Ni膜厚度对4H-SiC欧姆接触特性的影响

王 博，程 萍

(上海交通大学 电子信息与电气工程学院 微纳电子学系，上海 200240)

随着人类社会的不断进步，越来越多的设备需要在高温、高压、高辐射等极端环境下工作，这样的工作环境对设备器件提出了严峻的考验。通常，硅(Si)材料器件的工作温度不能超过200 ℃[1]，一旦温度超标，便会导致器件结温升高，泄漏电流增大，从而使得器件的特性发生严重漂移。作为第三代半导体材料，碳化硅(SiC)具有诸多优良性能，宽禁带、高临界场强、高热导率、耐高温耐腐蚀，这些特性也使得SiC材料可以轻松突破Si器件的极限，在大功率、高温、高压、高辐射等极端环境下依旧保持稳定的工作状态。

Si与几种不同晶型的SiC材料的性能对比如表1所示。

表1 Si与几种不同晶型的SiC材料的性能对比

欧姆接触的制备是SiC半导体器件的制作中必不可少的步骤，形成稳定、可重复性好、比接触电阻小的欧姆接触，对于SiC半导体器件的广泛应用至关重要。Ni目前被认为是形成N型4H-SiC欧姆接触质量较好的材料[2，3]，因此,本文采用Ni膜作为SiC欧姆接触的研究对象。

本文实验采用的N型4H-SiC片采购自山东天岳先进材料科技有限公司。实验前，将4 in(1 in=2.54 cm)的4H-SiC用砂轮切割成2 cm×2 cm的小方片，洗净并烘干。洁净的SiC片表面使用正性光刻胶形成3 μm厚的光刻胶涂层，随后进行光刻图形化。本次实验使用的测量方法为圆点传输线法(circular transmission line method,CTLM)。相比于传输线模型(transmission line model,TLM)法[4]，圆点传输线法具有不必腐蚀台面，免除图形与边缘间隙引起的寄生电阻等优点，计算方法会在后文中详细介绍，原点传输线图形如图1所示。图形以8个圆环为一个测试单元，共有45个相同的测试单元，每个单元的图形完全一致，主要是为了对数据多次取值后计算平均值，使实验数据更加准确。其中，8个圆环的内圆半径相等，均为150 μm，圆环宽度依次递增，分别为10，20，30，40，50，60，70，80 μm。采用磁控溅射工艺在SiC表面沉积金属Ni膜，在相同的溅射工艺参数下，通过溅射不同的时间来控制薄膜厚度，溅射时间与Ni膜厚度的关系如表2所示。溅射后的样品去胶处理后，用氮气吹干，进行退火实验。退火实验采用快速热退火(rapid thermal annealing,RTA)的方法，50 s升温至1 000 ℃，保温120 s，待炉体自然降温后，将样片取出，等待检测使用。

图1 光刻显影后的图形

表2 溅射时间与Ni膜厚度的关系

比接触电阻是描述欧姆接触质量的最佳参数，比接触电阻越小，则接触位置功耗越低，发热越小，整体性能也更佳[5]。图2(a)为退火后样品的伏安特性曲线。由图可以看出，所有样品在退火后均形成了良好的欧姆接触。通过曲线的斜率变化，可以看出样品的电阻率是呈规律性变化的。为了更加直观地观测到欧姆接触比接触电阻的变化规律，将每个样品均通以2 V的正向电压，测得的电流数值如图2(b)所示。结合两图形可以看出，溅射1.5 min的Ni膜形成的欧姆接触的质量最差，溅射9 min的Ni膜形成的欧姆接触的质量最佳。在1.5～5 min之间的样品，欧姆接触的接触电阻呈较为明显的下降趋势，这是由于Ni膜厚度较薄，参与反应的金属量明显不足，因此,随着Ni膜厚度的增加，比接触电阻也会逐渐降低。当Ni膜厚度达到了78.06 nm(6 min样品)之后，欧姆接触的接触电阻不再明显下降，而是达到一个较为稳定的数值，并有缓慢的下降趋势，此时Ni膜的厚度已经足够形成良好稳定的欧姆接触。但当厚度由113.19 nm(9 min样品)增加到169.13 nm(13 min样品)时，欧姆接触的接触电阻会略有上升，此时Ni薄膜过厚，反应物较多，表面的合金化反应剧烈，造成薄膜表面开裂，这对于欧姆接触的形成是非常不利的。

