SiC 電力電子器件金屬接觸研究現狀與進展*

黃玲琴 朱靖 馬躍 梁庭 雷程 李永偉 谷曉鋼?

1) (江蘇師范大學電氣工程及自動化學院, 徐州 221000)

2) (中北大學, 儀器科學與動態測試教育部重點實驗室, 太原 030051)

(2021 年4 月11 日收到; 2021 年6 月27 日收到修改稿)

1 引 言

第三代半導體碳化硅 (SiC)具有寬禁帶、高臨界擊穿電場、高熱導率等優異性能, 是制備高溫、高頻、大功率、低功耗器件的理想半導體材料. 對比Si 器件, SiC 器件的品質因數優越103以上, 使用SiC 器件的電力系統可以節能達70%[1,2]. 因此,在當前環境污染日益嚴重, 能源日趨緊張的社會背景下, SiC 電力電子器件的研制和發展非常重要.

目前, 基于SiC 的二極管、場效應晶體管(MOSFET)、晶閘管、絕緣柵雙極型晶體管(IGBT)等器件得到了一定的應用[3]. 然而, SiC 材料特性的優勢并沒有在SiC 器件性能中得以充分發揮, 原因在于SiC 器件研制中的一些關鍵技術難題未能解決, 成為了阻礙SiC 器件發展和應用的瓶頸, 其中金屬接觸問題就是當前迫切需要解決的關鍵問題[4-15].

金屬/SiC 可形成歐姆接觸或肖特基接觸, 其性能的好壞直接關系到器件的效率、增益、開關速度等性能指標. 制備低電阻高穩定的SiC 歐姆接觸和整流特性良好的肖特基接觸是決定SiC 在高溫、高頻、大功率、低功耗器件領域應用潛力得以充分發揮的關鍵. 然而, 良好的SiC 歐姆接觸尤其是p型SiC 歐姆接觸難以制備, SiC 肖特基接觸整流特性還有待進一步改善.

本文針對SiC 電力電子器件高性能金屬接觸制備難題, 首先對SiC 歐姆接觸和肖特基接觸研究現狀進行分析, 揭示了決定金屬/SiC 接觸性能的界面勢壘不可控等關鍵問題. 然后對金屬/SiC 接觸勢壘及界面態性質的研究現狀進行分析, 并綜述了近年來在金屬/SiC 接觸界面調控技術上取得的重要進展. 最后對金屬/SiC 接觸界面態本質及界面調控技術的未來發展進行了展望.

2 SiC 歐姆接觸和肖特基接觸制備研究現狀與分析

2.1 SiC 歐姆接觸制備研究現狀與分析

就理論而言, 金屬/SiC 接觸的電學特性主要受控于接觸界面處的肖特基勢壘高度, 勢壘越低越有利于形成歐姆接觸[1,14]. 然而, 由于SiC 的禁帶寬度大, 已有金屬與SiC 接觸無法直接形成較低的勢壘, 因此, 目前SiC 歐姆接觸主要是結合重摻雜和高溫退火工藝, 在重摻雜的SiC 表面沉積金屬,然后經過高溫退火(> 800 ℃)進行制備.

長期以來, SiC 歐姆接觸的研究主要是基于對傳統工藝的改進, 如探索接觸金屬體系、SiC摻雜濃度、退火溫度等對歐姆接觸電阻及熱穩定性的影響, 并明晰相關機理以獲得更佳的制備工藝. 目前, 對n 型SiC 歐姆接觸的研究較為集中,自1970 年Addamiano 等[16]在n 型6H-SiC 上獲得了Cr 基歐姆接觸以來, 科研人員對接觸金屬體系、制備工藝、歐姆接觸形成機理等進行了廣泛的研究, 比接觸電阻率最低可降至10–7Ω·cm2量級[8,14]. p 型SiC 歐姆接觸的研究相對較少, 主要是由于p 型SiC 的摻雜劑電離能高、活性化率低,難以實現重摻雜. 目前, 最成熟的TiAl 基金屬體系, 比接觸電阻率最低可達10–6Ω·cm2量級, 但退火溫度普遍在1000 ℃以上[10,14.15,17]. 為了促進器件小型化并精簡制造過程, 在n 型和p 型SiC 上同時制備歐姆接觸引起了關注[6,15,18-23]. He 等[6]和Zhang 等[18]近期提出的Pt/TaSi2/Ni/Ti/Ni/ SiC和Ni/Ti/Al/W/SiC 接觸給出了同時制備n 型和p 型SiC 歐姆接觸的解決方案, 其中Ni/Ti/Al/W金屬體系經750 ℃退火后可獲得比接觸電阻率分別為n 型8 × 10–4Ω·cm2和p 型4.1 × 10–5Ω·cm2的4H-SiC 歐姆接觸.

