CN117558750B

CN117558750B - 一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极、其制备方法及包含该电极的半导体器件

Info

Publication number: CN117558750B
Application number: CN202311262394.3A
Authority: CN
Inventors: 皮孝东; 步明轩; 杨德仁
Original assignee: Zhejiang University ZJU
Current assignee: Zhejiang University ZJU
Priority date: 2023-09-27
Filing date: 2023-09-27
Publication date: 2024-06-25
Anticipated expiration: 2043-09-27
Also published as: CN117558750A

Abstract

本发明提供一种适用于任意掺杂浓度的p型4H‑SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，包括依次沉积于p型4H‑SiC基底上的第一电极层、第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％(±0.5％)～72％(±0.5％)；进一步的，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极还包括沉积于所述第二电极层之上的第三电极层，所述第三电极层的材料选自金属Ni、Au、W或Mo中的任意一种或多种。本发明的p型4H‑SiC欧姆接触电极具有与现有工艺水平相当甚至更好的比接触电阻率，可以适用于所有p型4H‑SiC的电子器件。

Description

一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极、其制备方法及包含该电极的半导体器件

技术领域

本发明涉及半导体器件领域，具体涉及一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极、其制备方法及包含该电极的半导体器件。

背景技术

碳化硅(SiC)作为一种新型宽禁带半导体材料，具有比其他第三代半导体材料更高的热导率。近年来日益成熟的SiC晶体生长、加工和器件制备技术，使其展现出了巨大的应用潜力。SiC晶体具有许多种不同的晶体类型，这些晶体类型被称为多型结构。在常见的SiC多型中，4H-SiC具有最大的禁带宽度和最高的载流子迁移率。虽然4H-SiC的制备难度大，制备成本高，它仍被认为是最有希望得到广泛应用的一种SiC材料。

欧姆接触是指金属与半导体接触时形成的非整流接触，它不产生明显的附加阻抗，而且不会使半导体内部的平衡载流子浓度发生显著的改变(参见百度百科https://baike.baidu.com/item/％E6％AC％A7％E5％A7％86％E6％8E％A5％E8％A7％A6/10693839)。形成良好的欧姆接触有利于电流的输入和输出，欧姆接触质量的好坏将会对SiC等半导体器件的性能产生重大影响。欧姆接触电极是指与半导体形成欧姆接触的金属电极。制备低电阻率、低成本、高稳定性、工艺简单可靠的SiC欧姆接触电极是SiC材料走向更大规模器件应用需要克服的困难之一。

金属与半导体接触时，通常会形成势垒。这是由金属与半导体的功函数不同引起的。所谓功函数，就是指将材料内部的电子转化成自由电子所需要的最小能量，用于衡量材料失去电子的难易程度。因此，相互接触的两种材料的功函数差别越大，电子在两种材料之间自由运动所受到的阻碍就越大。这种阻碍被称为肖特基势垒。半导体材料的功函数受到掺杂类型(n或p)及掺杂浓度的影响，通过控制掺杂，功函数的值可以在半导体的电子亲和能以上一个禁带宽度的范围内变化。由于金属的功函数普遍较低(2-5eV)，而SiC材料的电子亲和能较高(3.8-4.4eV，数据来源Materialsproject)，一般金属和SiC接触以后形成的肖特基势垒都比较大，因而欧姆接触的实现比较困难。对于SiC当中禁带宽度较大的4H-SiC(3.26eV)来说，形成欧姆接触就更加困难。n型4H-SiC的功函数约4eV，而p型掺杂的4H-SiC(即掺Al的4H-SiC)的功函数可以达到7eV，因此p型4H-SiC与金属之间的肖特基势垒更高。(This rough sketch clearly shows the diffculty in formation of ohmiccontacts,especially on p-type 4H-SiC.KIMOTO T,COOPER J A,2014.Fundamentals ofSilicon Carbide Technology[M/OL].P256.Singapore:John Wiley&Sons SingaporePte.Ltd.http://doi.wiley.com/10.1002/9781118313534.DOI:10.1002/9781118313534.)因此相较于一般的SiC、一般的p型SiC及n型4H-SiC，p型4H-SiC的欧姆接触形成难度更大。

半导体欧姆接触的难易程度还跟半导体本身的掺杂浓度(即轻掺杂、中等掺杂、重掺杂)有关。目前实际使用的p型4H-SiC的掺杂元素都是Al(KIMOTO T,COOPER J A,2014.Fundamentals of Silicon Carbide Technology[M/OL].P20.Singapore:JohnWiley&Sons Singapore Pte.Ltd.http://doi.wiley.com/10.1002/9781118313534.DOI:10.1002/9781118313534.)，习惯上将Al在4H-SiC中掺杂浓度1×10¹⁴≤n＜1×10¹⁶cm^-3称为轻掺杂，1×10¹⁶≤n＜1×10¹⁸cm^-3称为中等掺杂，n≥1×10¹⁸cm^-3的称为重掺杂。当半导体掺杂浓度足够高达到重掺杂浓度时，由于半导体与金属接触形成的耗尽层很薄，电子可以直接跨过势垒进行传输(隧穿效应)，形成欧姆接触的难度大大降低。因此轻掺杂和中等掺杂的p型4H-SiC形成欧姆接触的难度比重掺杂大得多，轻掺杂和中等掺杂的p型4H-SiC如何形成良好的欧姆接触是一个重大的研究问题。欧姆接触电极制备完成后，首先用半导体分析仪测试电极之间的电流-电压关系是否符合线性关系。若符合，则证明形成了欧姆接触，然后为了评价欧姆接触电极的质量可以用传输线模型法测得比接触电阻率。在实际应用中，比接触电阻率通常用来评估接触电阻的质量，接触电阻是指两个电极之间的电阻，它是由于电极表面的微小不平整和氧化物层等引起的，比接触电阻率越低，说明接触电阻越小，欧姆接触对器件电性能的影响越小，电路的性能和稳定性就越好。因此在欧姆接触已经形成的基础上，比接触电阻率越小对于器件越有利。

对于同一欧姆接触体系，欧姆触点的比接触电阻率随着基底掺杂浓度的提高迅速降低。因此对于不同掺杂浓度的基底，形成良好欧姆接触的难度相差巨大，评判欧姆接触好坏的比接触电阻率基准也不同。(Donald A.Neamen，2012.SEMICONDUCTOR PHYSICS&DEVICES:BASIC PRINCIPLES,FOURTH EDITION[M].P352.New York:The McGraw-HillCompanies,Inc.)因此，对于欧姆接触质量好坏的评价应该基于同一欧姆接触体系、同一基底掺杂浓度的前提下，先检测确定是否形成了欧姆接触，在形成了欧姆接触的基础上再比较比接触电阻率才有意义，不同的基底掺杂浓度之间去比较比接触电阻率没有意义。本领域技术人员公知对于p型4H-SiC形成欧姆接触质量的评价具体分为三步：(1)首先需要确认基底的掺杂浓度数值是否完全相同；(2)在同样数值的掺杂浓度前提下，用半导体分析仪检测电极是否形成了欧姆接触；(3)若检测电极的电流-电压关系符合线性关系即形成了欧姆接触，在满足第(1)步和第(2)步的前提下再去比较比接触电阻率的数值大小，数值越小欧姆接触质量越好，即使基底同样都是中等掺杂的范围，但在掺杂浓度数值不完全相同时去比较比接触电阻率的大小也没有意义，例如2个电极的基底掺杂浓度分别为1×10¹⁶cm^-3、1×10¹⁷cm^-3，虽然同属于中等掺杂，但掺杂浓度具体数值不同，就不能直接比较二者的比接触电阻率数值大小。能与轻掺杂、中等掺杂的p型4H-SiC形成良好的欧姆接触的电极通常也能与重掺杂的p型4H-SiC形成良好的欧姆接触，反之，能与重掺杂的p型4H-SiC形成良好的欧姆接触的电极则不一定能与轻掺杂、中等掺杂的p型4H-SiC形成良好的欧姆接触，甚至无法形成欧姆接触。

