CN102365745A - 反向扩散抑制结构 - Google Patents

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Abstract

一种增强型GaN晶体管，该晶体管包括基底、过渡层、包括III氮化物材料的缓冲层、包括III氮化物材料的阻挡层、漏极和源极触点、包含受体型掺杂剂元素的门极，以及位于门极和缓冲层之间的包括III氮化物材料的扩散阻挡。

Description

反向扩散抑制结构
技术领域
本发明涉及增强型氮化镓(GaN)晶体管的领域。尤其，本发明涉及一种具有扩散阻挡的增强型GaN晶体管。
背景技术
对于功率半导体器件，氮化镓(GaN)半导体器件的需求日益增加，这是由于它们能够承载大电流和支持高电压的能力。这些器件的发展通常旨在进行高功率/高频应用。为这些类型应用而制造的器件基于展示高电子迁移率的通用器件结构，并且这些器件被称为异质结场效应晶体管(HFET)、高电子迁移率晶体管(HEMT)或者调制掺杂场效应晶体管(MODFET)等各种名称。这些类型的器件通常可以经受高电压，例如100伏特，同时在高频下运行，例如100kHz-10GHz。
GaN HEMT器件包括具有至少两个氮化物层的氮化物半导体。形成在该半导体或缓冲层上的不同材料使得这些层具有不同的带隙。相邻氮化物层中的不同材料还引起极化，这有助于在两层接合处附近，尤其在具有较窄带隙的层中形成导电二维电子气(2DEG)区。
引起极化的这些氮化物层通常包括临近GaN层的AlGaN阻挡层，以包括2DEG，其允许电荷流经器件。该阻挡层可以是掺杂或无掺杂的。由于在零栅偏压下门极下方存在2DEG区，所以大部分氮化物器件是常开型或者耗尽型器件。如果在施加零栅偏压时在门极下方2DEG区被耗尽，即被移除，则该器件可以是增强型器件。增强型器件是常关型，并且由于它们提供的附加安全性以及它们更易于使用简单低成本的驱动电路进行控制，因而是符合需要的。为了传导电流，增强型器件需要在门极施加正偏压。
图1示出不具有扩散阻挡的传统增强型GaN晶体管器件100。器件100包括可以由硅(Si)、碳化硅(SiC)、蓝宝石或其他材料形成的基底101，通常由AlN和AlGaN形成的厚度为约0.1至约1.0μm的过渡层102，通常由GaN形成的厚度为约0.5至约10μm的缓冲材料103，通常由AlGaN形成的厚度从约0.005至约0.03μm的阻挡材料104，其中Al和Ga比例为约0.1至约0.5，p型AlGaN 105，高度掺杂的p型GaN 106，绝缘区107，钝化区108，用于源极和漏极、通常由具有诸如Ni和Au的封盖金属的Ti和Al形成的欧姆触点金属109和110，以及通常由位于p型GaN门极上的镍(Ni)和金(Au)金属触点形成的门金属111。
图1中所示的常规增强型GaN晶体管具有多个缺点。在未掺杂的GaN103或AlGaN 104上生长p型AlGaN 105(例如，在图1中)期间，Mg原子将反向向下扩散通过晶体进入器件的有源区，导致层104和103的非故意掺杂。这些Mg原子作用为获取电子的受体，并且变得负充电。负充电的Mg排斥来自2维电子气的电子。这导致了门极下的更高阈值电压，以及门极和欧姆接触之间的区域中更低的导电性。此外，这些Mg原子的充电和放电可以导致器件的阈值和导电性的时间依赖性改变。常规GaN晶体管的第二缺点是，当通过向门极触点施加正电压而导通晶体管时的高门极泄漏。在层106(例如，在图1中)生长期间，Mg原子扩散至生长表面。当终止生长时，在表面上存在一高度掺杂的层。当向门极触点施加正偏压时，由于该层顶部的高度掺杂，产生大电流。
发明内容
因而需要提供一种具有扩散抑制结构的GaN晶体管，其避免了现有技术的前述缺点。
附图说明
图1示出了常规增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图2示出了根据本发明第一实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图3是比较常规GaN晶体管和图2的器件中铝含量的示意图。
图4示出了根据本发明第二实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图5是比较常规GaN晶体管和图4的器件中铝含量的示意图。
图6示出了根据本发明第三实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图7是比较传统GaN晶体管和图6的器件中铝含量的示意图。
图8示出了根据本发明第四实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图9是比较传统GaN晶体管和图8的器件中镁含量的示意图。
