薄 p 型氮化镓欧姆接触的制备

日、美、中多国研究团队提出一种改进工艺：通过沉积超薄镁（Mg）层并进行短时热退火，实现薄 p 型氮化镓（p‑GaN）欧姆接触。

该研究团队由名古屋大学、康奈尔大学、伊利诺伊大学厄巴纳‑香槟分校、麻省理工学院、香港城市大学以及苏州纳米技术与纳米仿生研究所组成，其研究成果如下：

我们研究证实：沉积一层厚度小于 10 nm 的镁薄层，再开展温和短时退火（600 ℃，300 s），可在薄 p‑GaN 内部形成极浅的高受主浓度区域，同时维持样品表面形貌完好。制备得到的接触，零偏比接触电阻率可低至 10⁻⁴ Ω・cm² 量级；样品保留 p 型霍尔输运特性与良好迁移率；在不牺牲反向阻断能力的前提下，实现正向载流子注入性能提升。

在 p‑GaN 上制备欧姆接触存在很大难点：镁受主电离能高达约 200 meV，属于深能级；而且后续等离子体刻蚀容易引入具有补偿施主能级的缺陷。为解决该瓶颈，行业通常采用外延再生长或者离子注入对表面 p‑GaN 进行重掺杂，但会增加工艺复杂度与制造成本。这类工艺还存在结构损伤风险，往往需要额外退火处理，进一步提升热预算。

图 1：非刻蚀薄 p‑GaN/AlGaN 异质结构样品、干法刻蚀薄 p‑GaN 同质结样品的工艺路线。

研究人员针对两种典型器件场景对该技术开展测试（图 1）：p‑GaN 栅极高电子迁移率晶体管（HEMT）、GaN npn 异质结双极晶体管（HBT）。针对 p‑GaN 栅极器件，镁直接沉积在 p‑GaN 表面；针对 HBT 器件，需要刻蚀去除顶层 n 型铝镓氮（AlGaN），才能实现 p‑GaN 基极接触引出。

刻蚀工艺（尤其是干法等离子刻蚀）普遍存在一个问题：刻蚀后表面粗糙，会给后续工艺与器件性能带来负面影响。该团队采用氯基反应离子刻蚀（RIE），去除 n‑AlGaN 层以及 70 nm 厚 p‑GaN 层中的 20 nm 部分。

利用磁控溅射在处理后的样品表面沉积镁。溅射功率 50 W，溅射 90 s 可得到厚度约 8‑9 nm 的镁层；溅射时间延长至 900 s，镁层厚度增加至约 50 nm。镁膜沉积完成后，样品在大气环境下放置数小时再退火，该阶段没有采用覆盖保护层对镁进行防护。厚度 50 nm 的镁层是以往研究中常用方案，用于在厚 p‑GaN 样品表面实现高表面掺杂。退火后清洗采用稀盐酸‑过氧化氢混合溶液，去除表面镁残留与非晶氧化层。

X 射线光电子能谱（XPS）测试表明：相比于 “强退火”，“温和退火” 可将表面价带弯曲降低至 1.3 eV（强退火条件下为 2.2 eV），与仿真结果相吻合。这意味着金属界面附近有效空穴注入势垒降低、耗尽区宽度变窄。

透射电子显微镜（TEM）表征，没有观测到镁偏析、镁插层，也没有出现镁插层氮化镓超晶格（MiGs，MgGaN）。

研究人员指出：

该结果与我们之前厚镁层、高热预算（强退火）条件下的实验现象完全不同；之前的条件经常观测到镁插层与 MiG 结构形成，同时伴随明显镁富集，二次离子质谱（SIMS）测试中镁浓度可达～10²²/cm³。

研究人员在多个工艺节点开展 10 μm×10 μm 与 2 μm×2 μm 原子力显微镜（AFM）扫描（图 2）。10 μm 扫描范围内的均方根粗糙度：原生样品 0.25 nm；刻蚀后样品 1.59 nm；薄镁层温和退火样品 1.56 nm；厚镁层强退火样品 18.22 nm。小范围 2 μm 扫描下对应粗糙度分别为 0.17 nm、1.51 nm、1.47 nm、20.90 nm。厚镁层强退火样品在小尺度下粗糙度大幅抬升，出现菜花状团聚形貌。

