SiC MOSFET的性能受到SiC/SiO2界面處的許多缺陷的限制，這導致器件的場效應遷移率比其霍爾遷移率低兩個數量級。
在此之前，可以解釋這些缺陷或它們的高態密度是如何產生的通用原子模型并沒有被提出。整個課題在工業界和學術界20多年中尚未得到科學解決。
有鑒于此，劍橋大學張召富博士、John Robertson院士等率先從理論上揭示，SiC中Si的選擇性氧化會導致碳沉淀并在SiO2中形成碳團簇(C-cluster)，從氧化動力學角度考慮界面的化學勢發現，界面的動態平衡性（dynamic equilibrium）限制了很高的碳化學勢，從而導致了界面C-cluster缺陷具有較低的形成能，完美解釋了高的界面態密度的成因，而其缺陷能級位置靠近SiC的導帶底，因此降低了載流子的遷移率。
近日，相關論文以題為“Carbon Cluster Formation and Mobility Degradation in 4H-SiC MOSFETs”發表于Applied Physics Letters。本文第一作者為英國劍橋大學John Robertson院士課題組博士后張召富，合作者為武漢大學郭宇錚教授課題組。
SiC是重要的寬禁帶半導體材料，在功率半導體器件中有重要的應用。
然而，由于導帶邊緣附近的大量界面態，其器件場效應遷移率僅為~30 cm2/V·s，比其體材料遷移率低約2個數量級，這極大地限制了SiC器件的性能。SiC / SiO2界面態密度比經典的Si/SiO2界面態密度高2倍以上。
SiC/SiO2界面缺陷態可能的起源較多：例如，SiC的本征缺陷（如C = C），界面附近或SiO2中的過量C-cluster，或SiO2體相陷阱（例如O空位）。其中界面C-cluster是一個重要可能原因，而且有相關實驗觀測到大量C-cluster存在。因此，詳細的原子模型解釋如何產生如此大量碳原子的存在將是有價值的。
圖1.（a）Ⅳ族元素單質的內聚能及其氧化物的形成熱。（b）SiC體相中和界面處的μC穩定性窗口。對于界面區域，μC處于動態平衡之下或處于靜態平衡之下。請注意，與實際的動態平衡條件相比，界面處的靜態平衡錯誤地提供了非常正的C-rich極限。
正確地討論界面區域化學勢是正確討論缺陷形成能的基礎。圖1（a）顯示IV族元素單質的內聚能從Sn到金剛石均勻增加，但是它們的氧化物的?H在CO或CO2出現異常低值。
氧化物的這種差異導致SiC的Si組分優先氧化，從而將界面O化學勢降低至μO= -5.07 eV（SiO2的?H）。
在這種“靜態平衡”下，該μO值會使C組分保持未氧化狀態，μC 被限制為-1.98 eV <μC <+3.75eV, 圖1b。但是，這些值可能太極端而無法與氧化動力學方面的結果相吻合。
靜態平衡模型假設界面反應快而其他質量輸運反應慢。需要注意的是，μO值也應與SiC的氧化動力學合理地保持一致。
氧化動力學遵循Si氧化的線性-拋物線形狀的Deal-Grove定律，該定律主要由線性的界面反應或拋物線性的O2穿過氧化物的擴散所主導。
實驗上發現SiC的線性反應區域的氧化反應活化能值較大（~2.9 eV），表明它們的反應不是很快。
另外，拋物線區域的速率限制機制是通過O2沿著SiO2的網絡孔擴散而發生的，CO分子可以通過O2進入的孔來向外逸出，但是尺寸更大些的CO2會受到極大阻力而難以從相同孔逸出，這使CO成為主要的氧化產物，反應方程為SiC + 3/2O2 =SiO2 + CO。
由于上述兩個原因，O2不再是靜態模型中呈現出的迅速與SiC的Si成分達到平衡，而是 μO應該更高，以驅動界面O反應。在限速方案中，界面“反應區”頂部的O2濃度應接近于SiO2中的O2溶解度，當Si被氧化時大約為μO~-1.48 eV。
這表明在動態平衡(dynamic equilibrium)條件下，μC~+0.2 eV，而不是μC~+ 3.7 eV的靜態模型，圖1（b）。
圖2. C6-ring在（a）SiC bulk,（c）界面處。淺藍色原子是C6-ring。（b, d）是相應的PDOS。粉色（橙色）原子是連接到C-cluster的氧（硅）原子。
圖2（a）在4H-SiC bulk晶格中的Si-C雙空位處放置3-fold的C6-ring。由于SiC的高彈性模量，這種中心皺褶一旦進入SiC就會失去理想的sp2鍵。計算表明該C6-ring的缺陷形成能比C=C的缺陷形成能低0.4 eV/C（表I）。這表明如果允許，C=C dimer將聚并成更大的碳團簇缺陷。但是，此處的C6-ring仍然具有相當大的形成能(+2.69 eV/C)，這阻止了這些缺陷中心的大量存在。
圖2（c）考慮SiC/SiO2界面區域中的C6缺陷，其中C6替代了SiC界面的空隙。該缺陷使一個C-O鍵與SiO2區域結合，也與SiC中的三個Si和兩個C位點結合。在動態平衡下，其形成能低了一些，但客觀上仍相對較高（1.35 eV/C）。
