Name: 等离子体辅助分子束外延法制备的锌极性 BeMgZnO/氧化锌异质结构肖特基二极管的制备 (视频) | JoVE Journal
Uploaded: 2018-10-23T13:00:00.000+00:00
Duration: 14 min 16 s
Description: 学习利用等离子体辅助分子束外延法制备锌极性BeMgZnO/ZnO异质结构肖特基二极管，实现高频高功率场效应晶体管的高效栅极调制。该方法为先进电子器件开发提供重要途径。

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本工作由美国空军科学研究办公室（AFOSR）资助，项目编号 FA9550-12-1-0094。

1. 用于分子束外延生长的氮化镓模板的制备与生长
<ol>
	<li>采用金属有机化学气相沉积法生长半绝缘性氮化镓模板
	<ol>
		<li>确保将负载锁室与反应室隔开的截止阀已关闭。用 N2 至大气压。打开负载锁以取出基片支架。</li>
		<li>将2英寸蓝宝石衬底装载到样品托上，然后将样品托放回负荷锁中。将负荷锁抽真空至压力达到2.5×10-2 由机械干泵抽至托（Torr）。</li>
		<li>用N放空负载锁2 使其压力与反应室压力相等（15 托）。</li>
		<li>打开负载锁隔离闸阀，将样品杆装入反应室内的样品杆组件中。启动旋转电机，将基底-样品杆的旋转速度设置为100 rpm。然后关闭闸阀。</li>
		<li>确保冷却水处于流动状态，H的两个2 和 NH3 供气充足，质量流量控制器（MFC）和压力控制器（PC）读数与设定值一致，且基底托盘正在旋转。</li>
		<li>将系统气体从 N2 至 H2开启 原位 光学反射率监测仪</li>
		<li>通过启动配方文件开始生长，该文件预先设定了所有生长参数，包括衬底温度的升温和降温、气体流量、反应室压力以及阀门的切换。</li>
		<li>将反应室压力在3分钟内升至30 Torr，同时将衬底温度升至1055 °C，在H₂气氛中保持3分钟以去除衬底表面残留的污染物。2 环境</li>
		<li>将衬底温度降低至 941 °C，用于低温（LT）AlN 缓冲层的成核与生长。</li>
		<li>稳定三甲基铝（TMAl）的流量至12&#160;标准立方厘米每分钟（sccm）和氨（NH₃）3) 流量为 7 sccm，基底温度保持 3 分钟。</li>
		<li>通过将TMAl从放空管线切换至运行管线，启动LT-AlN层的生长。</li>
		<li>使用自制的反射率测量系统控制低温氮化铝（LT-AlN）层的厚度，该系统包括637 nm激光二极管、p-i-n硅光电探测器和基于Labview的软件。通过反射率振荡周期确定生长速率19,20在选定的样品中，使用横截面扫描电子显微镜和透射电子显微镜图像来确认准确性 原位 监测</li>
		<li>保持生长6分钟，使厚度达到约20 nm，然后在3分钟内将衬底温度升至1100 °C，生长过程中不中断，并继续生长AlN层至厚度为300 nm，通过振荡信号的变化实时监测生长过程 原位 光学反射率</li>
		<li>将TMAl从运行切换至排气，再切换至闲置管路，以停止氮化铝（AlN）生长。将三甲基镓（TMGa）的流量稳定在15.5&#160;sccm，逐步增加 NH3 将气流调至7000 sccm，并稳定1分钟。在1分钟内将反应室压力升至76 Torr。在1分钟内将衬底温度升至1107 °C。</li>
		<li>以厚度约400 nm的GaN再生层进行成核与生长，同时监测反射率的变化。初始阶段，当GaN岛在AlN表面成核时，反射率显著下降；随后，当这些岛状结构合并形成原子级平整表面时，反射率强度恢复至原始水平。</li>
		<li>在2分钟内将衬底升温至1124 °C。生长厚度约为2.5 μm的高温半绝缘GaN层。通过将TMGa从运行切换至放空，再切换至闲置管路，停止生长。</li>
		<li>在40分钟内将底物冷却至室温。</li>
		<li>在1.5分钟内将反应室压力降至15 Torr。</li>
		<li>按照步骤1.1.1-1.1.4的相反顺序将底物从反应器中卸下。</li>
	</ol>
	</li>
	<li>氮化镓模板制备及装入分子束外延反应室
	<ol>
		<li>使用金刚石刻划笔将2英寸的GaN模板切割成6个相等的扇形片。</li>
		<li>在通风橱中通过将硝酸（HNO₃）加入盐酸（HCl）来配制王水溶液3，68.0-70.0 w/w%，50 mL）缓慢加入盐酸（HCl，36.5-38.0 w/w%，150 mL）中，置于石英烧杯内。</li>
		<li>将王水烧杯置于温度为220 °C的加热板上。</li>
		<li>出现橙红色和气泡后，将一片扇形的GaN模板浸入溶液中，煮沸10分钟。</li>
		<li>用去离子水冲洗GaN模板3分钟。</li>