早在2014年，SiC领域的领军人物Kimoto先生就总结了在p型4H-SiC上应用最为广泛SiC/Ti/Al结构(即与SiC基底直接接触的第一电极层为Ti，随后第二电极层是Al层)在p型4H-SiC上形成的欧姆接触电极的比接触电阻率随着SiC基底中Al掺杂浓度的变化关系曲线，见图1。该图横坐标是不同的基底掺杂浓度(包含从轻掺杂-中等掺-重掺杂的掺杂浓度变化)，纵坐标是不同的基底掺杂浓度下对应的欧姆接触电极的比接触电阻率，以掺杂浓度n＝1×10¹⁸cm^-3为分界，鲜明地反映了不同掺杂浓度的p型4H-SiC上形成欧姆接触的难易程度，该曲线是理想情况下的Al-Ti合金体系与p型4H-SiC基底形成欧姆接触的比接触电阻率的最低极限值，同样的基底掺杂浓度下(即横坐标数值相同)，研究人员制备的欧姆接触电极比接触电阻率(即纵坐标数值)越低、越接近图1中的曲线对应的纵坐标，则代表欧姆接触性能越好。从图中可以看出，掺杂浓度n越低，所能够形成的欧姆接触的比接触电阻率就越高，形成欧姆接触就越困难；轻掺杂和中等掺杂时(n<1×10¹⁸cm^-3)，欧姆电极比接触电阻率随SiC基底掺杂浓度变化较小，而重掺杂时(n≥1×10¹⁸cm^-3)，欧姆电极随SiC基底掺杂浓度提高而迅速减小，可见轻掺杂和中等掺杂的p型4H-SiC的欧姆接触形成比重掺杂更加困难。(KIMOTO T,COOPER J A,2014.Fundamentals of Silicon Carbide Technology[M/OL].P262.Singapore:John Wiley&Sons Singapore Pte.Ltd.http://doi.wiley.com/10.1002/9781118313534.DOI:10.1002/9781118313534.)工业上二极管、结型场效应晶体管(JFET)等器件中常用轻掺杂、中等掺杂的p型4H-SiC的欧姆接触，因为较低的掺杂浓度可以赋予器件更好的耐压特性和更快的响应时间，此类器件由于结构简单，在实际生活中应用广泛，因此对于轻掺杂、中等掺杂的欧姆接触电极的成为研究重点。

Kimoto等人总结的p型4H-SiC/Ti/Al欧姆接触体系包括p型4H-SiC/Ti/Al结构，以及p型4H-SiC/Ni/Ti/Al、p型4H-SiC/Cu/Ti/Al等结构变体，是目前使用最为广泛的，能够适用于各种掺杂浓度的p型4H-SiC的一种欧姆接触体系，这类欧姆接触体系有两个必要条件：第一个必要条件是其结构特征都在于Ti(及其他金属)为第一电极层，与p型4H-SiC基底接触，Al为第二电极层，即Al层都在远离p型4H-SiC基底的位置，不与基底直接接触。这类欧姆接触电极是通过将Ti(或Ti-Ni、Ti-Cu等含Ti合金)镀在p型4H-SiC表面，再在上面覆盖Al，最后高温退火(通常900℃以上)实现的。其欧姆接触形成的本质是Ti与SiC发生了化学反应，形成了可以有效降低肖特基势垒的Ti₃SiC₂，但这个反应的发生非常缓慢。在这个反应过程中，Al的作用一是可以降低整个金属电极的熔点，二是在p型4H-SiC表面形成化学反应所需的液相环境(liquidphase)，三是由于Al熔点很低(630℃)，在退火过程中它可以与Ti(及Ni、Cu等其他金属)形成低熔点的合金并熔化，从而加速金属原子的扩散和与p型4H-SiC的反应(Based onthis phase diagram,the liquidphase is predictedto form when theconcentration ofAl is more than 75at％in the Ti/Al contacts at 1000℃.Ingeneral,both the solutes and solvents have high diffusivity in liquid,thusthe liquid phase has high reactivity to solid(substrate)and the reactionproducts are easily formed at elevated temperatures.Formation of the liquidis believed to play an important role in formation of the TiAl-based contactby rapid thermal anneal process.TSUKIMOTO S,ITO K,WANG Z et.al,2009.Growthand microstructure of epitaxial Ti₃SiC₂ contact layers on SiC[J].MaterialsTransactions,50(5):1071–1075.DOI:10.2320/matertrans.MC200831.)，这一体系的欧姆接触过程中，Ti和p型4H-SiC反应生成的Ti₃SiC₂起到直接降低势垒的作用，获得低欧姆比接触电阻率，而Al与p型4H-SiC在高温下反应的倾向低，二者形成的化合物Al₄C₃或TiC被认为对欧姆接触的形成没有贡献，并且要避免形成Al₄C₃或TiC(According to these studies,low-resistance ohmic contacts were developed owing to the epitaxial Ti₃SiC₂formation,although the presence of silicide and carbide(e.g.,Ni₂Si,TiC,andAl₄C₃)was sometimes observed……to prevent the formation of Al₄C₃ or TiCcarbides,it is important to form an Al₃Ti layer on4H-SiC……Takahashi Y,Tsutaoka M,Maeda M.Effect of SiC crystal orientation on Ti₃SiC₂formationbetween SiC and Al/Ti bi-layered film.Ceram Int.2021；47(6):7753-7763.doi:10.1016/j.ceramint.2020.11.120)。

第二个必要条件是具有高Al含量，即Al的原子百分含量at％不能小于Al-Ti总量的75％。根据前述Tsukimoto等人对Al-Ti-SiC三元体系的研究，不同成分含量的欧姆接触电极在退火条件下的平衡态有所区别。实验证明对于以Ti(及其合金)为第一电极层的SiC/Ti/Al欧姆接触体系，在TiAl触点中富铝(≥75％at％)是产生低接触电阻所必需的(Thereasons to choose this average composition was that aluminum rich(more than75at％)in TiAl contacts were empirically found to be essential to yield lowcontact resistance,resulting from formation of the Ti₃SiC₂ compoundlayers.TSUKIMOTO S,ITO K,WANG Z et.al,2009.Growth and microstructure ofepitaxial Ti₃SiC₂ contact layers on SiC[J].Materials Transactions,50(5):1071–1075.DOI:10.2320/matertrans.MC200831.)，也就是说Al的原子百分含量at％不能小于Al-Ti总量的75％才能形成欧姆接触，如果Al含量低于这一数值则退火后无法形成欧姆接触(P-type 4H-SiC epilayers with a 5μm thick andNA of 1.0×10¹⁹Al-cm^-3……Onthe other hand,the TiAl contacts with the Al concentration lower than 75at％provided the non-Ohmic behavior……NAKATSUKA O,TAKEI T,KOIDE Y等,2002.Lowresistance TiAl Ohmic contacts with multi-layered structure for p-type 4H-SiC[J].Materials Transactions,43(7):1684–1688.DOI:10.2320/matertrans.43.1684.)。必须具有高Al含量的原因是，如果Al含量低在退火过程中电极外层的Al先熔化，并逐渐溶解内层的Ti，当Al原子百分含量比at％低于Al-Ti总量的75％时，退火过程中由Al形成的液相无法溶解全部的Ti，导致液相无法到达p型4H-SiC表面，于是无法起到加速Ti原子与p型4H-SiC反应的作用。需要强调的是，在前述NAKATSUKA O研究的文献中p型4H-碳化硅基底的掺杂浓度为1.0×10¹⁹Al-cm^-3，属于重掺杂范围，由于轻掺杂和中等掺杂比重掺杂形成欧姆接触更加困难，因此可知对于轻掺杂和中等掺杂的p型4H-SiC形成欧姆接触更是需要满足上述Al不作为第一电极层和具有高Al含量这两个必要条件。