圖3.（a）SiO2中的C6-ring，被-O-鍵包圍。（c）顯示了在界面處具有sp2-sp3mixed C14 C-cluster。
圖3（a）顯示C6-ring 完全 處于SiO2內部情況，C6-ring通過-O-橋與SiC層隔開。由于SiO2具有比SiC低得多的彈性模量，這些缺陷可以在此較軟的主體中朝平面性和sp2弛豫。
值得注意的是，在界面約2 nm的反應區的化學勢內依然遵循前述的界面動態平衡條件制約，μC~+0.2 eV，該缺陷的形成能量低至+0.77 eV/C。這一缺陷形成能數值對應于較大的缺陷密度~1022 cm-3，可以一定程度上解釋某些遷移率降低。
因為π鍵有利于中程有序，在高溫下會發生超過C6 cluster的進一步碳聚集。但是，更多的平面C6缺陷的pπ態能量太高, 而且大芳族C-cluster也傾向于產生多個間隙狀態。
我們建立了從C9到C15的各種較大的C-cluster，其中如圖3（c）顯示了C14。有趣的是，它們的群集是混合的sp2-sp3群集，而不是純sp2 C相連。sp3位點將較大的C-cluster分為分離的sp2鍵合的sub-cluster，使得π態僅在sp2位點上。
由于π-π*分裂與單個sp2 cluster的大小成反比，因此，這些較小sp2 sub-cluster比起僅形成sp2的大cluster具有更大的π-π*分裂。
C-cluster的總大小由μC設定，但關鍵因素是sp3位點如何通過sp2鍵將整個C-cluster分成小碎片，后者的大小決定了π-π*的分裂和帶隙。
與純sp2 cluster相比，混合的sp2-sp3 C-cluster的PDOS譜向下移動以更靠近SiC導帶邊緣，因此該種缺陷能級會直接影響載流子的遷移率，這一結果與實驗一致。
而我們發現，這樣的C14 cluster和類似大小的cluster的計算能量僅為0.29 eV/C，是此處研究的各種cluster中能量最低的，即會有大量的該種缺陷態存在。
表1. SiC/SiO2界面附近中性碳相關缺陷的形成能。界面處的C14缺陷具有最低的缺陷形成能。
圖4. 重構的O空位的PDOS，在SiO2/SiC界面處形成VAP缺陷。插圖中顯示了具有最低間隙狀態的Si3位點。
我們也計算了SiO2超胞和界面超胞中的O空位和VAP缺陷，圖4。然而，考慮到SiC/SiO2能帶對齊，基于SiO2的缺陷的空態的PDOS不能向SiC的導帶底延伸得足夠低。Si1位點離界面之間太遠，而Si3位點無缺陷態峰存在。因此，SiO2側的本征缺陷不會影響SiC器件的遷移率。
我們的計算證實，界面處的C-cluster缺陷最可能是導致SiC器件中遷移率降低的根本原因。
這些C-cluster缺陷低形成能主要來自SiC的Si成分的選擇性氧化（優先氧化），從而使碳在界面和SiO2內積累。
通過對μC的深入討論，對于C6-ring，缺陷形成能已降至0.77 eV/C，對于C14簇，缺陷形成能已降至0.29 eV/C，這些較低的缺陷形成能與實驗中觀察到的大量碳的存在以及與器件遷移率降低相吻合。
具有開創性的是，本工作使用熱化學討論，從第一原理計算中解釋大的C缺陷密度，這些討論不僅與元素內聚能相符，而且與氧化動力學模型參數相符。
我們指出SiC中的Si被優先氧化，而C可以作為沉淀物保留；氧化的界面具有動態平衡，平衡的動態性質阻止了非常高的μC值的發生。
在這些條件下，具有混合sp2-sp3特征的C-cluster具有較低的形成能，從而提供了較高的缺陷密度和正確的PDOS譜，其SiC導帶邊緣的態，正確地解釋了導致SiC遷移率下降的載流子俘獲問題。
總的來說，這項工作表明，避免遷移率降低的方法是直接盡量避免C-cluster的產生，即不通過高溫熱氧化工藝來制備SiO2介質，從而在根源上避免C團簇的生成；此外，半導體工藝中常用的界面鈍化手段對SiC器件來說效果并不會理想，因為C-cluster是及其容易產生的。
特別注意的是，日本京都大學的T. Kimoto課題組近期就通過Si的沉積+低溫氧化Si為SiO2的工藝，實現了SiC器件界面態密度達到~1010 cm?2eV?1數量級 (Appl. Phys. Express 13091003 2020)，這與我們的工作結論有很好的一致性。
Z. Zhang, Z. Wang, Y. Guo, J.Robertson*, Carbon Cluster Formation and MobilityDegradation in 4H-SiC MOSFETs, Appl. Phys. Lett.118, 031601 (2020)
https://aip.scitation.org/doi/10.1063/5.0037241
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