		<li>将GaN模板浸泡在HCl（36.5-38.0 w/w%）中：H2O溶液（1:1）处理3分钟以去除Ga氧化物。</li>
		<li>用去离子水冲洗GaN模板5分钟。</li>
		<li>用 N₂ 吹干模板2 气体</li>
		<li>将清洗后的GaN模板置于钼托上，并立即装入MBE负荷锁室。</li>
		<li>启动机械干泵对负载锁进行抽真空。</li>
	</ol>
	</li>
</ol>
2. BeMgZnO/ZnO 异质结构的分子束外延生长
<ol>
	<li>束源炉的准备
	<ol>
		<li>对进样室抽气1小时后，开始准备Zn、Mg、Be束源炉。将双温区Zn炉的上区温度以17 °C/min的升温速率升至525 °C，等待5分钟后，再以5 °C/min的降温速率降至515 °C。将Mg炉温度以15 °C/min的升温速率升至570 °C，达到设定温度后等待10分钟，然后将Mg炉温度降至300 °C。将Be炉温度以10 °C/min的升温速率升至900 °C，达到设定温度后等待3分钟，然后将Be炉温度降至650 °C。</li>
		<li>30分钟后，将双温区Zn炉的下区温度以10 °C/min的升温速率升至360 °C。</li>
		<li>对进样室抽气2小时，使其压力降至约5×10-7 Torr，开启反射高能电子衍射（RHEED）系统，并将GaN模板载入分子束外延（MBE）腔室。</li>
		<li>通过旋转样品台调节GaN模板的角度，沿[1-100]方位方向监测RHEED图样的演变。</li>
		<li>将双温区Zn炉的下区温度以10 °C/min的升温速率升至355 °C。</li>
	</ol>
	</li>
	<li>ZnO在GaN上的极性控制及低温ZnO缓冲层的生长
	<ol>
		<li>以13.6 °C/min的升温速率将衬底温度升至615 °C，对衬底表面残留污染物进行15分钟的脱附处理。</li>
		<li>以13.6 °C/min的降温速率将衬底温度从615 °C降至280 °C，用于低温ZnO（LT-ZnO）的生长。当温度降至550 °C时，打开Zn炉快门，使Zn通量照射GaN模板表面。开启O2等离子体电源，将功率设为100 W，并确认O2气体管路处于关闭状态。</li>
		<li>当温度降至280 °C时，将O2等离子体功率设为400 W，O2流量设为0.3 sccm以点燃等离子体，随后将O2流量降至0.25 sccm。</li>
		<li>等待1分钟后，打开O2快门，开始低温ZnO缓冲层的生长。</li>
		<li>每5分钟记录一次RHEED图样。生长约15分钟后，缓冲层厚度约为20 nm，当RHEED图样由条纹状（二维模式）转变为椭圆斑点状（三维模式）时，关闭Zn和O2快门以终止生长。</li>
		<li>将O2流量设为0.4 sccm，并以13.6 °C/min的升温速率将衬底温度升至730 °C，对低温ZnO缓冲层进行退火处理。同时将双温区Zn炉的下区温度以10 °C/min的升温速率降至345 °C，为高温ZnO（HT-ZnO）层的生长做准备。</li>
		<li>当衬底温度达到730 °C设定值后，等待5分钟，并通过RHEED检查ZnO表面。当RHEED图样由三维模式转变为二维模式时，通过将衬底温度降至700 °C结束退火过程。</li>
	</ol>
	</li>
	<li>高温ZnO层的生长
	<ol>
		<li>当衬底温度达到700 °C并稳定后，将O2流量增至3.2 sccm。</li>
		<li>同时打开Zn和O2快门，开始高温ZnO（HT-ZnO）层的生长。</li>
		<li>生长约140分钟，使HT-ZnO层厚度达到约300 nm。在生长过程中多次记录RHEED图样，以确认其保持二维生长模式。</li>
		<li>通过同时关闭Zn和O2快门，终止HT-ZnO层的生长。</li>
	</ol>
	</li>
	<li>BeMgZnO势垒层的生长
	<ol>
		<li>将O2流量设为0.3 sccm，将Be炉温度以10 °C/min的升温速率升至820 °C，将Mg炉温度以15 °C/min的升温速率升至510 °C，并将衬底温度以13.6 °C/min的降温速率降至325 °C，为BeMgZnO势垒层的生长做准备。</li>
		<li>当衬底温度稳定后，将O2流量增至1.25 sccm，并同时打开Zn、Mg、Be和O2快门，开始生长。</li>
		<li>生长约12分钟，使BeMgZnO势垒层厚度达到约30 nm。在生长过程中多次记录RHEED图样，以监测生长模式的演变。</li>
		<li>通过关闭Mg和Be快门来终止BeMgZnO层的生长，同时保持Zn和O2快门开启1分钟，以形成约2 nm厚的ZnO盖层。</li>
		<li>通过关闭Zn和O2快门结束整个生长过程。</li>
		<li>将衬底温度以降温速率降至待机温度150 °C。将O2流量降至0.25 sccm。</li>