高溫退火時, 金屬/SiC 接觸界面會發生復雜的化學反應, 形成新的界面相、界面缺陷以及粗糙的表面形貌, 這些因素都可能是SiC 歐姆接觸形成的原因, 因此, SiC 歐姆接觸形成機理較為復雜[14,15]. 近年來, 研究人員開始探索低溫下制備SiC 歐姆接觸的方法[11,14,15,24-27], Huang 等[11]利用低溫電子回旋共振氫等離子體對較高摻雜(Nd≈1 × 1018cm–3)的n 型4H-SiC 表面進行預處理, 在低溫(400 ℃)退火條件下, 獲得了比接觸電阻率為2.07 × 10–4Ω·cm2的Ti 基歐姆接觸.

2.2 SiC 肖特基接觸制備研究現狀與分析

SiC 肖特基接觸研究最早可追溯到1974 年[28],肖特基二極管是最早商用化的SiC 電力電子器件,因其具有反向恢復速度快、開關損耗低、開關頻率高等優勢, 在開關電源、光伏逆變器、新能源汽車充電器、探測器等領域應用廣泛[1,2,4].

近年來, 金屬/SiC 肖特基接觸的勢壘特性、反向漏電流、擊穿電壓、正向壓降、工作溫度等得到了系統的研究, 大部分研究同樣集中在n 型SiC肖特基接觸上[4,5,9,12,28-36]. 一般情況下, 勢壘越高越有利于形成肖特基接觸, 因為SiC 禁帶寬度大,理論上金屬與SiC 直接接觸就能形成較高的勢壘,并可通過選擇不同接觸金屬使勢壘高度在一定范圍內得到準確控制, 以滿足實際器件對開啟電壓大小的需求. 然而, 由于金屬/SiC 接觸界面特性復雜, 金屬/SiC 接觸界面存在費米能級釘扎現象, 勢壘高度不完全受接觸金屬控制, 其值在0.3—2.0 eV范圍內均有報道[28]. 另外, 肖特基二極管的反向漏電流、反向擊穿電壓、工作溫度等性能受金屬/SiC界面缺陷的影響很大[1,4,29,30]. Li 等[30]發現界面存在的Ti(c)rma缺陷會導致SiC 肖特基二極管勢壘降低、反向漏電流增大.

因此, 目前SiC 肖特基接觸制備也采用適當的溫度進行退火以減少界面缺陷, 解除費米能級釘扎. 退火后整流特性可以得到一定改善, 例如, Pt/SiC接觸經900 °C 退火后, 勢壘高度由 0.45 eV 增加至 1.35 eV[31], 但退火過程中界面固相反應往往又引入新的缺陷, 存在接觸界面勢壘分布不均勻、反向漏電流偏大等現象[5,12,32-36]. 通過采用結終端技術、結勢壘肖特基二極管(JBS)結構等可使反向特性得到一定改善[23].

2.3 存在的問題

SiC 歐姆接觸和肖特基接觸制備存在的主要問題有: 金屬/SiC 接觸界面特性復雜, 決定接觸性能的肖特基勢壘可控性有待提高; 另外, 經傳統高溫退火工藝形成的SiC 歐姆接觸和肖特基接觸性能不穩定, 形成機理仍需進一步研究論證. 因此,明晰金屬/SiC 接觸界面態本質, 揭示界面調控機理, 避免采用高溫退火工藝, 開發低溫界面調控新技術, 有效控制肖特基勢壘高度, 是解決SiC 電力電子器件金屬接觸問題的研究要點.

