Évaluation non destructive des caractéristiques des dommages et de l’électricité dans le 4H-SiC induit par irradiation ionique via la spectroscopie Raman

Publié le 2024-02-29 14:35:00. Des chercheurs ont mis au point une méthode d’analyse du désordre atomique dans le carbure de silicium (SiC) irradié, permettant de mieux comprendre les mécanismes de dégradation de ce matériau utilisé dans des applications exigeantes comme l’électronique de puissance.

• Le degré de désordre dans le SiC irradié augmente avec la dose d’irradiation et tend vers une saturation.
• L’amorphisation induite par l’irradiation est le principal facteur contribuant à ce désordre, surpassant largement l’impact des défauts ponctuels ou des petits amas d’atomes.
• Les résultats obtenus sont cohérents avec des observations issues d’autres techniques d’analyse, comme la spectrométrie de rétrodiffusion Rutherford (RBS/C).

L’étude, basée sur une méthodologie établie par Menzel et al. [35], quantifie le désordre total dans le SiC en analysant les pics Raman de premier ordre. Le désordre est défini par un indice, S, qui varie de 0 (cristal parfait) à 1 (matériau totalement amorphe). Plus précisément, S est calculé comme le rapport entre la différence entre les aires intégrées des pics Raman du SiC irradié et non irradié, divisé par l’aire du pic Raman du SiC non irradié.

Les chercheurs ont étudié le comportement du SiC 4H irradié avec des ions d’or (Au) et d’oxygène (O). Ils ont constaté que, bien que les mécanismes de recristallisation diffèrent selon le type d’ion utilisé, la relation générale entre le désordre total et les dommages causés par l’irradiation reste la même. Les données issues des deux types d’irradiation ont donc été combinées pour établir cette relation.

Comme l’illustre la Figure 4, le désordre total augmente avec la fluence d’irradiation (la dose d’ions reçue par le matériau) et se rapproche progressivement de la saturation (S = 1). Une ligne pointillée sur cette même figure représente un modèle théorique, le DI/DS, [34] qui décompose le désordre total en trois composantes : le désordre induit par l’amorphisation (f_un), le désordre causé par les défauts ponctuels et les amas d’atomes interstitiels (S_d), et le désordre lié à la formation de défauts étendus à haute température (S_c).

L’équation (3) décrit la composante d’amorphisation, qui dépend de la probabilité d’amorphisation directe (p_un) et de l’amorphisation stimulée par les défauts (p_s), ainsi que des sections efficaces d’amorphisation (σ_a et σ_s) et de la fluence d’irradiation (D, exprimée en dpa – déplacements par atome).

Les défauts ponctuels et les amas d’atomes sont modélisés à l’aide d’une approche simple, décrite dans l’équation (4), où S*_d représente la saturation du désordre induit par ces défauts et B est lié à leur recombinaison. La formation de défauts étendus suit un schéma similaire, comme l’indique l’équation (5), avec S*_c représentant la saturation du désordre lié à ces défauts et R étant proportionnel à la force du puits d’absorption efficace qui les forme.

L’ajustement du modèle DI/DS aux données expérimentales a permis de déterminer les paramètres spécifiques au SiC 4H irradié par des ions Au et O. Ces valeurs ont été comparées à celles obtenues par d’autres équipes, notamment Zhang et al. [36] et Jiang et al. [37]. Les résultats suggèrent que la probabilité d’amorphisation directe du SiC est faible, et que l’amorphisation stimulée par les défauts est le mécanisme dominant. De plus, la contribution de S_d au désordre total est relativement faible, avec une valeur de saturation d’environ 0,02, ce qui est cohérent avec les résultats obtenus par RBS/C [38].

Dans toutes les plages de fluence d’irradiation étudiées, la composante f_un est significativement plus importante que S_d, confirmant que l’amorphisation induite par l’irradiation est le principal facteur de désordre dans le SiC 4H, comme l’avaient déjà montré d’autres études [37]. Le désordre total S tend à saturer lorsque la fluence d’irradiation dépasse 0,11 dpa, une valeur proche du seuil d’amorphisation critique déterminé par RBS/C [37], ce qui indique que le SiC devient alors complètement amorphe. Ces résultats sont également corroborés par des travaux antérieurs [39,40,41,42].