图2 不同样品的实验结果

由图2可知，欧姆接触性能最好的样品为9 min样品。图3(a)为该样品的不同宽度的圆环两侧的伏安特性曲线，根据曲线可以发现，随着圆环宽度的增加，圆环之间的电阻在不断增大。圆环形图案与电阻之间的关系可用公式

(1)

图3 不同宽度圆环测试实验结果

对实验获得的9 min样品进行了X射线衍射(X-ray diffraction,XRD)的测试，测试结果如图4所示，根据图形可以发现，样品的峰与Ni2Si的标准图谱匹配程度非常高，表明高温退火后的样品表面的主要生成物质为Ni2Si。因此，本文中Ni/SiC欧姆接触形成过程中的主要生成物为镍硅化合物Ni2Si，这与Roccaforte F等人[7]的实验结果相一致。

图4 溅射9 min样品的XRD测试

为了表征反应过后样品的表面形貌，本文对样品进行了原子力显微镜(AFM)测试，用以观察不同厚度的金属薄膜反应后的表面形貌规律，如图5所示。通过AFM测试获得的图像可以发现，1.5，5，9 min三种样品的表面粗糙度是没有太大差别的，甚至退火后的表面粗糙度还随着薄膜厚度的增加而略有降低。但13 min的样品由于表面金属薄膜较厚，反应物较多，表面的合金化反应十分剧烈，样品的表面已经形成明显的块状结构或凸起。

图5 在SiC表面溅射不同时间Ni膜热处理后的样品表面2D与3D形貌图

为了进一步探究样品的界面处的反应情况，本文对退火后的13 min样品进行了聚焦离子束(focused ion beam,FIB)切割，并观测切割后的截面，如图6所示。从图中首先可以看出，金属Ni在高温处理后表面已经不再连续，取而代之会出现许多沟壑，这与AFM获得的表面形貌状况吻合。此外，也可以清楚地看到Ni在高温的作用下向SiC基底发生了扩散，结合XRD对样品的检测可以进一步推测出在扩散的同时，两种物质发生了合金化反应，生成了Ni2Si这一新物质。

图6 FIB切割后样品截面

本文通过控制磁控溅射的时间，在4H-SiC表面沉积不同厚度的Ni金属薄膜，在真空1 000 ℃的环境下退火2 min，所有样品均获得了稳定的欧姆接触特性。通过不同样品的伏安特性曲线，发现当Ni薄膜很薄时，样品的欧姆接触特性较差。随着薄膜厚度的不断增加，样品的接触电阻逐渐下降。当薄膜厚度增加到一定程度时，接触电阻会略微升高。通过比接触电阻的计算可知，溅射9 min样品的比接触电阻为1.976×10-3Ω·cm2，相比于1.5 min样品的比接触电阻有了十分明显的提升。通过XRD分析可知，退火后的主要生成物为Ni2Si。通过AFM测试可以看到，1.5,5,9 min三种样品的表面粗糙度没有太大的差异，甚至随着薄膜厚度的增加表面粗糙度还略有降低，13 min样品的表面金属已经呈连片的块状结构，由此可见其化学反应是十分剧烈的。通过FIB切割13 min样品，可以清晰地看到表面的金属Ni已经与SiC基底发生融合，结合XRD分析，可以得出结论，Ni/SiC体系在高温下发生了合金化反应，主要生成物质为镍硅化合物Ni2Si。