3 金屬/SiC 接觸勢壘及界面態研究現狀與分析

3.1 金屬/SiC 接觸勢壘研究現狀與分析

根據Cowley 和Sze[32]經典勢壘理論, 金屬半導體接觸界面的肖特基勢壘高度主要由金屬功函數和界面態密度兩者共同決定. 大量文獻表明, 金屬/SiC 接觸的勢壘高度缺乏有效控制的主要原因是金屬/SiC 接觸界面存在費米能級釘扎效應[1,4,9,28,33,34].金屬接觸前, SiC 表面吸附的雜質、未飽和的懸掛鍵、缺陷、重構, 以及金屬沉積工藝、金屬/SiC 相互作用、界面化學反應等因素都會導致復雜的界面態, 將費米能級釘扎在某一能級上, 從而引起費米能級釘扎效應[1,4,33,34].

近年來, 研究人員也把金屬/SiC 接觸勢壘不可控問題歸因于勢壘高度在空間納米尺寸上的分布不均勻, 認為勢壘不均勻分布對金屬/SiC 界面電流輸運特性產生了影響[12,35-38], 并利用高斯分布、雙勢壘等模型成功解釋了金屬/SiC 接觸呈現的一些非理想電學特性, 例如理想度因子大于1、用電流-電壓(I-V)法測試得到的勢壘高度小于用電容-電壓(C-V)法測得的值、勢壘高度和理想度因子隨測試溫度變化而變化等. 關于勢壘不均勻分布的機理, Huang 等[12]研究發現金屬/SiC 接觸勢壘不均勻分布可能與高界面態引起的費米能級釘扎效應有關.

因此, 明晰界面態本質、費米能級釘扎原因,發掘勢壘分布規律及其與電流輸運特性的關系是解決金屬/SiC 接觸勢壘不可控問題的關鍵, 這對完善金屬半導體接觸勢壘理論以及提高金屬/SiC接觸性能具有積極的指導意義.

3.2 金屬/SiC 界面態及其對金屬接觸性能的影響研究現狀與分析

金屬/SiC 接觸界面態問題主要由SiC 表面缺陷[11,33,39-41]、金屬誘導能隙態(MIGS)[42,43]、界面化學鍵[44,45]、界面反應引起的缺陷[4,5,14,15,46,47]等因素造成, 界面態會對金屬接觸性能產生多種影響.

1) SiC 表面缺陷及其對接觸性能的影響: SiC表面最外層原子未飽和的懸掛鍵會吸附外來的原子, 并與之形成化學鍵, 引起表面態. 利用H 原子可以飽和Si 表面的懸掛鍵, 降低表面態密度. 然而, Dhar 等[39]研究發現, SiC 表面與Si 表面不同,經HF 刻蝕的SiC 表面仍存在單層氧原子, 表面Si 懸掛鍵被羥基鈍化, 而不是被H 飽和.

除了懸掛鍵引起的本征表面態以外, SiC 表面存在的如晶格排列不整齊、表面重構、表面C, O殘留物等引起的非本征表面態, 均影響金屬接觸性能[1]. Hashimoto 等[40]研究發現SiC 表面形成的超薄SiCxOy層會造成金屬/SiC 界面費米能級釘扎效應, 影響金屬接觸勢壘特性. 此外, SiC 表面存在C 空位型深能級缺陷, 也可能是金屬/SiC 界面態的來源[28,41].

2) 金屬誘導能隙態(MIGS)及其對接觸性能的影響: 1965 年Heine[42]對Bardeen 模型研究時提出了MIGS 理論, 認為金屬與半導體形成理想突變界面時, 金屬電子波函數將滲透到半導體內形成一個波函數尾巴, 誘生出半導體帶隙中的局域態. 因此, 按照MIGS 理論推斷, 金屬/半導體接觸界面可能會產生費米能級釘扎效應. M?nch[43]提出金屬/SiC 接觸界面費米能級釘扎也可能與MIGS有關. 后續研究表明, 通過SiC 表面預處理, 界面插層等方法可以緩解MIGS 對金屬/SiC 接觸性能的影響[11,48].