图10示出了根据本发明第五实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图11是比较常规GaN晶体管和图10的器件中镁含量的示意图。
图12示出了根据本发明第六实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图13是比较常规GaN晶体管和图12的器件中镁含量的示意图。
图14示出了根据本发明第七实施例形成的增强型GaN晶体管器件的横截面视图。
图15A-15D示出了形成根据本发明实施例的增强型GaN晶体管器件的方法。
具体实施方式
在下列详述中，参考特定实施例，充分详细地描述这些实施例，以使得本领域技术人员能够实施这些实施例。应当理解的是，可以采用其他实施例，并且可以进行各种结构、逻辑和电气改变。
本文所述的本发明的实施例涉及一种具有扩散阻挡的增强型GaN晶体管，其防止Mg原子通过晶体扩散进入器件的有源区。这些实施例基于添加扩散阻挡层和/或递变掺杂分布(profile)，以减少或消除掺杂原子(例如Mg)的扩散。在本发明的一个实施例中，将薄的AlN或者高Al含量的AlGaN层沉积在主沟道层上，以阻止Mg反向扩散进入该区域。在本发明另一实施例中，将薄的AlN或者高Al含量的AlGaN层沉积在该阻挡层之中或之上。在另一实施例中，通过在p型GaN层和阻挡层之间增加未掺杂区，控制Mg掺杂分布以减少扩散进入或通过阻挡层的Mg的量。在又一实施例中，使用在门极触点附近的掺杂改性，以有助于欧姆或肖特基接触形成。
参考图2，现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第一实施例。图2示出了器件200的横截面视图。器件200包括由Si、SiC、蓝宝石或其他材料构成的基底21、厚度在约0.1至约1.0μm之间的通常由AlN和AlGaN构成的过渡层22、厚度在约0.5至约10μm之间的通常由GaN构成的缓冲层23、厚度在约0.01至约0.3μm之间的通常由GaN或InGaN构成的沟道层20、厚度在约0.005至约0.03μm之间通常由AlGaN构成的阻挡层27，其中Al组分比例在约0.1至约0.5之间、通常由具有诸如Ta、Ti、TiN、W或WSi2的高熔点金属触点的p型GaN形成的门极结构26。p型GaN和高熔点金属触点的厚度均在约0.01至约1.0μm之间。欧姆触点金属24、25由具有诸如Ni和Au或Ti和TiN的封盖金属的Ti和Al形成。扩散阻挡28通常包括AlGaN，其中Al组分比例在约0.2和约1之间，其厚度在约0.001至约0.003μm之间。Al组分比例是Al的含量，而Al组分比例加上Ga组分比例等于1。缓冲层23、阻挡层27和扩散阻挡28由III族氮化物材料制成。III族氮化物材料可以包括InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
根据上述实施例，形成了具有不同Al含量的双层。图2中的结构接近于沟道层处具有较高Al含量，接近门极层处具有较低的Al含量。图3中示出了常规GaN晶体管和图2的结构中的沟道层和门极层之间的Al含量的比较。在图2中所示的结构中，沟道层上的扩散阻挡层28中Al含量较高，而阻挡层27中Al含量较低。虽然图3示出了具有恒定Al含量的两个不同层，但是还可以采用将层28和27组合成Al含量递变层，从而Al含量从接近沟道层处的高含量至接近门极结构处的低含量递变。这种递变可以以许多方式进行，诸如线性地、多阶次逐步下降、高低Al含量交替而同时逐渐减少平均Al含量、或者高低Al含量交替而同时将高低Al层的厚度从接近沟道处的较厚高Al改变至接近门极处的较薄高Al。高Al含量材料阻挡了Mg的扩散，并且将其限制在沟道层上的区域内。高Al含量层还导致了高电子迁移率。然而，在图2所示的结构中，扩散仍然进行至顶部阻挡层中。
参考图4，现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第二实施例。图4示出了器件300的横截面视图。图4类似于图2，但是不同之处在于扩散阻挡38和阻挡层37的位置与图2中的位置相反，因而紧挨着门极结构36提供扩散阻挡38。各层的尺寸和组成类似于第一实施例。
根据上述实施例，提供了具有不同Al含量的双层，具有与第一实施例相同的优点。图5中示出了常规GaN晶体管和图4的结构中的沟道层和门极层之间的Al含量的比较。在图4中所示的结构中，沟道层上的阻挡层37中Al含量较低，而扩散阻挡层38具有较高的Al含量。高Al含量材料阻止Mg的扩散，并且将其限定在阻挡层上方的区域。然而，在图4所示的结构中，较低Al含量的层不具有第一实施例所具有的较高电子迁移率的优点。
