Phys. Rev. B 78, 205302 (2008).
[2] J. B. Casady and R. W. Johnson, Solid State Electron 39, 1409 (1996).
[3] J. A. Cooper and A. Agarwal, Proc. IEEE 90, 956 (2002).
[4] T. Kimoto, Proc. Jpn. Acad., Ser. B 98, 161 (2022).
[5] K. Hamada, S. Hino, N. Miura, H. Watanabe, S. Nakata, E. Suekawa, Y. Ebike, M. Imaizumi, I. Umezaki, and S. Yamakawa, Jpn. J. Appl. Phys. 54, 04DP05 (2015).
[6] X. She, A. Q. Huang, O. Lucia, and B. Ozpineci, IEEE Trans. Ind. Electron. 64, 8193 (2017).
[7] T. Kimoto and H. Watanabe, Appl. Phys. Express 13, 120101 (2020).
[8] N. Kuhns, L. Caley, A. Rahman, S. Ahmed, J. Di, H. A. Mantooth, A. M. Francis, and J. Holmes, IEEE Trans. Device Mater. Reliab. 16, 105 (2016).
[9] J.-Y. Lee, S. Singh, and J. A. Cooper, IEEE Trans. Electron Devices 55, 1946 (2008).
[10] M. Shakir, S. Hou, R. Hedayati, B. G. Malm, M. Ostling, and C.-M. Zetterling, Electronics 8, 496 (2019).
[11] M. Kaneko and T. Kimoto, IEEE Electron Device Lett 39, 723 (2018).
[12] P. Neudeck, D. Spry, M. Krasowski, L. Chen, N. Prokop, L. Greer, and C. Chang, Tech. Digest of 2020 IEEE Int. Electron Devices Meeting (IEDM) (San Francisco) 27.2.1 (2020).
[13] J. R. Rumble, CRC Handbook of Chemistry and Physics (CRC Press, Boca Raton, FL, 2022) 103rd ed.
[14] T. Kimoto and J. A. Cooper, Fundamentals of Silicon Carbide Technology (Wiley, New York, 2014).
[15] T. Nakata, K. Koga, Y. Matsushita, Y. Ueda, and T. Niina, Amorphous and Crystalline Silicon Carbide and Related Materials II (Springer, Berlin, 1988) 26.
[16] J. Crofton, P. Barnes, J. Williams, and J. Edmond, Appl. Phys. Lett. 62, 384 (1993).
[17] J. Crofton, L. Beyer, J. Williams, E. Luckowski, S. Mohney, and J. Delucca, Solid State Electron 41, 1725 (1997).
[18] S. Tanimoto, H. Okushi, and K. Arai, Silicon Carbide- Recent Major Advances (Springer, Berlin, 2004) 651.
[19] B. P. Downey, S. E. Mohney, T. E. Clark, and J. R. Flemish, Microelectron. Reliab. 50, 1967 (2010).
[20] A. Frazzetto, F. Giannazzo, R. L. Nigro, V. Raineri, and F. Roccaforte, J. Phys. D: Appl. Phys. 44, 255302 (2011).
[21] L. M. Porter and R. F. Davis, Mater. Sci. Eng. B 34, 83 (1995).
[22] O. Nakatsuka, T. Takei, Y. Koide, and M. Murakami, Mater. Trans. 43, 1684 (2002).
[23] R. Konishi, R. Yasukochi, O. Nakatsuka, Y. Koide, M. Moriyama, and M. Murakami, Mater. Sci. Eng. B 98, 286 (2003).
[24] T. Abi-Tannous, M. Soueidan, G. Ferro, M. Lazar, C. Raynaud, B. Toury, M.-F. Beaufort, J.-F. Barbot, O. Dezellus, and D. Planson, IEEE Trans. Electron Devices 63, 2462 (2016).
[25] L. Huang, M. Xia, and X. Gu, J. Cryst. Growth 531, 125353 (2020).
[26] S. E. Mohney, B. A. Hull, J. Y. Lin, and J. Crofton, Solid State Electron 46, 689 (2002).
[27] K. Ito, T. Kobayashi, and T. Kimoto, Jpn. J. Appl. Phys. 58, 078001 (2019).
[28] M. Hara, T. Kitawaki, H. Tanaka, M. Kaneko, and T. Kimoto, Mater. Sci. Semicond. Process. 171, 108023 (2024).
[29] T. Kitawaki, M. Hara, H. Tanaka, M. Kaneko, and T. Kimoto, Appl. Phys. Express 16, 031005 (2023).
[30] K. Kuwahara, T. Kitawaki, M. Hara, M. Kaneko, and T. Kimoto, Jpn. J. Appl. Phys. 63, 050903 (2024).
[31] R. Stratton, J. Phys. Chem. Solids 23, 1177 (1962).
[32] D. K. Schroder, Semiconductor Material and Device Characterization 3rd edition (Wiley, Hoboken, NJ, 2015).
[33] Y. Negoro, T. Kimoto, H. Matsunami, F. Schmid, and G. Pensl, J. Appl. Phys. 96, 4916 (2004).
[34] S. M. Sze, Y. Li, and K. K. Ng, Physics of Semiconductor Devices 4th edition (Wiley, Hoboken, NJ, 2021).
[35] H. Okamoto, Desk Handbook Phase Diagrams for Binary Alloys (ASM International, Novelty, OH, 2010) 2nd ed., p. 184.
[36] E. Bucher, S. Schulz, M. C. Lux-Steiner, and P. Munz, Appl. Phys. A 40, 71 (1986).
[37] H. Bentmann, A. A. Demkov, R. Gregory, and S. Zollner, Phys. Rev. B 78, 205302 (2008).
Автор: Сотрудник компании ООО "ТТМ" Михайлов А.