3. Al-Si接触原理：共晶反应与欧姆接触形成机制
在硅基集成电路制造中，铝（Al）与硅（Si）的直接接触是最早被广泛应用的金属化方案。理解Al-Si接触的物理本质，是掌握后续Ti/TiN阻挡层设计的前提。本节从Al-Si二元相图出发，分析共晶反应、接触形成过程及欧姆接触的载流子输运机制。
3.1 Al-Si二元相图与共晶反应
Al与Si在固态下互溶度极低，但在液态下可完全互溶，形成典型的共晶体系。Al-Si二元相图的关键特征如下：
| 参数 | 数值 | 说明 |
|---|---|---|
| 共晶温度 | 577 °C | Al-Si体系的最低液相温度 |
| 共晶成分 | Si含量 11.3 at% (约 12.2 wt%) | 共晶点处Si在Al中的最大溶解度 |
| Si在Al中的固溶度（室温） | < 0.1 at% | 冷却后Si析出，形成过饱和固溶体 |
| Al在Si中的固溶度 | 极低（~10-3 at%） | Al作为p型掺杂剂，但固溶度有限 |
关键概念：共晶反应是指在固定温度（577 °C）下，液相L（成分为11.3 at% Si）同时析出Al固溶体和Si固溶体的三相平衡反应。该温度远低于Al的熔点（660 °C）和Si的熔点（1414 °C），使得Al-Si接触可以在较低温度下实现液相烧结。
3.2 Al-Si接触的欧姆接触形成机制
Al-Si接触形成欧姆接触的核心机制是重掺杂效应与界面合金反应的协同作用。具体过程可分为以下步骤：
- 初始沉积：通过物理气相沉积（PVD）在Si衬底上沉积纯Al薄膜，形成物理接触。
- 退火加热（> 400 °C）：Al与Si在界面处发生互扩散。Si原子溶解进入Al膜，Al原子扩散进入Si衬底。
- 共晶液相形成（≥ 577 °C）：当界面局部成分达到共晶点（11.3 at% Si）时，形成Al-Si共晶液相，显著加速物质传输。
- 冷却再结晶：降温过程中，液相析出Al固溶体和Si固溶体。Si在Al中的固溶度急剧下降，过饱和的Si在Al膜中析出，形成Si的“蘑菇状”再生长层。
- 欧姆接触建立：Al原子在Si中作为受主杂质（p型掺杂），在界面处形成高浓度p+层，使耗尽层宽度变窄，载流子通过场发射或热场发射机制隧穿势垒，形成低阻欧姆接触。
工艺要点：实际生产中，Al-Si接触退火温度通常控制在 450–500 °C，低于共晶温度，以避免大量液相形成导致的“铝尖刺”（Al spiking）问题。此时接触形成主要依赖固相扩散，而非共晶液相反应。
3.3 欧姆接触的载流子输运机制
Al-Si接触的电流-电压（I-V）特性呈线性，其物理本质是载流子通过金属-半导体界面势垒的量子隧穿。根据掺杂浓度不同，存在三种输运机制：
| 机制 | 掺杂浓度 (cm-3) | 势垒宽度 | 温度依赖性 | 典型应用 |
|---|---|---|---|---|
| 热电子发射 (TE) | < 1017 | 宽 | 强（指数依赖） | 肖特基二极管 |
| 热场发射 (TFE) | 1017 – 1019 | 中等 | 中等 | 中等掺杂欧姆接触 |
| 场发射 (FE) | > 1019 | 极窄 | 弱（几乎无关） | Al-Si欧姆接触 |
工程警示：Al-Si接触的比接触电阻率（ρc）强烈依赖于界面掺杂浓度。对于n+ Si（~1020 cm-3），ρc可低至 10-6 Ω·cm2；但对于p+ Si，由于空穴有效质量较大，相同掺杂下ρc约高一个数量级。因此，Al-Si接触更适用于p型Si的欧姆接触。
3.4 Al-Si接触的局限性与改进方向
尽管Al-Si接触工艺成熟，但在深亚微米及以下节点面临严重挑战：
- 铝尖刺（Al spiking）：退火时Si大量溶解进入Al膜，导致界面处形成深坑，可能穿透浅结，造成漏电或短路。
- 电迁移失效：Al在电流应力下易发生质量输运，导致空洞和晶须，可靠性下降。
- 接触电阻随尺寸缩小而增大：当接触孔尺寸进入纳米尺度，Al的台阶覆盖能力不足，界面缺陷密度增加。
为解决上述问题，业界发展出Ti/TiN阻挡层/粘附层方案，即下一节的核心内容。Ti层与Si反应形成TiSi2（硅化物），提供低阻欧姆接触；TiN层作为扩散阻挡层，阻止Al与Si的直接反应，同时改善粘附性。
3.5 本节小结
| 知识点 | 核心内容 |
|---|---|
| Al-Si共晶反应 | 577 °C，11.3 at% Si，液相烧结加速界面反应 |
| 欧姆接触机制 | Al作为受主掺杂形成p⁺层，场发射隧穿主导 |
| 比接触电阻率 | n⁺ Si: ~10⁻⁶ Ω·cm²；p⁺ Si: 高约10倍 |
| 主要失效模式 | 铝尖刺、电迁移、接触电阻随尺寸增大 |
| 改进方向 | 引入Ti/TiN阻挡层，形成硅化物接触 |