由于原子百分含量比at％测量困难，有时也用厚度比代替，因为电极镀膜之后的金属层是非晶的，所以Al和Ti的原子可以认为采用相同的方式进行密堆积，且堆积层的厚度与原子半径成正比，因此Al的原子百分含量比at％与Al的厚度比th％可以通过公式换算，厚度比th％与原子百分含量比at％大致满足：厚度比th％≈0.97*原子百分含量比at％，其中，系数0.97是本发明根据行业内多篇文献报道的数据统计得出的平均值，上述Al的原子百分含量比at％不能小于Al-Ti总量的75％经过公式换算可以得到Al的厚度比th％不能小于Al-Ti总厚度的72.75％。(Tsukimoto S,Ito K,Wang Z,et al.Growth andmicrostructure ofepitaxial Ti₃SiC₂ contact layers on SiC[J].Materialstransactions,2009,50(5):1071-1075.Nakatsuka O,Takei T,Koide Y,et al.Lowresistance TiAl ohmic contacts with multi-layered structure for p-type 4H-SiC[J].Materials Transactions,2002,43(7):1684-1688.Gao M,Tsukimoto S,Goss S H,etal.Role of interface layers and localized states in TiAl-based ohmic contactsto p-type4H-SiC[J].Journal ofelectronic materials,2007,36:277-284.TsukimotoS,Sakai T,Onishi T,et al.Simultaneous formation ofp-and n-type ohmic contactsto 4H-SiC using the ternary Ni/Ti/Al system[J].Journal of electronicmaterials,2005,34:1310-1312.Yu H,Zhang X,Shen H,et al.Thermal stability ofNi/Ti/Al ohmic contacts to p-type 4H-SiC[J].Journal of Applied Physics,2015,117(2).Mysliwiec M,Sochacki M,Kisiel R,et al.TiAl-based ohmic contacts on p-type SiC[C]//Proceedings of the 201134th International Spring Seminar onElectronics Technology(ISSE).IEEE,2011:68-72.)。

而且，在采用同样的高Al含量的电极组分的前提下，即使所用的SiC基底样品是重掺杂的，如果将Al作为第一电极层，所得到的欧姆电极的比接触电阻率比用Ti作为第一电极层得到的比接触电阻率高很多，如Pécz B等人研究的Al作为第一电极层的欧姆接触电极，Al(150nm)和Ti(30nm)沉积在重掺杂(1.6×10¹⁹cm^-2)p型碳化硅基底上，得到的比接触电阻率为4×10^-4Ωcm²，经厚度比与原子百分含量比换算得知该文Al的原子百分含量at％约为85.9％，与SiC领域的领军人物Kimoto先生总结的传统的p型4H-SiC上SiC/Ti/Al结构相比，同样的重掺杂浓度时比接触电阻率高了一个数量级(参见图1中箭头标明的位置)，形成欧姆接触就非常困难(Pécz B,Tóth L,Di Forte-Poisson MA,Vacas J.Ti₃SiC₂ formedin annealedAl/Ti contacts to p-type SiC.ApplSurfSci.2003；206(1-4):8-11.)。因此现有技术为了降低金属与半导体材料之间的势垒以形成良好的欧姆接触，目前广泛使用的p型4H-SiC/Ti/Al欧姆接触工艺中均不能使用Al作为与p型4H-SiC直接接触的第一电极层，而是需要用能够与p型4H-SiC反应，发挥降低势垒作用的Ti(及其合金)做为第一电极层，近年来的改进技术中也未见将Al作为第一电极层的报道。

但是这类将Ti(及其合金)做为第一电极层、Al的原子百分含量at％≥75％的p型4H-SiC/Ti/Al欧姆电极虽然实现了欧姆接触，但不可避免的带来表面质量差的严重问题，必须在电极之上沉积额外的互联金属和惰性金属提高表面质量。SiC/Ti/Al欧姆接触电极在退火过程中会完全熔化导致电极的表面和界面形貌较为粗糙(The TiAl contacts withthe Al concentrations larger than 77at％provided theρc values lower than 1×10^-5-cm² and rough surface and interface morphologies after annealing at 1000℃.NAKATSUKA O,TAKEI T,KOIDE Y等,2002.Low resistance TiAl Ohmic contacts withmulti-layered structure for p-type4H-SiC[J].Materials Transactions,43(7):1684–1688.DOI:10.2320/matertrans.43.1684.)。图6(a)形象地展示了Al原子百分含量at％大于75％的以Ti为电极内层的SiC/Ti/Al电极在退火过程中的变化。电极的表面质量差，将会给器件之间的导线连接带来阻碍导致器件无法使用，因此现有技术为了提高p型4H-SiC/Ti/Al欧姆接触电极的表面质量，在电极退火之后，还必须在电极之上沉积额外的互联金属和惰性金属，一方面为了平整化电极表面提高电极的表面质量，另一方面可以防止电极外层Al被氧化而导致的导电性能恶化。(the reactionbetween the metal and SiCcan lead to surface roughening[351]which makes wire bonding diffcult.Thus,thecontact metal must be thin enough to minimize the surface roughening,andadditional thick layers ofmetals(both a barrier metal and an interconnectingmetal)are deposited as overlays after high-temperature sintering.KIMOTO T,COOPER J A,2014.Fundamentals of Silicon Carbide Technology[M/OL].P259.Singapore:John Wiley&Sons Singapore Pte.Ltd.http://doi.wiley.com/10.1002/9781118313534.DOI:10.1002/9781118313534.)。基于对p型4H-SiC/Ti/Al欧姆接触技术的广泛研究，一种优选的工艺是SiC/Ti(80nm)/Al(300nm)，在目前的实际生产过程中得到了广泛的应用，该文为了提高表面质量最后通过直流磁控溅射在表面沉积了一层厚的互连层，如Al(TANIMOTO S,KIRITANI N,HOSHI M等,2002.Ohmic contact structureand fabrication process applicable to practical SiC devices[J].MaterialsScience Forum,389–393:879–884.DOI:10.4028/www.scientific.net/MSF.389-393.879.)。也就是说现有技术的p型4H-SiC/Ti/Al欧姆接触电极虽然实现了欧姆接触但电极表面质量差，导致电极无法应用，因此必须采取额外的制备工艺步骤提高电极表面质量，这使得欧姆接触制备工艺复杂程度大大提高。电极的表面质量通常用表面粗糙度来衡量，表面粗糙度由原子力显微镜测得的R_q值表征，R_q(RMS)即表面均方根粗糙度，数值越小则表面质量越高。鉴于近年来用于改善p型4H-SiC欧姆接触电极表面质量的新工艺取得的R_q数值均在30nm以下，因此本领域技术人员公知粗糙度超过这一数值的电极就不适合直接进行器件连接了，需要经过额外的镀膜工艺才能进行工业化应用。(FRAZZETTO A,GIANNAZZO F,NIGRO R Lo,et al.,2011.Nanoscale Electro-Structural Characterisation of OhmicContacts Formed on p-Type Implanted 4H-SiC[J].Nanoscale Research Letters,6(1):2–7.DOI:10.1186/1556-276X-6-158.LEI C,LIQ,LIANG T,et al.,2022.Study ofNi/Al/Au Ohmic Contacts to p-Type 4H-SiC Applied in 600℃Environment[J/OL].Journal of Crystal Growth,592(May):126735.https://doi.org/10.1016/j.jcrysgro.2022.126735.DOI:10.1016/j.jcrysgro.2022.126735.YAN X,LIANG L,ZHANGL,2019.Simultaneous Formation ofNi/Ti/Al/Ag Ohmic Contacts to Both p-and n-Type for 4h-Sic Rsd[J].WiPDA Asia 2019-IEEE Workshop on Wide Bandgap PowerDevices and Applications in Asia,:1–5.DOI:10.1109/WiPDAAsia.2019.8760317.)。而且这种标准工艺的欧姆电极在退火过程中要先经历一个电极自外向内熔化的过程，让SiC基底和熔融区域接触，因此需要约120s的长退火时间(参见对比例1)。退火时间越长，对设备的要求也就会越高，工艺热成本也越高，因此对于工业生产来说缩短退火时间也是工艺优化的一个重要方向。