		<li>当衬底温度低于250 °C时，将O2等离子体功率降至100 W，关闭O2等离子体电源，将O2流量降至0，关闭O2气体管路，并将各束源炉温度冷却至待机状态。</li>
		<li>等待衬底温度降至待机温度150 °C后，打开生长腔室的闸板阀，将样品托架移出至进样室。</li>
		<li>向进样室通入N2气体进行放气，并取出样品。</li>
	</ol>
	</li>
</ol>
3. 表征
<ol>
	<li>使用台阶仪通过样品边缘的覆盖区域粗略测量样品的厚度。</li>
	<li>采用高分辨率X射线衍射（HRXRD）（对(0002)衍射面进行2θ-ω扫描）评估异质结构的厚度、应变及结构质量。</li>
	<li>使用金刚石划片器将样品切割成5×5 mm2的正方形小片。采用范德堡几何结构下的变温霍尔效应测量方法研究样品的电学性质，以铟（In）点作为接触电极。</li>
	<li>使用原子力显微镜（AFM）检查表面形貌。</li>
</ol>
4. 肖特基二极管的制备
<ol>
	<li>在 BeMgZnO/ZnO 异质结构上制备欧姆接触
	<ol>
		<li>将样品（尺寸约为 20×20 mm2）置于超声波清洗机中，用丙酮去脂 5 分钟，随后在超声波清洗机中用甲醇清洗 5 分钟，去离子水中冲洗 5 分钟，再用 N2 吹干。</li>
		<li>以 1000 rpm 旋涂光刻胶 3 秒，然后以 3000 rpm 旋涂 30 秒。</li>
		<li>在 100 °C 下对光刻胶进行前烘（软烘）140 秒。</li>
		<li>在光刻掩模对准仪上，使用 6.5 mW 的紫外灯功率，通过欧姆接触掩模进行紫外曝光 2.38 分钟。</li>
		<li>在 110 °C 下对光刻胶进行后烘 80 秒。</li>
		<li>在显影液中显影 60 秒，摇动频率为每秒 1 次。</li>
		<li>在去离子水中冲洗 3 分钟，并用 N2 吹干。</li>
		<li>将样品装入电子束蒸发仪中。</li>
		<li>在不加热样品的情况下，通过石英晶体厚度监控仪测量，沉积厚度为 30/50 nm 的 Ti/Au。</li>
		<li>在丙酮中进行剥离，随后在甲醇中清洗 5 分钟，在去离子水中冲洗 5 分钟，再用 N2 吹干。</li>
		<li>使用快速热退火炉（RTA）在 300 °C 下退火 30 秒，以处理接触。</li>
		<li>通过传输线模型（TLM）测量法检测接触电阻21。</li>
	</ol>
	</li>
	<li>在 BeMgZnO/ZnO 异质结构上制备肖特基接触
	<ol>
		<li>按照步骤 4.1.1–4.1.7 进行肖特基接触的光刻工艺。</li>
		<li>使用远程 O2 等离子体处理样品表面 5 分钟，O2 流量为 35 sccm，射频功率为 50 W。</li>
		<li>按照步骤 4.1.8–4.1.10 沉积厚度为 50 nm 的 Ag。</li>
		<li>通过 I-V 测量对所得结构进行表征，用于肖特基二极管分析17。</li>
	</ol>
	</li>
</ol>

<ol><li>Morkoc, H., Solomon, P. M. <a target="_blank" href="https://ieeexplore.ieee.org/document/6370174/">The hemt: A superfast transistor: An experimental GaAs-AlGoAs device switches in picoseconds and generates little heat. This is just what supercomputers need.</a> IEEE spectrum. 21 (2), 28-35 (1984).</li>
<li>Aktas, O., et al. <a target="_blank" href="https://ieeexplore.ieee.org/document/585363/">Microwave performance of AlGaN/GaN inverted MODFET's.</a> IEEE Electron Device Letters. 18 (6), 293-295 (1997).</li>
<li>Leach, J. H., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.3358392">Effect of hot phonon lifetime on electron velocity in InAlN/AlN/GaN heterostructure field effect transistors on bulk GaN substrates.</a> Applied Physics Letters. 96 (13), 133505(2010).</li>