参考图6，现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第三实施例。图6示出了器件400的横截面视图。第三实施例基本上是上述第一和第二实施例的组合，并且包括两个扩散阻挡层48、49，在阻挡层47的任一侧上具有一个扩散阻挡层。各层的尺寸和组成类似于第一和第二实施例。
该实施例具有上述第一和第二实施例两者的优点。图6的结构具有Al含量不同的三层，其中接近门极层具有较高的Al含量，而接近通道沟道层具有较高的Al含量。图7中示出了常规GaN晶体管和图6的结构中的缓冲层和门极层之间的Al含量的比较。在图6中所示的结构中，沟道层上的扩散层49具有高Al含量，而阻挡层47具有较低的Al含量，而另一扩散层48也具有高Al含量。层48的高Al含量材料阻止Mg的扩散，并且将其限定在阻挡层上方的区域。层49的高Al含量材料导致了更高的电子迁移率。
参考图8，现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第四实施例。图8示出了器件500的横截面视图。该实施例类似于上述的第一和第二实施例，不同之处在于包括具有Mg掺杂分布的p型GaN门极，并且不具有扩散阻挡层。该实施例中的门极层57在接近阻挡层54附近具有较低的Mg浓度，而在门极触点58附近具有较高的Mg浓度。对于门极层57中Mg浓度的典型值是，在阻挡层附近为每cm3具有约1016个原子，而在门极触点处增加至每cm3约5×1019个原子。
根据上述实施例，门极层57的Mg掺杂水平在阻挡层54附近较低，而在门极触点58处较高。在图9中示出了与常规GaN晶体管的比较。图8中的结构在接近门极层处具有较高的Mg含量。Mg浓度水平开始可以是零或低水平，例如每cm3具有约1016个原子，而后朝向门极触点增加。Mg浓度通过p型GaN门极层57的形状可以以各种方式改变，图9中示出了其中一些改变方式(例如，Mg浓度线性递变或者在门极触点附近Mg浓度急剧上升)。还包括一些在阻挡上具有不含Mg的分隔层的版本。与该低Mg区域相关的是掺杂偏移厚度。图8的结构具有各种优点。在阻挡层附近处的低Mg浓度减少了进入阻挡层的反向扩散。与掺杂偏移相结合，可以实现阻挡层和缓冲层的非常低的无意掺杂。在门极触点附近的高Mg浓度有助于在门极触点和p型GaN之间形成欧姆接触，其导致了改进的器件导通特性。
参考图10，现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第五实施例。图10示出了器件600的横截面视图。该实施例类似于第四实施例，不同在于p-型GaN门极层67的Mg掺杂分布不同。该实施例中的门极层67在接近阻挡层64和接近门极触点68处具有较低的Mg浓度，而在中部具有增加的浓度。Mg浓度的典型值是在阻挡层附近每cm3具有约1016个原子，而在p-GaN门极的中心处附近增加至每cm3约5×1019个原子，在门极触点附近降低至每cm3约1016个原子。
根据上述实施例，Mg掺杂水平在阻挡层附近较低，而在门极中心附近较高。图11中示出了与常规GaN晶体管的比较。Mg浓度通过p型GaN门极层的形状可以以各种方式改变，图11中示出了其中一些改变方式(例如，尖形Mg浓度或平顶Mg分布)。图10的结构在门极层中心具有较高的Mg含量。阻挡层附近的低Mg含量减少了进入阻挡层的反向扩散。与掺杂偏移相结合，可以实现阻挡层、沟道层和缓冲层的非常低的无意掺杂。门极触点附近的低Mg浓度允许在门极触点和p型GaN之间形成肖特基接触，这改善了器件门极泄漏。
现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第六实施例。图12示出了器件700的横截面视图。该实施例类似于第五实施例，不同在于通过在门极触点附近的门极层77中添加Si，而提供了n型掺杂。Mg浓度的典型值类似于第五实施例。门极触点附近的Si浓度的范围从每cm3具有约1015个原子至约1019个原子。
根据上述实施例，Mg掺杂水平在阻挡层附近较低，而在门极中心附近较高。将Si原子添加至门极触点附近。图13中示出了与常规GaN晶体管的比较。阻挡层附近的低Mg浓度减少了进入阻挡层的反向扩散。与掺杂偏移相结合，可以实现阻挡层、沟道层和缓冲层的非常低的无意掺杂。门极触点附近的低Mg浓度导致了较低的空穴密度。通过添加Si原子，进一步减小了空穴密度。图13的A部分示出了添加Si原子以减小空穴密度。Si原子的密度小于或等于Mg原子密度。该非常低的空穴密度改善了肖特基接触的形成。进一步增加Si含量超过Mg水平，形成了p-n结。图13的B部分示出了添加Si原子远超过门极触点附近的Mg原子的密度。这在门极结构中形成p-n结，并且可以进一步减少门极泄漏。
现在将参考增强型GaN晶体管的形成而描述第七实施例。图14示出了器件800的横截面视图。该实施例类似于第五和第六实施例，不同在于由分隔层的一部分构成的区域89保留在门极区域以外的区域中的阻挡层上。层89厚度的典型值是分隔层厚度的约0％至约80％。
