李 冰 冰， 张 贺 秋， 刘 旭 阳， 刘 俊， 薛 东 阳， 梁 红 伟， 夏 晓 川

( 大连理工大学 微电子学院, 辽宁 大连 116024 )

0 引 言

AlGaN/GaN高电子迁移率晶体管(high electron mobility transistor，HEMT)具有大的直接带隙能、高击穿电压和高饱和电流、耐高温等优点，在高功率、高频电子中具有广阔的应用前景[1-3]．自Khan等提出AlGaN/GaN HEMT以来[4]，半导体界面处高的欧姆电阻对器件性能和可靠性的影响问题一直受到研究者的广泛关注，也是当今研究的热点问题之一．低的欧姆接触电阻对改善AlGaN/GaN HEMT器件的电学特性极为重要，对欧姆接触的要求为有更低的欧姆接触电阻、接触电阻的高稳定性、表面光滑度和边缘清晰度好、耐腐蚀、耐辐射损伤、低的残余应力、导热导电性能好等．在进行欧姆接触的研究中，因为不可能同时满足所有的需求，最好的策略是尽可能地满足更多的要求．改善AlGaN/GaN HEMT器件电极性能的方法主要通过实验条件的优化来获得更好的欧姆接触，达到更小的接触电阻率．2000年Kwak等[5]在通过对表面形态的改变来降低电阻欧姆接触的研究中，主要改变了Ti的量以改变Ti与Al比来分析不同退火温度下的欧姆接触率，Ti与Al比为15∶23(75 nm∶115 nm)时800 ℃退火温度下接触电阻率较小，且有较好的表面形貌，其研究中显示，在相同的Al厚度(115 nm)下，较厚的Ti层在较高的退火温度下能够获得低接触电阻率的欧姆接触，并且具有较光滑的表面形貌．2012年周勋等[6]采用高Al组分n-AlGaN Ti/Al/Ti/Au欧姆接触的研究中，Al厚度为150 nm，Ti最佳厚度是40 nm，达到较小的欧姆接触电阻率5.67×10-5Ω·cm2．高Al组分的欧姆接触受限的原因之一是深能级缺陷随Al组分递增，使Si离化能增加，迁移率降低．2016年于宁等研究了多层Ti与Al结构电极对GaN/AlGaN HEMT欧姆接触特性及表面形态的影响，研究结果表明Ti与Al层数的增加有利于降低欧姆接触电阻，提高电极表面的光滑度[7]．2016年，Constant等研究了Ti与Al比例对AlGaN/GaN异质结欧姆接触的影响，结果表明Ti比例大，需要在更高的温度下(大于800 ℃)退火获得低电阻欧姆接触；Al比例大在较低温度下(550 ℃左右)可获得优良的欧姆接触[8]．2017年王现彬等[9]选择Ti与Al比为1∶6(20 nm∶120 nm)的Ti/Al/Ni/Au作为N极性面GaN的欧姆接触金属，研究表明退火温度860 ℃ 时出现比接触电阻率为1.7×10-5Ω·cm2的较好欧姆接触．2018年Song等[10]研究了AlGaN/GaN HEMT欧姆接触的影响因素和温度可靠性，采用4层金属Ti/Al/Ni/Au作为欧姆接触电极，通过改变Al的量来改变Ti与Al比实现欧姆接触．Ti与Al比为2∶13(20 nm∶130 nm)在840 ℃呈现较小的欧姆接触电阻．降低欧姆接触电阻的研究一直是制备器件的研究关键点，AlGaN/GaN HEMT欧姆接触的制备目前以采用Ti/Al/Ni/Au、Ti/Al/Pt/Au、Ti/Al/Mo/Au等多层金属体系形成的欧姆接触电极为主[11]，可以看出Ti与Al两层金属是制备AlGaN/GaN HEMT欧姆接触电极的关键金属层．

本文在AlGaN/GaN HEMT芯片上分别制备3种Ti与Al比(1∶2、1∶5、1∶8)金属结构作为电极，对3种结构进行相同退火时间30 s、不同退火温度(400、500、600、700、800 ℃)的N2氛围下退火处理．对金属退火后的电学特性、表面形貌和结构特性进行表征，分析Ti与Al比和退火温度对欧姆接触特性的影响．

1 实验部分

本实验采用的是蓝宝石衬底的AlGaN/GaN外延片，外延结构从下到上为3.6 μm厚的GaN缓冲层、200 nm厚的GaN沟道层，2 nm厚的AlN插入层、20 nm厚的AlGaN势垒层、2.5 nm厚的GaN帽层，如图1所示．对HEMT外延片进行霍尔测试，二维电子气浓度是1.4×1013cm-2，方块电阻Rsh是300/□．