3) 界面化學鍵及其對接觸性能的影響: Tung[44]認為金屬/半導體接觸的費米能級釘扎效應主要歸因于接觸界面形成的化學鍵. Aboelfotoh 等[45]具體研究了Ti, Ni, Cu 和Au 分別與n 和p 型SiC接觸的勢壘特性, 結果表明, 金屬/SiC 接觸費米能級釘扎效應主要取決于接觸界面金屬與SiC 形成的化學鍵, 而與界面缺陷和MIGS 無關, 界面化學鍵在決定金屬/SiC 接觸勢壘高度方面起重要作用.

4) 界面反應缺陷及其對接觸性能的影響: 界面缺陷態主要由金屬電極沉積、接觸的相互作用,特別是退火過程中界面發生的化學反應引起. 例如金屬與SiC 表面的Si 或C 反應不均勻可能導致Si 或C 的團簇/空位, 并且這些界面缺陷受金屬體系和退火溫度影響很大. 研究表明, 界面局域缺陷態可引起費米能級釘扎效應, 導致金屬/SiC 接觸勢壘分布不均勻, 影響電流輸運[4,5,12,14,15,17,18,46,47].Vivona 等[10]認為界面反應過程中產生的缺陷也可能具有積極作用, 其可作為捕獲中心有助于載流子隧穿和跳躍, 促進SiC 歐姆接觸的形成.

3.3 存在的問題

目前, 表界面缺陷對接觸勢壘的影響機理仍處于探索階段, 肖特基勢壘無法得到有效控制, 金屬接觸性能的改進亟需理論支撐. 這主要是由于金屬/SiC 接觸界面態復雜, 另外, 退火工藝中界面缺陷隨金屬體系和退火溫度會發生復雜變化. 因此,金屬/SiC 接觸界面態本質及其對金屬/SiC 接觸性能的影響仍有待進一步研究.

4 金屬/SiC 接觸表界面調控技術研究進展與分析

4.1 金屬/SiC 界面調控技術研究進展與分析

SiC 禁帶寬度大, 表面特性復雜, 僅通過金屬選擇和表面預處理無法實現對金屬/SiC 接觸特性的有效調控. 目前, 對金屬/SiC 接觸界面調控的方法主要有熱退火調控技術、離子/激光輻射調控技術、納米嵌入調控技術等.

1) 熱退火調控技術. 目前, SiC 歐姆接觸和肖特基接觸制備均需在金屬沉積后再置于N2, Ar 等氣氛中進行快速熱退火處理[4-15,17-26], 高溫下界面發生固相反應形成新的相, 同時消耗了近表面SiC,使接觸性能不再強烈依賴于SiC 表面預處理. 并且隨著退火溫度的升高, 整流特性將得到優化并逐漸過渡到歐姆特性. 然而, 由于界面反應非常復雜,熱退火處理會導致新的界面相和界面缺陷, 使接觸性能不穩定, 變化機理也有待進一步研究[4,49].

2) 離子/激光輻射調控技術. Roccaforte 等[50]發現經Si4+離子輻射后, Ti/4H-SiC 接觸的肖特基勢壘高度增大, 漏電流減小, 勢壘不均勻分布程度得到改善. 其機理, 認為是離子輻射使得Ti 在SiC表面的生長取向結構發生了改變, 促使勢壘高度增加, 同時離子輻射使界面形成新的缺陷, 這些缺陷有利于摻雜劑鈍化, 勢壘厚度增加, 反向漏電流降低[51]. 然而, Kozlovski 等[52]發現經高能電子輻射后Ni/4H-SiC 肖特基二極管開態電阻升高, 理想度因子增大. Wang 等[53]也發現高能離子輻射產生的界面缺陷造成SiC 肖特基二極管反向漏電流增大、勢壘降低、勢壘分布不均勻等現象. 另外, 激光輻射調控技術取得了一定進展, Adelmann 等[54]利用激光輻射取代傳統退火工藝獲得了Ni 基SiC歐姆接觸. Lin 等[55]也發現采用193 nm 激光輻射可降低金屬/SiC 接觸勢壘高度, 如圖1 所示, 通過改變輻射參數可實現勢壘高度在0.38—1.82 eV 范圍內得到調控. Zhou 等[56]用脈沖激光輻射在4HSiC C 面上形成了良好的Ni 基歐姆接觸, 比接觸電阻率為5.1 × 10–5Ω·cm2, 歐姆特性比經1030 ℃高溫退火更佳.