图 2：原子力显微镜（AFM）表面形貌图：(a) 原生样品；(b) 刻蚀后样品；退火后 (c) 小于 10 nm 镁层样品；(d) p‑GaN 上 50 nm 镁层样品。

这种剧烈粗糙化会增大等效界面厚度，造成接触区域局部电流拥挤，并且给后续金属沉积带来不均匀性。我们也测试了低温退火的效果，即便 500 ℃退火，表面依旧粗糙。说明厚镁样品表面劣化不能简单归因于高退火温度，镁层本身厚度过大才是造成表面严重退化、接触性能恶化的关键因素。

采用圆形传输线模型（CTLM）测试结构，搭配退火镍 / 金金属叠层评估电学性能。通过改变图形尺寸，提取方块电阻（Rsh）与接触电阻（Rc）。

电压扫描、电流扫描结果均表明，薄镁样品比接触电阻率（ρc）显著更低。干法刻蚀样品零偏条件比接触电阻率低于 2.04×10⁻⁴ Ω・cm²；未刻蚀 p‑GaN 样品在 0.1 mA 下最大比接触电阻率略高，为 2.74×10⁻⁴ Ω・cm²。未刻蚀样品最优值可达 1.26×10⁻⁴ Ω・cm²（2 V）；刻蚀 p‑GaN 样品最低可至 3.54×10⁻⁵ Ω・cm²（0.2 mA）。

研究人员说明：

薄镁‑温和退火样品，电压扫描、电流扫描得到的比接触电阻率数值非常接近，代表接近本征欧姆接触状态，重复性良好。说明金属 /p‑GaN 接触在反向偏置下，电流输运以直接隧穿为主。与之对比，刻蚀后样品、厚镁强退火样品，两组测试结果偏差很大，表现出非线性、局部不均匀、强偏置依赖等特征。

原生样品、厚镁样品的比接触电阻率，至少高出一个数量级；刻蚀后样品甚至高出 8 个数量级。

霍尔测试同样反映不同工艺带来的差异。薄镁退火样品方块电阻（图 3）为 3.30×10⁵ Ω/□；厚镁工艺样品方块电阻达到 1.09×10⁷ Ω/□。研究人员认为厚镁样品性能劣化来自 p‑GaN 层非均匀减薄，“与退火后样品表面严重粗糙、p‑GaN 层空间不均匀现象相吻合”。

图 3：范德堡法测得厚镁、薄镁样品霍尔方块电阻。

研究人员基于不同样品制备准垂直 p‑i‑n 二极管（图 4）；对照组器件采用刻蚀后样品制备。采用反应离子刻蚀（RIE）实现台面隔离；阳极采用烧结镍 / 金（Ni/Au），阴极采用直接沉积铬 / 金（Cr/Au）；刻蚀台面侧壁使用聚酰亚胺钝化。

图 4：(a) 准垂直 p‑i‑n 二极管器件结构；(b) 线性坐标、(c) 半对数坐标正向伏安特性；(d) 提取得到的理想因子；(e) 反向特性曲线。

薄镁退火工艺、厚镁退火工艺的工艺流程顺序必须调整。薄镁层阳极制备可以放在台面隔离之前；厚镁工艺则需要颠倒两步顺序。

团队解释：

差异来源于厚镁退火带来严重表面粗糙，会干扰后续台面刻蚀；而薄镁退火后表面平整，刻蚀可以得到轮廓清晰、侧壁干净的台面。薄镁工艺还有一项工程优势：整面沉积镁，无需镁层光刻与剥离工艺，减少工艺步骤，规避光刻胶污染风险。

薄镁样品二极管开启电压为 3 V，明显低于对照组与厚镁器件。薄镁二极管存在 0.32 V 区间，理想因子接近 1.6，表现接近理想特性。> 代表器件输运接近扩散限制，肖克利‑里德‑霍尔复合被抑制，对应高质量的结区与接触。

薄镁器件与参考器件反向漏电流远低于厚镁二极管，薄镁器件击穿电压超过 800 V。