图1 AlGaN/GaN HEMT结构示意图

进行Ti/Al电极制备前，采用丙酮溶液、乙醇、去离子水依次对AlGaN/GaN HEMT表面进行超声清洗处理，用SPM溶液(浓H2SO4与H2O2体积比为3∶1)、稀HCl溶液浸泡后依然用去离子水超声清洗，有文献[12]报道这样的处理可以除去表面氧化层来获得低的接触电阻率．本文采用的电极结构是圆形，直径为1.2 mm，电极间边缘距离为1.0 mm．采用热蒸发法生长Ti/Al电极，蒸发金属的过程中真空度为9×10-4Pa左右．制备了3种Ti与Al比例的电极结构，分别是Ti与Al比为1∶2(20 nm/40 nm)、1∶5(20 nm/100 nm)和1∶8(20 nm/160 nm)，每种比例的样品有6个，分别为室温未退火和在400、500、600、700、800 ℃ N2氛围下退火，退火时间为30 s．用2611A SYSTEM SourceMeter源表测量电极间的电流-电压(I-U)特性；利用XRD-6100X射线衍射仪表征电极退火前后的结构；利用OLYMPUS BX51M金相显微镜对金属电极的表面形貌进行观察．

2 结果与分析

通过金相显微镜观察退火后的金属电极表面，退火温度低于600 ℃的样品，3种比例的金属电极表面变化不明显．图2(b)表明在600 ℃的N2氛围下退火后，Ti与Al比为1∶2、1∶5、1∶8的3种样品表面出现了颜色微暗的点，与未退火的图2(a)的3种比例样品对比，这些暗点的出现使表面变得粗糙．在700 ℃退火后，3种样品开始出现更多并且颜色更深的点，使表面更加粗糙，如图2(c)所示．700 ℃的退火温度超过了铝的熔点(～660 ℃)，熔融铝的突起会导致表面粗糙[13]，与600 ℃的器件相比表面形貌粗糙较为明显，这正是600 ℃以下退火表面变化不明显的原因．800 ℃ 退火后的表面形貌如图2(d)所示．Ti与Al比为1∶5的表面比Ti与Al比为1∶2和1∶8 的表面的点尺寸更大，颜色更深，密度更大，其粗糙度更大．

用源表2611A SYSTEM SourceMeter测量样品从室温到800 ℃退火后的I-U特性，如图3所示．可以看出，图3(a)、(b)的1∶2和1∶5两种比例样品都在800 ℃呈现较好的线性，具有较好的欧姆接触特性，而在非800 ℃下退火后，I-U特性都呈非线性特性．而Ti与Al比为1∶8的样品并未出现欧姆接触，但在800 ℃出现改善．

图2 表面形貌

对800 ℃下退火的Ti与Al比为1∶2和1∶5 样品的-1 V～1 V内的I-U曲线进行线性拟合，获得这个范围内的电阻值，分别是684.9 Ω和349.6 Ω．可以看出Ti与Al比为1∶5的样品在800 ℃退火温度下获得较好的欧姆接触．

图4为Ti与Al比为1∶5样品XRD测试结果，图中显示了未退火，400、500、600、700、800 ℃退火后X射线衍射图谱．在XRD测试中，使用了Al样品托，在测试中不可避免地会出现Al的背景衍射峰．在图4中也给出了Al样品托的XRD衍射图谱，从图中可以看出对应37.64°、43.92°、64.22°、77.33°的衍射峰为Al样品托的衍射峰．本文中使用的AlGaN/GaN外延片中的GaN的衍射峰峰位为34.56°和72.95°．在未退火样品上检测到41.76°、52.86°的峰位为Ti7O13(031)和Ga2Ti2O7(325)，O元素的存在有两种可能，一种是GaN表面自然氧化所引入的，另一种是在金属沉积过程中引入的．在500 ℃退火后，Ga2Ti2O7峰位消失，高于500 ℃退火后，Ti7O13峰位也消失．从文献可知，随着退火温度升高，Al和Ti之间发生扩散及合金反应，也会向GaN扩散[14]，致使金属层中发生的金属合金相形成[15]，且表面变粗糙[14]．

(a) 1∶2

(b) 1∶5

(c) 1∶8

图3 退火前后的I-U特性曲线

Fig.3I-Ucharacteristics curves before and after annealing

图4 Ti与Al比为1∶5样品在400～800 ℃退火后的XRD图谱

Fig.4 XRD pattern of a Ti and Al ratio of 1∶5 sample after annealing at 400-800 ℃

3 结 语

采用热蒸发法在AlGaN/GaN外延片上蒸镀Ti与Al比例分别为1∶2、1∶5、1∶8的两层金属，分析了不同退火温度对AlGaN/GaN HEMT结构欧姆接触的影响，对比了3组样品室温及400、500、600、700、800 ℃不同温度下N2氛围下退火的I-U特性和表面形貌，以及不同温度下XRD图谱．在800 ℃温度下退火，Ti与Al比为1∶5的AlGaN/GaN HEMT相对于Ti与Al比为1∶2的AlGaN/GaN HEMT有更好的欧姆特性．Ti与Al比为1∶8的AlGaN/GaN HEMT未出现欧姆接触特性．