<li>Sasa, S., et al. <a target="_blank" href="https://onlinelibrary.wiley.com/doi/full/10.1002/pssa.201000509">Microwave performance of ZnO/ZnMgO heterostructure field effect transistors.</a> Physica status solidi (a). 208 (2), 449-452 (2011).</li>
<li>Ye, D., et al. <a target="_blank" href="http://iopscience.iop.org/article/10.1088/0022-3727/47/25/255101">Enhancement-mode ZnO/Mg0.5Zn0.5O HFET on Si.</a> Journal of Physics D: Applied Physics. 47 (25), 255101(2014).</li>
<li>Koike, K., et al. <a target="_blank" href="https://scinapse.io/papers/2017038274">Molecular beam epitaxial growth of wide bandgap ZnMgO alloy films on (111)-oriented Si substrate toward UV-detector applications.</a> Journal of Crystal Growth. 278 (1-4), 288-292 (2005).</li>
<li>Du, X., et al. <a target="_blank" href="https://onlinelibrary.wiley.com/doi/abs/10.1002/adma.200901108">Controlled Growth of High-Quality ZnO-Based Films and Fabrication of Visible-Blind and Solar-Blind Ultra-Violet Detectors.</a> Advanced Materials. 21 (45), 4625-4630 (2009).</li>
<li>Ding, K., Ullah, M., Avrutin, V., Özgür, Ü, Morkoç, H. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/10.1063/1.4993853">Investigation of high density two-dimensional electron gas in Zn-polar BeMgZnO/ZnO heterostructures.</a> Applied Physics Letters. 111 (18), 182101(2017).</li>
<li>Ding, K., Avrutin, V., Özgür, Ü, Morkoç, H. <a target="_blank" href="https://onlinelibrary.wiley.com/doi/10.1002/047134608X.W6014.pub2">III-Nitride Light-Emitting Diodes.</a> Wiley Encyclopedia of Electrical and Electronics Engineering. , 1-21 (2017).</li>
<li>Tsukazaki, A., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Quantum+Hall+effect+in+polar+oxide+heterostructures%5BTitle%5D)+AND+%22Science%22%5BJournal%5D)">Quantum Hall effect in polar oxide heterostructures.</a> Science. 315 (5817), 1388-1391 (2007).</li>
<li>Tsukazaki, A., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Observation+of+the+fractional+quantum+Hall+effect+in+an+oxide%5BTitle%5D)+AND+%22Nat+Mater%22%5BJournal%5D)">Observation of the fractional quantum Hall effect in an oxide.</a> Nat Mater. 9 (11), 889-893 (2010).</li>