综上所述，现有技术中的p型4H-SiC的欧姆接触电极必须满足以下3个条件：(1)采用将Ti(及其合金)做为第一电极层；由于现有技术认为Al对形成欧姆接触没有贡献，因此为了形成欧姆接触均不使用Al作为与p型4H-SiC直接接触的第一电极层；(2)Al的原子百分含量at％≥75％，如果Al含量低于这一数值则退火后无法形成欧姆接触；(3)仅仅靠第一电极层和第二电极层制备的欧姆接触电极表面质量差，必须沉积第三电极层(互联金属和惰性金属)提高表面质量，才能满足工业化对器件的要求，在制备工艺中就对应的增加了额外的覆盖金属的步骤导致工艺复杂，而且现有退火时间长，对工业生产不利。现有技术中少有的将Al作为第一电极层所得到的欧姆电极，即使所用的SiC基底样品是重掺杂的，其电极的比接触电阻率比用Ti作为第一电极层得到的比接触电阻率高了一个数量级，性能很差，更无法适用于形成欧姆接触难度更高的轻掺杂和中等掺杂的p型4H-SiC电极。

发明内容

针对以上现有技术存在的问题，本发明提供一种全新结构的p型4H-SiC欧姆接触电极、其制备方法及包含该电极的半导体器件，所述电极为SiC/Al/Ti欧姆接触电极，以金属Al作为第一电极层，与p型4H-SiC基底直接接触，金属Ti为第二电极层，克服了现有技术认为不能使用Al作为与p型4H-SiC直接接触的第一电极层的技术偏见，与现有技术的SiC/Ti/Al/M结构完全不同；本发明所提供的欧姆接触电极第一电极层Al厚度占Al和Ti总厚度的比例可以低至38％(±0.5％)，克服了现有技术认为当p型4H-SiC基底为轻掺杂或中等掺杂时，Al的厚度比th％不能小于Al-Ti总厚度的72.75％、否则将无法形成欧姆接触的技术偏见；本发明的欧姆接触电极可以不需要第三电极层，仅仅依靠第一电极层和第二电极层就可以形成良好的欧姆接触，且表面平整度极佳。本发明的p型4H-SiC欧姆接触电极可以适用于轻掺杂、中等掺杂或重掺杂的p型4H-SiC，具有与现有工艺水平相当甚至更好的比接触电阻率，可以适用于所有p型4H-SiC的电子器件。

本发明所采取的具体技术方案如下：

本发明提供一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，包括依次沉积于p型4H-SiC基底上的第一电极层和第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％(±0.5％)～72％(±0.5％)。

本发明的欧姆接触电极可以只有第一电极层Al和第二电极层Ti，可以不需要第三电极层，仅仅依靠第一电极层和第二电极层就可以形成良好的欧姆接触，且表面平整度极佳。在本发明中，欧姆接触形成的关键是所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极与所述p型4H-SiC基底的界面附近富含Al相的存在以及Al作为第一电极层具有特定的厚度比例，通过第一电极层Al、第二电极层Ti以及特定的电极层厚度比例与p型4H-SiC基底的整体协同作用实现了本发明的效果。

本发明中第一电极层Al的主要作用是降低合金相的熔点，并不对欧姆接触的形成起贡献。退火之后，欧姆电极发生合金化(见图6(b))，基底与电极界面处的TiC起到欧姆接触的决定性作用，未反应的Al和Ti以合金形式存在于电极中。退火之后Al和Ti的分布和存在形式通过能量色散X射线光谱仪检测；反应产物TiC的存在通过透射电子显微镜的选区电子衍射加以证实。

在本发明的一个实施例中，所述第一电极层的厚度为70nm以上；优选的，所述第二电极层的厚度为30nm以上；优选的，所述第一电极层的厚度为150nm以下；优选的，所述第二电极层的厚度为200nm以下；

在本发明的一个实施例中，所述所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为60％～72％。

在本发明的一个实施例中，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度≤20nm；在本发明的又一个实施例中，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度为2-20nm。

在本发明的一个实施例中，所述第一电极层的厚度为70～120nm；优选的，所述第二电极层的厚度为30～160nm；优选的，所述第一电极层的厚度为80～100nm；优选的，所述第二电极层的厚度为40～60nm。经过优选的Al和Ti电极层的绝对厚度一方面保证了快速退火过程中的反应物充足，保证低电阻率的欧姆接触的形成；另一方面防止电极过厚导致的反应历程增加，退火时间延长，以及材料成本增加的问题。

在本发明的另一个实施例中，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极还包括沉积于所述第二电极层之上的第三电极层，所述第三电极层的材料选自电阻率低于Ti，且其与Al/Ti形成的合金相在400℃大气环境下可以耐受氧化的材料；优选的，所述第三电极层的材料选自金属Ni、Au、W或Mo中的任意一种或多种。本发明中第三电极层的作用是提高所述欧姆电极的高温稳定性和使用寿命。为了实现该功能，本发明的第三电极层材料必须兼具抗氧化性和导电性，不能选自活泼金属(如Al、Cu等)。

在本发明的一个实施例中，所述第三电极层的厚度为20nm以上，优选地，所述第三电极层的厚度为30～160nm。

在本发明的一个实施例中，所述p型4H-SiC基底为轻掺杂、中等掺杂或重掺杂的p型4H-SiC；优选的，所述p型4H-SiC基底为轻掺杂、中等掺杂的p型4H-SiC。习惯上将Al在4H-SiC中掺杂浓度1×10¹⁴≤n＜1×10¹⁶cm^-3称为轻掺杂，1×10¹⁶≤n＜1×10¹⁸cm^-3称为中等掺杂，n≥1×10¹⁸cm^-3的称为重掺杂。

本发明还提供所述p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极的制备方法，包含以下步骤：

1)制备金属电极：金属电极采用金属Al为第一电极层，金属为第二电极层，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％(±0.5％)～72％(±0.5％)；

2)金属电极热激活：利用快速热退火对步骤1)中的金属电极进行热激活，制得所述p型4H-SiC/Al/Ti欧姆接触电极；其中，所述快速热退火工艺为：退火气氛采用惰性气体，退火温度范围为≥950℃，退火时间为≥40s，退火的升温速率为10～20K/s；所述退火的升温速率超过20K/s时，包含在温度为500～600℃的短暂保温过程。所述惰性气体与本发明欧姆接触电极体系不发生反应。

本发明的欧姆接触电极在制备工艺中退火时间短、表面粗糙度低，退火后不需要平整化镀膜或覆盖额外的惰性金属层，克服了现有技术必须在第二电极层上额外镀膜或覆盖惰性金属来降低表面粗糙度、提高电极表面质量的技术偏见；本发明所述p型4H-SiC的欧姆电极退火时间最短可低至40s就可以形成良好的欧姆接触，且表面平整度极佳。由于轻掺杂、中等掺杂p型4H-SiC欧姆接触的形成比较困难，想要在不影响比接触电阻率的前提下，在短时间退火后就实现高表面质量的欧姆接触就更加困难。对于所选择的欧姆接触金属体系、不同金属组分的镀膜顺序、相对厚度比例，以及退火工艺的升温速率、退火时间、退火温度都要求精细严格的把控。特定的退火温度范围和退火时间在保证化学反应充分进行的同时尽可能降低了热成本；适中的升温速率(10-20K/s)和高升温速率下(大于20K/s)的短暂保温过程使得电极在发生熔融前有较好的合金化，有助于熔融过程的一致性和化学反应的快速进行。通过第一电极层和第二电极层金属材料、电极层顺序、电极层厚度比例、退火工艺条件的整体协同作用，才能保证所取得的欧姆接触电极在适用于所有掺杂浓度的p型4H-SiC的同时，可以在较短的退火时间内实现相对低的比接触电阻率和高的表面质量。