圖1 (a) 經激光輻射的Au/4H-SiC 接觸I-V 特性曲線;(b) 相應的肖特基勢壘高度值柱狀圖[55]Fig. 1. (a) I-V curve of Au/4H-SiC contacts with laser irradiation; (b) histograms of corresponding Schottky barrier height values[55].

3) 納米嵌入調控技術. 隨著納米技術的發展,有研究提出利用納米嵌入技術, 通過局部電場的改性來調整金屬半導體接觸勢壘高度, 可避免退火工藝所帶來的弊端[57]. Kang 等[58]將Ag 納米粒子嵌入Ni/SiC 界面, 降低了肖特基勢壘高度, 形成了歐姆接觸, 分析其機理, 認為是納米粒子的嵌入使空間納米尺寸上的勢壘不均勻分布程度得到了調控, 隧穿電流增強[59], 但Ag 納米粒子的形成過程,也需要在沉積薄層Ag 后經過500 ℃以上的退火處理. Gorji 和Cheong[60]在n 型和p 型Al/4H-SiC界面嵌入直徑為5 nm 和10 nm Au 納米粒子, 研究了納米粒子嵌入對Al/4H-SiC 接觸電流密度-電壓特性的影響, 結果顯示當Au 納米粒子直徑為5 nm 時, 正向偏壓下電流密度明顯增加, 分析其原因, 認為是納米粒子的嵌入使局部電場增強, 從而使得界面勢壘降低. 此外, 研究表明超薄 (< 5 nm)high-k介質層嵌入對金屬/SiC 接觸肖特基勢壘高度也具有調節作用[44,61]. Huang 等[62]研究發現Ni/p型4H-SiC 界面嵌入3 nm 的TiO2層后, 勢壘高度大幅度升高甚至超過肖特基極限, 分析其原因, 可能是4H-SiC 自然極化所致, 其結構和能帶圖如圖2所示. 由于極化作用, p 型SiC 表面的極化正電荷形成偶極層, 使金屬Ni 表面積累等量的負電荷,產生的靜電勢能促使勢壘升高. 類似地, Shi 等[63]采用薄層Al2O3作為中間介質層改善了Al/Ti/4HSiC 接觸勢壘的不均勻分布特性, 其機理認為是Al2O3介質層阻礙了Ti 向SiC 擴散并發生化學反應形成新的界面相. 最近, Triendl 等[64]在Ti/4HSiC 界面嵌入超薄(0.7 —4.0 nm)α-SiC:H 層, 實現了勢壘高度在0.78—1.16 eV 范圍內的有效調控.

圖2 Ni/TiO2/p-type 4H-SiC 接觸 (a) 結構及 (b) 能帶圖[61]Fig. 2. Schematic illustration of the contact (a) structure and (b) energy band diagram of Ni/TiO2/p-type 4H-SiC[61].

4.2 SiC 表面鈍化技術及其對金屬接觸性能的影響研究進展與分析

SiC 表面特性非常復雜, 金屬/SiC 接觸性能經高溫退火工藝后不再受控于表面特性, 但退火工藝會帶來多種弊端, 例如存在接觸性能不穩定、機理不清晰等問題. 因此, 低溫退火甚至常溫下獲得高性能的SiC 歐姆接觸和肖特基接觸成為當前研究的熱點. 在低溫條件下, 金屬/SiC 接觸界面不發生固相反應, 界面態主要受控于SiC 復雜的表面態, 因此, SiC 表面鈍化技術及其對金屬接觸特性的影響研究非常重要.