低掺杂或未掺杂层的另一优点是减少了制造损伤，并且改进了制造公差。参考图15A-15D，制造步骤包括：(a)在基底81上沉积AlN和AlGaN过渡层82、GaN缓冲层83、沟道层80、阻挡层84、p-GaN层87和门极触点材料88；(b)蚀刻门极触点和大部分p-GaN层87，留下少量材料89；(c)通过沉积绝缘材料，诸如SiN 90，钝化表面；以及(d)蚀刻开放接触区域，并且沉积欧姆接触材料，以形成源极86和漏极85。在步骤(b)中实现了优点。在蚀刻p-GaN期间，在到达阻挡层之前停止蚀刻。如此进行以避免引起对该敏感材料的损伤，这可以导致沟道层中的高电阻率，并且避免在SiN界面捕获电荷。不使用低掺杂的分隔层，层89包括p-GaN。这导致了层89中的负电荷，其排斥来自沟道层的电子，并且当器件运行时增加了对电流的阻抗。使用未掺杂分隔层允许蚀刻步骤(b)在阻挡层上方终止，因而避免损伤，而不留下对沟道层的阻抗有害的高度掺杂材料。分隔层可以在非常高度的温度(约1000℃至约1100℃)下生长，使用高含量氨在约900℃生长，和/或非常缓慢地生长。
上述描述和附图仅是实现本文所述的特征和优点的特定实施例的解释说明。可以对特定处理条件进行修改和替换。因此，不应认为本发明的实施例受到前述描述和附图的限制。

Claims (19)

1.一种增强型III族氮化物晶体管，包括
基底，
过渡层，
包括III族氮化物材料的缓冲层，
包括III族氮化物材料的阻挡层，
漏极和源极触点，
包含受体型掺杂剂元素的门极，以及
位于门极和缓冲层之间的包括III族氮化物材料的扩散阻挡。
2.根据权利要求1所述的晶体管，其中所述缓冲层包括InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
3.根据权利要求1所述的晶体管，其中所述阻挡层包括具有比缓冲层的带隙更宽的InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
4.根据权利要求1所述的晶体管，其中所述受体型掺杂剂元素选自于包括Mg、C、Ca、Fe、Cr、V、Mn和Be的组。
5.根据权利要求3所述的晶体管，其中所述扩散阻挡包括具有比所述阻挡层更高的Al组分比例的InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
6.根据权利要求5所述的晶体管，其中所述门极是掺杂有受体型元素的InxAlyGa1-x-yN层，其中x+y≤1。
7.根据权利要求6所述的晶体管，其中所述扩散阻挡位于所述阻挡层上和门极下。
8.根据权利要求5所述的晶体管，其中所述扩散阻挡位于所述阻挡层下。
9.根据权利要求5所述的晶体管，其中所述扩散阻挡位于所述阻挡层中部。
10.根据权利要求5所述的晶体管，其中所述扩散阻挡由两层组成，一层位于阻挡层下，而另一层位于阻挡层上。
11.一种增强型III族氮化物晶体管，包括：
基底，
过渡层，
包括III族氮化物材料的缓冲层，
包括III族氮化物材料的阻挡层，
漏极和源极触点，以及
包含受体型掺杂剂元素的门极，其中所述受体型掺杂剂元素在底部区域附近的密度低于中心密度。
12.根据权利要求11所述的晶体管，其中所述缓冲层包括InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
13.根据权利要求11所述的晶体管，其中所述阻挡层包括InxAlyGa1-x-yN，其中x+y≤1。
14.根据权利要求11所述的晶体管，其中所述门极在InxAlyGa1-x-yN阻挡上包含未掺杂或低掺杂的InxAlyGa1-x-yN分隔层，其中x+y≤1。
15.根据权利要求14所述的晶体管，其中门极分隔层仅存在于门极区域中，并且所述门极分隔层不存在于门极区域之外。
16.根据权利要求14所述的晶体管，其中在门极分隔层上和门极区域外侧不存在门极材料。
17.根据权利要求11所述的晶体管，还包括位于门极顶部表面附近的供体型元素。
18.根据权利要求11所述的晶体管，其中所述受体型掺杂剂元素的密度在门极顶部表面附近较高。
19.一种形成增强型III族氮化物晶体管的方法，该方法包括如下步骤：
在基底上沉积过渡层、InxAlyGa1-x-yN缓冲层、沟道层、阻挡层、未掺杂或低掺杂的InxAlyGa1-x-yN分隔层、掺杂有受体型元素的InxAlyGa1-x-yN层以及门极触点材料；
蚀刻门极触点；
蚀刻掺杂有受体的InxAlyGa1-x-yN层；
蚀刻低掺杂的InxAlyGa1-x-yN分隔层的一部分；
通过沉积绝缘材料而钝化表面；以及蚀刻开放接触区域，并且沉积欧姆接触材料以形成源极和漏极。
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