现有制备p型4H-SiC欧姆电极的方法中在退火后还需要镀额外金属层，目的主要是平滑电极表面和防止氧化。而采用本发明所提供的制备方法得到的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极表面质量很高且具有抗氧化能力，不需要平整化镀膜或覆盖额外的惰性金属层。

在本发明的一个实施例中，所述惰性气体选自氮气、氩气的至少一种；优选的，退火温度范围为950～1050℃；优选的，所述退火温度为1000℃；优选的，所述退火时间＜120s；优选的，所述退火时间≤100s；更优选的，所述退火时间≤90s；更优选的，所述退火时间为40～80s；更优选的，所述退火时间为60s；所述退火过程的升温速率为15K/s；

在本发明的一个实施例中，所述制备金属电极可以采用掩模法或光刻法；所述掩模法或光刻法的具体步骤为：

步骤A：对p型4H-SiC基底表面进行清洗后干燥；

步骤B：在干燥后的基底表面覆盖掩膜，依次沉积第一电极层和第二电极层；

步骤C：移除所述掩膜制得所需形状的金属电极；

步骤A中，所述清洗的作用是去除所述p型4H-SiC基底表面的油脂、金属颗粒等沾污并刻蚀掉天然氧化层，以杜绝它们对欧姆接触形成过程的不利影响。优选的，所述清洗的方法为采用标准RCA清洗法；

优选的，步骤A中，所述干燥的方法为采用氮气吹扫所述p型4H-SiC基底的表面；

优选的，步骤B的具体方法为：将反应腔室抽至高真空后，持续通入惰性气体作为环境气体并保持腔室气压，在覆盖有所述掩模版的所述p型4H-SiC基底表面依次沉积所述第一电极层和所述第二电极层；所述反应腔室压强不高于5×10^-6mbar，所述惰性气体流量为35～40sccm，通入惰性气体后腔室的稳定气压范围为4～6×10^-3mbar。

在本发明的一个实施例中，在如前所述的制备方法步骤1)之后，还包括制备第三电极层的步骤，具体步骤为：将反应腔室抽至高真空后，持续通入惰性气体作为环境气体并保持腔室气压，在p型4H-SiC基底表面依次沉积所述第一电极层和所述第二电极层后，紧接着继续沉积第三电极层；所述反应腔室压强不高于5×10^-6mbar，所述惰性气体流量为35～40sccm，通入惰性气体后腔室的稳定气压范围为4～6×10^-3mbar；

优选的，所述第三电极层的厚度为20nm以上；更优选的，所述第三电极层的厚度为30～160nm。

本发明还提供一种包含以上所述p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极的半导体器件，所述半导体器件结构中包含一个或多个如前所述的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极或根据如前所述的制备方法制得的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极；优选的，所述半导体器件包括二极管、场效应晶体管、MOS控制晶闸管、电子注入增强栅晶体管、超大功率晶闸管或绝缘栅双极型晶体管。

本发明的有益效果在于：

(1)本发明克服了现有技术认为不能使用Al作为与p型4H-SiC直接接触的第一电极层的技术偏见，以及将Al作为p型4H-SiC欧姆电极的第一电极层会导致欧姆电极性能下降的偏见，创新性地采用了p型4H-SiC/Al/Ti的电极结构，以金属Al作为第一电极层，与p型4H-SiC基底直接接触，金属Ti为第二电极层，与现有技术的SiC/Ti/Al/M结构完全不同，此处M表示现有技术在第二电极层上的平整化镀膜或覆盖额外的惰性金属层，本发明所提供的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极适用于任何掺杂浓度的p型4H-SiC，不仅具有与现有工艺水平相当的比接触电阻率，还可以显著提高欧姆接触电极表面质量。

(2)本发明所提供的欧姆接触电极第一电极层Al厚度占Al和Ti总厚度的比例可以低至38％(±0.5％)，克服了现有技术认为p型4H-SiC基底Al的厚度比th％不能小于Al-Ti总厚度的72.75％(Al的原子百分含量at％必须≥75％)、否则将无法形成欧姆接触的技术偏见，本发明的p型4H-SiC欧姆接触电极可以适用于轻掺杂、中等掺杂或重掺杂的p型4H-SiC，具有与现有工艺水平相当甚至更好的比接触电阻率，可以适用于所有p型4H-SiC的电子器件。

(3)本发明的欧姆接触电极克服了现有技术必须在第二电极层上额外覆盖惰性金属做为第三电极层来降低表面粗糙度、提高电极表面质量的技术偏见；本发明欧姆接触电极可以只有第一电极层Al和第二电极层Ti，无需具有第三电极层，即在制备工艺中退火后不需要平整化镀膜或覆盖额外的惰性金属层；制备工艺中通过第一电极层和第二电极层金属材料、电极层顺序、电极层厚度比例、退火工艺条件的整体协同作用，保证所取得的欧姆接触电极在适用于所有掺杂浓度的p型4H-SiC的同时，可以在较短的退火时间内实现相对低的比接触电阻率和高的表面质量。本发明的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极退火时间短、表面粗糙度低，本发明的方法退火时间＜120s，最短可缩短至40s，且表面平整度极佳，还可以极大地降低退火过程中电极熔融和化学反应对电极表面质量的影响，简化了工艺、提高了欧姆接触的质量。

附图说明

图1为Al/Ti欧姆接触工艺取得的比接触电阻率与p型4H-SiC掺杂浓度的关系图。

图2(a)和2(b)为本发明的欧姆接触电极结构示意图，其中图2(a)为不含第三电极层的结构示意图，图2(b)为包含第三电极层的结构示意图，1为p型4H-SiC基底，2为第一电极层，3为第二电极层，4为第三电极层。

图3(a)-3(c)为实施例3制得的p型4H-SiC欧姆接触电极中C、Si、Al、Ti和Ni的能量色散X射线光谱(EDX)元素分布谱图和选区电子衍射图。其中图3(a)为从电极表面附近到SiC基底内部的元素线分布图，图3(b)为电极和SiC界面处的元素分布图，图3(c)为基底和电极界面处的选区电子衍射图。

图4(a)-4(e)为实施例制得的p型4H-SiC欧姆接触电极退火前后的表面原子力显微镜(AFM)图。其中图4(a)为实施例1的结果；图4(b)为实施例3退火前，图4(c)为实施例3退火后；图4(d)为实施例4的结果；图4(e)为对照组。

图5(a)和5(b)为实施例制得的p型4H-SiC欧姆接触电极退火后的表面扫描电镜(SEM)图。其中图5(a)为实施例3的结果；图5(b)为实施例4的结果。

图6(a)和6(b)为欧姆电极在高温退火时发生的物理化学变化示意图，其中图6(a)为传统的p型4H-SiC/Ti/Al电极，图6(b)为本发明中的p型4H-SiC/Al/Ti电极。

具体实施方式

在本发明的描述中，需要说明的是，术语“上”、“下”、“左”、“右”、“垂直”、“平行”、“内”、“外”、“前”、“后”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。下面结合实施例对本发明做进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。