1) SiC 表面鈍化技術. 表面鈍化方法主要包括傳統濕法處理、犧牲氧化(SO)、高溫退火處理、等離子體處理等. 大量研究表明, 傳統的HF、RCA等清洗方法結合SO 均無法徹底清除SiC 表面C 和O 等污染物[38]; 通過熱處理方法可以去除C和O 等污染物, 但在高溫下, SiC 表面容易石墨化;高溫氫退火是目前最有效的高溫鈍化方法, SiC 表面C 和O 等污染物得以去除, 并且Si 懸掛鍵會被氫飽和, 表面抗氧化性也得到增強. 然而, 退火溫度在1000 ℃以上, 使其與器件后續工藝的相容性較差[65]. 為了解決高溫不兼容性問題, 低溫等離子體得以應用, Losurdo 等[66]利用射頻氫、氮等離子處理SiC 表面, 發現在200 ℃下就可獲得干凈平整的SiC 表面, 但是表面氧去除效果較差, 表面發生重構且存在離子損傷等問題. Huang 等[67,68]研究了SO 和氫等離子體(HPT)對p 型4H-SiC表面特性的改善效果, 發現通過SO 和HPT 兩者相結合, 可完全去除SiC 表面C 和O 等污染物,SiC 表面特性得到了有效改善, 如圖3 中的X 射線光電子能譜(XPS)所示.

圖3 經不同表面處理后的XPS (a) Si 2p; (b) C 1s 譜[67]Fig. 3. XPS spectra of p-type 4H-SiC surfaces with different pretreatments: (a) Si 2p spectra; (b) C 1s spectra[67].

2) 表面鈍化對接觸性能的主要影響. Cichoň等[69]對比了濕法處理、等離子體刻蝕、SO、氫氣退火等對Ni/SiC 接觸特性的影響, 發現經高溫(> 850 °C)退火后金屬/SiC 接觸性能幾乎不受表面鈍化方法的影響. 而在低溫或不退火條件下, 通過表面預處理工藝, 金屬/SiC 接觸特性可以得到改善[8,11,12,26,69,70]. Cheng 和Tsui[8]采用電感耦合(ICP) Ar 等離子體對SiC 表面進行預處理后, 經低溫600 ℃退火獲得了比接觸電阻率低達8.3 ×10–7Ω·cm2的Ti/6H-SiC 歐姆接觸. Huang 等[12]發現用氫等離子體表面預處理可以對金屬/SiC 接觸的勢壘高度及勢壘不均勻分布特性進行調控. Wu等[26]采用KrF 激光輻射6H-SiC 表面, 不用退火就形成了Ti 和Au 基歐姆接觸.

5 結論與展望

綜上所述, 要提高SiC 電力電子器件性能及穩定性, 制備高性能的SiC 歐姆接觸和肖特基接觸非常關鍵. 目前, 金屬/SiC 接觸研究取得了一定的進展, 但經傳統工藝制備的SiC 歐姆接觸和肖特基接觸界面特性十分復雜, 接觸穩定性仍需提高, 界面態本質需進一步明晰. 因此, 對金屬/SiC 界面特性的有效調控亟需理論和技術支撐.

SiC 器件金屬接觸性能的提高, 更需加強表界面的物理基礎研究, 以增強對金屬/SiC 接觸界面更深層次認知, 明晰界面態起源, 挖掘其對SiC 歐姆接觸和肖特基接觸特性影響的本質規律, 獲得SiC 表面及金屬/SiC 接觸界面調控策略及關鍵技術, 實現對金屬/SiC 接觸性能的有效控制.

綜合已有的界面調控技術, 納米嵌入方式主要是通過改變局部電場特性實現對接觸勢壘特性的調控, 以獲得良好的SiC 歐姆接觸以及肖特基接觸. 然而, 該方向相關研究還較少, 且納米粒子嵌入仍需在高溫下實現. 同時, 低溫下金屬/SiC 接觸性能受SiC 表面特性的影響很大, 已有的表面處理工藝還不能從根本上解決SiC 表面態問題, 因此,界面低溫納米粒子嵌入、更加有效的SiC 表面低溫鈍化工藝需進一步探索研究.