<li>Falson, J., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((MgZnO%2FZnO+heterostructures+with+electron+mobility+exceeding+1+x+10%286%29+cm%282%29%2FVs%5BTitle%5D)+AND+%22Sci+Rep%22%5BJournal%5D)">MgZnO/ZnO heterostructures with electron mobility exceeding 1 x 10(6) cm(2)/Vs.</a> Sci Rep. 6, 26598(2016).</li>
<li>Ullah, M. B., et al. <a target="_blank" href="https://onlinelibrary.wiley.com/doi/abs/10.1002/pssr.201600189">Polarity control and residual strain in ZnO epilayers grown by molecular beam epitaxy on (0001) GaN/sapphire.</a> physica status solidi (RRL) Rapid Research Letters. 10 (9), 682-686 (2016).</li>
<li>Ullah, M. B., et al. <a target="_blank" href="https://onlinelibrary.wiley.com/doi/pdf/10.1002/pssr.201700366">Characterization of Ag Schottky Barriers on Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO Heterostructures.</a> physica status solidi (RRL) - Rapid Research Letters. , (2017).</li>
<li>Lee, J. H., et al. <a target="_blank" href="http://iopscience.iop.org/article/10.1143/JJAP.51.09MF07">Schottky diodes prepared with Ag, Au, or Pd contacts on a MgZnO/ZnO heterostructure.</a> Japanese Journal of Applied Physics. 51 (9S2), 09MF07(2012).</li>
<li>Singh, R., et al. <a target="_blank" href="http://iopscience.iop.org/article/10.1088/0022-3727/49/44/445303/meta">Investigation of barrier inhomogeneities and interface state density in Au/MgZnO: Ga Schottky contact.</a> Journal of Physics D: Applied Physics. 49 (44), 445303(2016).</li>
<li>Brillson, L. J., Lu, Y. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.3581173">ZnO Schottky barriers and Ohmic contacts.</a> Journal of Applied Physics. 109 (12), 121301(2011).</li>
<li>Müller, S., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.4901637">Method of choice for fabrication of high-quality ZnO-based Schottky diodes.</a> Journal of Applied Physics. 116 (19), 194506(1945).</li>
<li>Figge, S., Böttcher, T., Einfeldt, S., Hommel, D. <a target="_blank" href="https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0022024800006965">In situ and ex situ evaluation of the film coalescence for GaN growth on GaN nucleation layers.</a> Journal of Crystal Growth. 221 (1-4), 262-266 (2000).</li>