检测方法：

p型4H-SiC基底的掺杂浓度采用二次离子质谱检测；

欧姆接触电极的表面均方根粗糙度(Rq)采用原子力显微镜测定；

电极层的厚度采用椭偏仪测定。

比接触电阻率采用传输线模型法测试。

欧姆接触的形成采用半导体分析仪检测。

实施例1

本发明提供一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，具体包括依次沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层和第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti；所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为71.4％；所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度(Rq)为19.6nm，所述p型4H-SiC基底的掺杂浓度采用二次离子质谱确定，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度(Rq)采用原子力显微镜测定，表面均方根粗糙度(Rq)数值越大表明表面越粗糙，器件性能越差；所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为40nm，所述电极层的厚度采用椭偏仪测定。

本实施例的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极由以下掩模法制备而成：

1)制备金属电极：

步骤A：采用厚度为350μm，Al掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的标准p型4H-SiC衬底片作为基底，将所述p型4H-SiC基底进行标准RCA清洗；采用氮气吹扫所述p型4H-SiC基底表面，保持所述p型4H-SiC基底表面干燥；

步骤B：在步骤A干燥后的所述p型4H-SiC基底表面覆盖掩模版；将覆盖了掩模版的所述p型4H-SiC基底放入磁控溅射镀膜机中。生长室真空抽至6×10^-5mbar，控制氩气流量为37sccm，控制生长室的气压为6×10^-3mbar，并在基底上依次沉积100nm的Al金属和40nm的Ti金属；

步骤C：去掉掩模版，获得表面覆盖金属的p型4H-SiC基底的金属电极；

2)金属电极热激活：

将所得表面覆盖金属的p型4H-SiC基底放入快速退火炉中，以15K/s的速率升温至1000℃，退火60s，制得所述p型4H-SiC的欧姆接触电极。

本实施例所制得p型4H-SiC的欧姆接触电极的原子力显微镜(AFM)图片见附图4(a)。退火之后，欧姆电极发生合金化，未反应的Al和Ti以合金形式存在于电极中，本实施例的欧姆接触电极通过能量色散X射线光谱证明了电极层中的Al和Ti以合金形式存在，通过透射电子显微镜的选区电子衍射证明了基底和电极的界面附近形成了TiC，基底与电极界面处的TiC起到欧姆接触的决定性作用。图6(b)给出了本发明采用的欧姆电极在退火过程中的变化示意图。由于Al的熔点很低(630℃)，在高温退火时在Al含量高的位置出现液相，本发明中使用p型4H-SiC/Al/Ti结构保证了p型4H-SiC与电极界面附近的富Al环境，确保Al的原子含量低于75％时，熔融区域能够在p型4H-SiC与电极的界面处形成。高温下Ti原子扩散进入熔融区域后，扩散能力和反应活性显著增加，从而可以快速与p型4H-SiC反应形成可以降低势垒的TiC，Al的厚度比例38％(±0.5％)～72％(±0.5％)既确保了Al含量的充足，保证了Ti与p型4H-SiC的反应能充分进行，又防止了电极在退火过程中的完全熔化，为退火后电极的表面质量提供了保障。且由于Al的含量比例不够高，整个电极在退火温度下的平衡相是固相，因此熔融区域将被限制在所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极与所述p型4H-SiC基底的界面附近，整个电极结构不会全部熔融，因而退火过程对电极表面质量的影响被大幅削弱了，可以获得大大优于现有工艺的表面质量。

本实施例所制得的欧姆接触电极经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，在形成欧姆接触的基础上，进一步测试比接触电阻率来评价电极质量的好坏，所述比接触电阻率采用传输线模型法测试，本实施例比接触电阻率数值为8.75×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的欧姆接触电极的比接触电阻率数值低一个数量级，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本实施例电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为19.6nm，表面质量好，本发明制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例2

本发明提供一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，具体包括依次沉积于掺杂浓度为9×10¹⁵cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层和第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti；所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为71.4％；所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度(Rq)为17.9nm，所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为40nm。

1)制备金属电极：

步骤A：采用厚度为350μm，Al掺杂浓度为9×10¹⁵cm^-3的标准p型4H-SiC衬底片作为基底，将所述p型4H-SiC基底进行标准RCA清洗；采用氮气吹扫所述p型4H-SiC基底表面，保持所述p型4H-SiC基底表面干燥；

2)金属电极热激活：

本实施例的欧姆接触电极通过能量色散X射线光谱和选区电子衍射证明了电极层中的Al和Ti以合金形式存在，而基底和电极的界面附近形成了TiC。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，所制得的欧姆接触电极的比接触电阻率为3.12×10^-2Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，本实施例的比接触电阻率与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为17.9nm，表面质量好，可以用于实际器件的应用。

实施例3

本发明提供一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，具体包括依次沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层、第二电极层和第三电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti，所述第三电极层材料为金属Ni；所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为71.4％；所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度(Rq)为15.8nm；所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为40nm，所述第三电极层的厚度为50nm。

1)制备金属电极：

步骤B：在步骤A干燥后的所述p型4H-SiC基底表面覆盖掩模版；将覆盖了掩模版的所述p型4H-SiC基底放入磁控溅射镀膜机中。生长室真空抽至6×10^-5mbar，控制氩气流量为37sccm，控制生长室的气压为6×10^-3mbar，并在基底上依次沉积100nm的Al金属、40nm的Ti金属和50nm的Ni金属；

2)金属电极热激活：

本实施例所制得p型4H-SiC的欧姆接触电极的C、Si、Al、Ti和Ni的能量色散X射线光谱(EDX)谱图见附图3(a)-3(c)，其中图3(a)为从电极表面到SiC基底内部的元素线分布，图3(b)为SiC与电极界面处的元素分布图；电极退火前后的原子力显微镜(AFM)图片见附图4(a)-4(e)，其中图4(b)为退火前，图4(c)为退火后。退火后电极表面的扫描电镜图片见图5(a)。

由图3(b)中的元素分布图可以看出，与SiC直接相邻的化合物层的主要成分是TiC，其外部是一层含有极少量Si的Al-Ni合金。

图4(b)显示了退火前电极表面的起伏范围约20nm，其表面均方根粗糙度为2.52nm；图4(c)显示了退火后电极表面的起伏范围约70nm，Rq为15.8nmLEI C,LIQ,LIANG T等,2022.Study ofNi/Al/Au ohmic contacts to p-Type 4H-SiC applied in 600℃environment[J/OL].Journal of Crystal Growth,592(May):126735.https://doi.org/10.1016/j.jcrysgro.2022.126735.DOI:10.1016/j.jcrysgro.2022.126735.将传统的欧姆电极外面包裹Au，从而有效阻止了退火过程中电极表面的粗糙化，将最终电极表面的起伏范围从340nm降低到130nm。本发明的SiC/Al/Ti欧姆接触电极表面平整度比这一结果更好。

本实施例的欧姆接触电极通过能量色散X射线光谱和选区电子衍射证明了退火后电极内部Al和Ti以合金形式存在(见图3(a)和3(b))；电极和基底界面处形成了TiC(见图3(c))。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，所制得的欧姆接触电极的比接触电阻率为4.63×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本实施例电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为15.8nm，表面质量好，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例4

参照实施例3的制备方法，仅改变Ti层厚度。制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例在本发明的范围内增加了Ti的厚度，降低了第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值，所取得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面形貌见图4(d)。其表面质量极佳，Rq仅2.1nm，表面起伏范围仅13nm，比退火前的表面质量还要好，远远好于现有工艺结果。退火后电极表面的扫描电镜图片见图5(b)。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为6.95×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本实施例电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为2.10nm，表面质量极佳，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例5

参照实施例1的制备方法，制备参数稍有不同。制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例在本发明的范围内采用了较低的电极厚度和较低的退火温度，并略微降低了退火升温速率、延长了退火时间。所取得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为14.3nm。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为1.12×10^-2Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，本实施例的比接触电阻率与对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值相近，但表面均方根粗糙度远低于传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例6

结果及分析：本实施例在本发明的范围内采用了较厚的Al电极层和较薄的Ti电极层，略微提高了退火的升温速率。所取得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为18.8nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为7.20×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值低一个数量级，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例7

结果及分析：本实施例在本发明的范围内提高了电极层厚度并使用了极低的Al/Ti厚度比，退火时采用快速升温结合600℃短暂保温的策略，并降低了高温退火时间。取得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)低至2.31nm，表面质量极佳。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为1.35×10^-2Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值相近，但表面均方根粗糙度远低于传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例8

结果及分析：本实施例采用适中的Al/Ti厚度比，退火时采用快速升温结合600℃短暂保温的策略，取得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)低至6.71nm，表面质量优异。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为8.41×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值低一个数量级，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，即本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例9

参照实施例3的制备方法，制备参数稍有不同。制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例使用Au作为第三电极层，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为5.35nm，表面质量极佳。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为7.34×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例10

结果及分析：本实施例采用W作为第三电极层，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为13.9nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为6.11×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值低一个数量级，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例11

结果及分析：本实施例采用Mo作为第三电极层，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)仅1.73nm。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为1.06×10^-2Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，本实施例与对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值相近，表面质量极佳，本发明所制备的欧姆接触电极质量与现有技术的传统工艺水平相当，可以用于实际器件的应用。

实施例12

结果及分析：本实施例采用Ni/Au作为第三电极层，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为15.1nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为3.22×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例13

结果及分析：本实施例采用W/Au作为第三电极层，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为12.4nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为4.47×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例14

本实例采用光刻法制备，制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例采用光刻法制备，制备参数与实施例1保持一致，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为19.2nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为8.31×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例相比对比例1中采用传统标准工艺制备的比接触电阻率数值低一个数量级，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例15

本实例采用光刻法制备，制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例采用光刻法制备，制备参数与实施例3保持一致，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为15.4nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为4.53×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度的前提下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，本发明所制备的欧姆接触电极质量明显高于现有技术的传统工艺，可以用于实际器件的应用。

实施例16

本实例采用光刻法制备，制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例采用光刻法制备，制备参数与实施例4保持一致，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为2.42nm，表面质量极佳。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为9.06×10^-3Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，本实施例与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值相近，可以用于实际器件的应用。

实施例17

本实例采用光刻法制备，基底掺杂浓度为2×10¹⁹制备方法参数及性能指标见表1。

结果及分析：本实施例采用光刻法制备，基底掺杂浓度为2×10¹⁹，制备参数与实施例1保持一致，所得的p型4H-SiC欧姆电极退火后的表面均方根粗糙度(Rq)为18.0nm，表面质量好。本实施例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，电极的比接触电阻率为4.15×10^-5Ω·cm²，在同样的基底掺杂浓度下，与Kimoto等人总结的理想的基底掺杂浓度与比接触电阻率的变化曲线图1数值非常接近，可以用于实际器件的应用。

表1为实施例1～实施例17的制备参数及性能参数表

对比例1

本对比例的p型4H-SiC欧姆接触电极采用传统标准工艺(TANIMOTO S,KIRITANIN,HOSHI M等,2002.Ohmic contact structure and fabrication process applicable topractical SiC devices[J].Materials Science Forum,389–393:879–884.DOI:10.4028/www.scientific.net/MSF.389-393.879.)，包括依次沉积于p型4H-SiC基底上的第一电极层Ti和第二电极层Al；所述第一电极层的厚度为80nm，所述第二电极层的厚度为300nm。

按照以下方法制备而成：

(1)采用厚度为350μm，Al掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的标准p型4H-SiC衬底片作为基底，将所述p型4H-SiC基底进行标准RCA清洗；采用氮气吹扫所述p型4H-SiC基底表面，保持所述p型4H-SiC基底表面干燥；

(2)在步骤B中清洗好的所述p型4H-SiC基底表面覆盖掩模版；将覆盖了掩模版的所述p型4H-SiC基底放入磁控溅射镀膜机中。生长室真空抽至6×10^-5mbar，并在基底上依次沉积80nm的Ti金属和300nm的Al金属。

(3)去掉掩模版，获得表面覆盖金属的p型4H-SiC基底。

(4)将所得表面覆盖金属的p型4H-SiC基底放入快速退火炉中，以15K/s的速率升温至1000℃，退火120s，制得p型4H-SiC的欧姆接触电极。

本对比例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，得到的电极退火后形貌见图4(e)。其比接触电阻率为1.13×10^-2Ω·cm²。该工艺的退火时间长达120s，且退火后电极表面的Rq高达78nm，表面起伏范围高达340nm，所述表面起伏范围是指电极表面最凹点与最凸点的高度差值，表面起伏范围越大证明表面越不平整，表面质量越差。因此在实际使用之前必须引入第二次镀膜以平整电极表面，否则电极表面质量差将无法使用。

对比例2

本对比例参照实施例1的制备方法，唯一不同的是改变了Al和Ti的镀膜顺序，包括沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层Ti和第二电极层Al；所述第二电极层的厚度与所述第二、第一电极层总厚度的比值为71.4％；所述第一电极层的厚度为40nm，所述第二电极层的厚度为100nm。

本对比例改变了Al、Ti的镀膜顺序后，经半导体分析仪检测得到的电极没有形成欧姆接触，本发明在背景技术中已经详述现有技术对于以Ti(及其合金)为第一电极层的SiC/Ti/Al欧姆接触体系，当p型4H-SiC基底为轻掺杂或中等掺杂时，Al的原子百分含量at％小于Al-Ti总量的75％则退火后无法形成欧姆接触，本对比例验证了这一观点。

对比例3

本对比例参照实施例1的制备方法，唯一不同的是改变了Al和Ti的厚度比例，包括沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层Al和第二电极层Ti；所述第一电极层的厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为35％；所述第一电极层的厚度为70nm，所述第二电极层的厚度为130nm。

本对比例得到的电极，经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，其比接触电阻率为3.61×10^-2Ω·cm²，比标准工艺的比接触电阻率(参见对比例1)高3倍之多，比图1理想的关系变化曲线高1个数量级之多，无法用于实际器件的应用。

对比例4

本对比例参照实施例1的制备方法，唯一不同的是改变了第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值，包括沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层Al和第二电极层Ti；所述第一电极层的厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为90.9％；所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为10nm。

本对比例经半导体分析仪检测形成了欧姆接触，得到的电极的比接触电阻率为7.52×10^-3Ω·cm²，但表面均方根粗糙度(Rq)高达43.6nm，远高于现有技术近年来的改进工艺的30nm以下的要求，故无法用于实际器件的应用。

对比例5

本对比例参照实施例1的制备方法，唯一不同的是改变了热退火温度为900℃，包括沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层Al和第二电极层Ti；所述第一电极层的厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为71.4％；所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为40nm。

本对比例经半导体分析仪检测没有形成欧姆接触，因为热退火温度过低，不足以促使界面化学反应的发生。

对比例6

本对比例参照对比例1的传统标准工艺，唯一不同的是将标准工艺要求的120s退火时间缩短为40s。

本对比例经半导体分析仪检测没有形成欧姆接触，由于本对比例的退火时间太短，无法在退火过程中形成足够的界面反应产物，因此得到的电极没有形成欧姆接触。表明现有的标准工艺无法在低至40s的退火时间下形成欧姆接触。

对比例7

本对比例参照实施例1的制备方法，唯一不同的是改变了退火的升温速率为40K/s，且没有增加在500～600℃范围内的保温过程，包括沉积于掺杂浓度为5×10¹⁷cm^-3的p型4H-SiC基底上的第一电极层Al和第二电极层Ti；所述第一电极层的厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为71.4％；所述第一电极层的厚度为100nm，所述第二电极层的厚度为40nm。

本对比例经半导体分析仪检测没有形成欧姆接触，由于升温速率过快，且没有增加保温过程，导致升温过程中电极的合金化程度不够高，妨碍了退火过程中的界面反应，因此得到的电极没有形成欧姆接触。