<li>Han, J., Ng, T. -B., Biefeld, R., Crawford, M., Follstaedt, D. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/10.1063/1.120263">The effect of H 2 on morphology evolution during GaN metalorganic chemical vapor deposition.</a> Applied Physics Letters. 71 (21), 3114-3116 (1997).</li>
<li>Berger, H. <a target="_blank" href="https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/0038110172900482">Models for contacts to planar devices.</a> Solid-State Electronics. 15 (2), 145-158 (1972).</li>
<li>Tampo, H., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.3028338">Polarization-induced two-dimensional electron gases in ZnMgO/ZnO heterostructures.</a> Applied Physics Letters. 93 (20), 202104(2008).</li>
<li>Ye, J. D., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.3489101">Two-dimensional electron gas in Zn-polar ZnMgO/ZnO heterostructure grown by metal-organic vapor phase epitaxy.</a> Applied Physics Letters. 97 (11), 111908(2010).</li>
<li>Šermukšnis, E., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.4907907">Hot-electron energy relaxation time in Ga-doped ZnO films.</a> Journal of Applied Physics. 117 (6), 065704(2015).</li>
<li>Singh, C., Agarwal, G., Rao, G. D., Chaudhary, S., Singh, R. <a target="_blank" href="https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1369800110000995">Effect of hydrogen peroxide treatment on the electrical characteristics of Au/ZnO epitaxial Schottky diode.</a> Materials Science in Semiconductor Processing. 14 (1), 1-4 (2011).</li>
<li>Mohanta, S., et al. <a target="_blank" href="https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0040609013014569">Electrical characterization of Schottky contacts to n-MgZnO films.</a> Thin Solid Films. 548, 539-545 (2013).</li>
<li>Schifano, R., Monakhov, E., Grossner, U., Svensson, B. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.2806194">Electrical characteristics of palladium Schottky contacts to hydrogen peroxide treated hydrothermally grown ZnO.</a> Applied Physics Letters. 91 (19), 193507(2007).</li>