综合以上实施例和对比例可知，本发明创新性地采用了p型4H-SiC/Al/Ti的电极结构，包括依次沉积于p型4H-SiC基底上的第一电极层和第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％(±0.5％)～72％(±0.5％)，通过特定的基底、特定的以Al为第一电极层和Ti为第二电极层的沉积顺序以及第一电极层Al特定的厚度比值的多特征整体协同作用，以上特征缺一不可，克服了现有研究认为的Al不可以作为p型4H-SiC欧姆电极内层的偏见，以及将Al作为p型4H-SiC欧姆电极的内层会导致欧姆电极性能下降的偏见，所提供的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极适用于任何掺杂浓度的p型4H-SiC，不仅可以获得与现有工艺相当的比接触电阻率，还可以显著提高欧姆接触电极表面质量，具有极大的创新性。本发明的欧姆接触电极在制备工艺中退火时间短、表面粗糙度低，退火后不需要平整化镀膜或覆盖额外的惰性金属层，克服了现有技术必须在第二电极层上额外镀膜或覆盖惰性金属来降低表面粗糙度、提高电极表面质量的技术偏见；本发明所述p型4H-SiC的欧姆电极退火时间最短可低至40s就可以形成良好的欧姆接触，且表面平整度极佳。由于轻掺杂、中等掺杂p型4H-SiC欧姆接触的形成比较困难，想要在不影响比接触电阻率的前提下，在短时间退火后就实现高表面质量的欧姆接触就更加困难。对于所选择的欧姆接触金属体系、不同金属组分的镀膜顺序、相对厚度比例，以及退火工艺的升温速率、退火时间、退火温度都要求精细严格的把控。特定的退火温度范围和退火时间在保证化学反应充分进行的同时尽可能降低了热成本；适中的升温速率(10-20K/s)和高升温速率下(大于20K/s)的短暂保温过程使得电极在发生熔融前有较好的合金化，有助于熔融过程的一致性和化学反应的快速进行。通过第一电极层和第二电极层金属材料、电极层顺序、电极层厚度比例、退火工艺条件的整体协同作用，经实施例和对比例数据可知，以上特征缺一不可，才能保证所取得的欧姆接触电极在适用于所有掺杂浓度的p型4H-SiC的同时，可以在较短的退火时间内实现相对低的比接触电阻率和高的表面质量。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，包括依次沉积于p型4H-SiC基底上的第一电极层和第二电极层，所述第一电极层材料为金属Al，所述第二电极层材料为金属Ti，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％±0.5％～72％±0.5％，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度≤20nm。

2.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第一电极层的厚度为70nm以上。

3.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第二电极层的厚度为30nm以上。

4.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第一电极层的厚度为150nm以下。

5.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第二电极层的厚度为200nm以下。

6.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为60％～72％。

7.根据权利要求1所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极还包括沉积于所述第二电极层之上的第三电极层，所述第三电极层的材料选自电阻率低于Ti，且其与Al/Ti形成的合金相在400℃大气环境下可以耐受氧化的材料。

8.根据权利要求7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第三电极层的材料选自金属Ni、Au、W或Mo中的任意一种或多种。

9.根据权利要求1或7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述SiC/Al/Ti欧姆接触电极的表面均方根粗糙度为2-20nm。

10.根据权利要求1或7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第一电极层的厚度为70～120nm。

11.根据权利要求10所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第一电极层的厚度为80～100nm。

12.根据权利要求1或7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第二电极层的厚度为30～160nm。

13.根据权利要求12所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第二电极层的厚度为40～60nm。

14.根据权利要求7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第三电极层的厚度为20nm以上。

15.根据权利要求14所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述第三电极层的厚度为30～160nm。

16.根据权利要求1或7所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述p型4H-SiC基底为轻掺杂、中等掺杂或重掺杂的p型4H-SiC。

17.根据权利要求16所述的SiC/Al/Ti欧姆接触电极，其特征在于，所述p型4H-SiC基底为轻掺杂、中等掺杂的p型4H-SiC。

18.权利要求1-17任一项所述的欧姆接触电极的制备方法，其特征在于，包含以下步骤：

1)制备金属电极：金属电极采用金属Al为第一电极层，金属为第二电极层，所述第一电极层厚度与所述第一、第二电极层总厚度的比值为38％±0.5％～72％±0.5％；

2)金属电极热激活：利用快速热退火对步骤1)中的金属电极进行热激活，制得所述p型4H-SiC/Al/Ti欧姆接触电极；其中，所述快速热退火工艺为：退火气氛采用惰性气体，退火温度范围为≥950℃，退火时间为≥40s，退火的升温速率为10～20K/s；所述退火的升温速率超过20K/s时，包含在温度为500～600℃的短暂保温过程。

19.根据权利要求18所述的制备方法，其特征在于，所述惰性气体选自氮气、氩气的至少一种。

20.根据权利要求18所述的制备方法，其特征在于，退火温度范围为950～1050℃。

21.根据权利要求20所述的制备方法，其特征在于，所述退火温度为1000℃。

22.根据权利要求18所述的制备方法，其特征在于，所述退火时间＜120s。

23.根据权利要求22所述的制备方法，其特征在于，所述退火时间≤100s。

24.根据权利要求23所述的制备方法，其特征在于，所述退火时间≤90s。

25.根据权利要求24所述的制备方法，其特征在于，所述退火时间为40～80s。

26.根据权利要求25所述的制备方法，其特征在于，所述退火时间为60s。

27.根据权利要求26所述的制备方法，其特征在于，所述退火过程的升温速率为15K/s。

28.根据权利要求18所述的制备方法，其特征在于，在权利要求18所述的制备方法步骤1)之后，还包括制备第三电极层的步骤，具体步骤为：将反应腔室抽至高真空后，持续通入惰性气体作为环境气体并保持腔室气压，在p型4H-SiC基底表面依次沉积所述第一电极层和所述第二电极层后，紧接着继续沉积第三电极层；所述反应腔室压强不高于5×10^-6mbar，所述惰性气体流量为35～40sccm，通入惰性气体后腔室的稳定气压范围为4～6×10^-3mbar。

29.根据权利要求28所述的制备方法，其特征在于，所述第三电极层的厚度为20nm以上。

30.根据权利要求29所述的制备方法，其特征在于，所述第三电极层的厚度为30～160nm。

31.根据权利要求18或28所述的制备方法，其特征在于，所述制备金属电极采用掩模法或光刻法；所述掩模法或光刻法的具体步骤为：

步骤A：对p型4H-SiC基底表面进行清洗后干燥；

步骤C：移除所述掩膜制得所需形状的金属电极。

32.根据权利要求31所述的制备方法，其特征在于，步骤A中，所述清洗的方法为采用标准RCA清洗法。

33.根据权利要求31所述的制备方法，其特征在于，步骤A中，所述干燥的方法为采用氮气吹扫所述p型4H-SiC基底的表面。

34.根据权利要求31所述的制备方法，其特征在于，步骤B的具体方法为：将反应腔室抽至高真空后，持续通入惰性气体作为环境气体并保持腔室气压，在覆盖有所述掩模的所述p型4H-SiC基底表面依次沉积所述第一电极层和所述第二电极层；所述反应腔室压强不高于5×10^-6mbar，所述惰性气体流量为35～40sccm，通入惰性气体后腔室的稳定气压范围为4～6×10^-3mbar。

35.一种半导体器件，其特征在于，所述半导体器件结构中包含一个或多个所述权利要求1-17任一项所述的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极或根据权利要求18-34任一项所述的制备方法制得的p型4H-SiC的SiC/Al/Ti欧姆接触电极。

36.根据权利要求35所述的半导体器件，其特征在于，所述半导体器件包括二极管、场效应晶体管、MOS控制晶闸管、电子注入增强栅晶体管、超大功率晶闸管或绝缘栅双极型晶体管。