<li>Ip, K., et al. <a target="_blank" href="https://aip.scitation.org/doi/full/10.1063/1.1764940">Improved Pt/Au and W/Pt/Au Schottky contacts on n-type ZnO using ozone cleaning.</a> Applied Physics Letters. 84 (25), 5133-5135 (2004).</li>
<li>Raju, N. R. C., Kumar, K. J., Subrahmanyam, A. <a target="_blank" href="http://iopscience.iop.org/article/10.1088/0022-3727/42/13/135411/meta">Physical properties of silver oxide thin films by pulsed laser deposition: effect of oxygen pressure during growth.</a> Journal of Physics D: Applied Physics. 42 (13), 135411(2009).</li>
</ol>

作者无任何利益冲突需要披露。

将BeO引入MgZnO中形成四元合金BeMgZnO，使得调控该四元合金中应变的大小和符号成为可能，从而显著提高二维电子气（2DEG）密度8。代表性结果表明，Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质结构所产生的二维电子气密度接近理想的等离激元-纵光学声子共振所需的电子密度（~7×1012 cm-2）24。尽管该异质结构的电子迁移率强烈依赖于分子束外延（MBE）生长参数，例如衬底温度以及高温ZnO层和BeMgZnO势垒层的VI/II元素比，但二维电子气密度对生长条件的依赖性较弱，主要由势垒层中Be和Mg的含量决定。
由于GaN与ZnO之间的晶格失配适中（1.8%），远小于蓝宝石与ZnO之间的18%晶格失配，因此采用GaN模板可实现高质量晶体的BeMgZnO/ZnO异质结构生长。为了避免产生任何导电的并行通道，GaN模板必须具有高电阻，达到MΩ/方块量级，这一点至关重要。在本研究中，通过在76 Torr的低腔室压力下生长，增强碳补偿，从而实现高电阻。为了确保BeMgZnO/ZnO异质结构的极性控制（Zn极性），对GaN模板进行精细的表面处理是必不可少的。在GaN表面制备过程中引入的任何氧化或污染，即使满足决定性的VI/II比值&#60;1.5，也会导致异质结构中出现Zn和O混合极性。
金属与半导体之间的任何化学反应、表面污染物的存在、表面附近的状态和缺陷，以及金属向半导体内部的扩散，是肖特基接触制备领域中的常见问题。文献中已报道了多种用于ZnO表面处理以制备肖特基接触的方法，其中包括HCl（或其他酸）刻蚀、Ar+物理刻蚀、紫外臭氧清洗、H2O2处理以及O2等离子体（或与He混合）处理25,26,27,28。这些刻蚀工艺旨在去除厚度a为数纳米至数微米的表面层，因此不适用于异质结场效应晶体管（HFET）器件。而紫外臭氧清洗或O2等离子体处理仅去除最表层物质，因此非常适用于我们的BeMgZnO/ZnO异质结构的表面制备。
通常通过沉积高功函数金属（如 Pd、Pt、Ir）来形成肖特基接触， 等等相比之下，银（Ag）的功函数较低，为4.26 eV。尽管如此，由于银电极与氧化锌（ZnO）基体中的氧发生部分氧化反应，形成界面银氧化物层，使用银电极的器件仍可表现出整流行为。所形成的氧化物层对电子透明，且其功函数高于银本身。Raju 等报道了通过脉冲激光沉积（PLD）生长的AgO的功函数约为5.5 eV，比Ag的功函数高1.3 eV，且接近Pd、Pt和Ir的特性29我们的结果表明，含氧的银电极（Ag electrode with O）2 等离子体预处理对ZnO异质结构表面的影响）是一种有前景的肖特基二极管接触金属。
我们展示了一种用于制备高质量ZnO基HFET肖特基接触的方法。在MBE生长前对MOCVD生长的GaN模板进行精细的表面处理，并在ZnO成核过程中采用低VI/II比（&#60;1.5），可确保获得高质量的Zn极性ZnO基异质结构。MOCVD是一种广泛使用的成熟技术，常用于多种应用中GaN的外延生长。本文所述的MBE工艺表明，MOCVD与MBE技术、GaN与氧化物半导体可结合用于电子器件。在BeMgZnO势垒层中掺入少量Be，可获得高二维电子气密度、高电子迁移率和高热稳定性的HFET，从而提升器件的高速性能。

基于二维电子气（2DEG）的异质结构场效应晶体管（HFETs）在高速电子器件应用中展现出广阔前景1,2,3。氧化锌（ZnO）作为一种宽带隙（3.4 eV）半导体，具有高的电子饱和速度，因此作为HFETs的构建平台已受到广泛关注4,5。传统使用的势垒材料MgZnO三元合金通常需要在较低的衬底温度（300 °C或更低）下生长，并且需要非常高的镁（Mg）含量（&#62;40%）6,7，因此这类结构在高功率工作条件或热处理过程中容易发生退化，即使势垒层中的非期望电荷密度已足够低以实现有效的栅极调制。为克服这一障碍，我们提出并采用BeMgZnO作为势垒材料，通过引入铍（Be），可在势垒层中将应变状态由压缩应变转变为拉伸应变，从而使自发极化与压电极化效应相互叠加。因此，可在相对适中的Mg含量下实现高的2DEG浓度。采用该方法，在BeMgZnO/ZnO异质结构中已观测到接近等离激元-纵光学声子共振时的高2DEG面密度（~7×1012 cm-2），而此时Mg含量低于30%，Be含量仅为2~3%8。
由于c面蓝宝石具有类似的晶体对称性、在紫外和可见光区域的高透光性、优异的物理和化学稳定性以及低成本，它被广泛用于GaN和ZnO的外延生长。得益于在蓝宝石衬底上生长GaN基电子和光电子器件技术的显著进展，尽管GaN与蓝宝石之间存在高达16%的晶格失配，仍可通过使用AlN或低温（LT）GaN缓冲层在蓝宝石衬底上轻松制备高质量的GaN外延模板9。对于ZnO在蓝宝石上的外延生长，其面内晶格失配更大，达到18%，其中O极性ZnO的生长机制已相对明确，而Zn极性材料以二维模式生长的工艺尚不成熟。由于ZnO与GaN之间的晶格失配仅为1.8%，在GaN上外延生长ZnO成为一种极具吸引力的替代方案。
金属有机化学气相沉积（MOCVD）和分子束外延（MBE）是制备高质量薄膜和异质结构且具有高重复性的最成功的半导体沉积技术。目前MOCVD在氮化镓（GaN）外延生长中比MBE更受欢迎的主要原因是MBE的成本较高且不适合大规模生产。采用MOCVD生长GaN的生长速率可达每小时数微米，并且可在单次生长过程中同时制备数十个直径为2英寸（50 mm）的晶圆，或更大尺寸达6-8&#34;的晶圆9。因此，在本研究中我们也采用MOCVD进行GaN的生长。然而，在氧化锌（ZnO）基异质结构的生长方面，目前在潜在应用实现商业化之前，更多关于二维电子气（2DEG）形成的报道仍基于MBE技术10,11,12。最近，我们已成功开发出在Ga极性GaN模板上精确控制表面极性的高质量ZnO异质结构的MBE生长方法13。研究发现，在进行Zn预处理后，当以较低的VI/II比（&#60;1.5）成核时，所生长的ZnO层呈现Zn极性；而当VI/II比高于1.5时，则呈现O极性。为避免通过GaN模板产生平行导电通道，我们在AlN缓冲层上采用低压条件通过MOCVD生长碳补偿的半绝缘GaN，并以此作为后续生长ZnO基异质结场效应晶体管（HFET）结构的基础。
在我们开展工作之前14，目前尚未有关于BeMgZnO/ZnO异质结构上肖特基二极管研究的报道。仅有少数研究报道了MgZnO的肖特基接触15,16, 例如，其理想因子为2.37，势垒高度为0.73 eV，整流比仅为103 15已使用多种肖特基金属用于氧化锌17，其中银（Ag）因在体相ZnO上具有1.11 eV的较高肖特基势垒高度和1.08的理想因子而被广泛采用 18.
本研究旨在制备高质量的肖特基二极管，用于ZnO基高速HFET器件。以下方案专门针对通过电子束蒸发在等离子体辅助分子束外延（MBE）生长于MOCVD沉积的GaN模板上的BeMgZnO/ZnO异质结构表面沉积Ag，从而制备Ag/BeMgZnO/ZnO肖特基二极管。

<table><tbody><tr><td>MOCVD</td><td>Emcore</td><td></td><td>定制构建</td></tr><tr><td>MBE</td><td>SVT Associates</td><td></td><td></td></tr><tr><td>TMAl</td><td>SAFC</td><td>CAS：75-24-1</td><td></td></tr><tr><td>TMGa</td><td>SAFC</td><td>CAS：1445-79-0</td><td></td></tr><tr><td>NH3</td><td>林德集团</td><td>CAS：7664-41-7</td><td></td></tr><tr><td>H2</td><td>国家焊工供应公司</td><td>供应商货号 335-041</td><td>5.0级</td></tr><tr><td>O₂</td><td>National Welders Supply Co.</td><td>供应商货号 OX 300</td><td>工业级氧气，300号钢瓶，CGA-540接口</td></tr><tr><td>Mg</td><td>Sigma-Aldrich</td><td>产品编号：474754-25G</td><td>镁，蒸馏，树枝状碎片，99.998% 金属基</td></tr><tr><td>是</td><td>ESPI Metals</td><td>货号 K646b</td><td>铍片，3N</td></tr><tr><td>Zn</td><td>Alfa Aesar，Thermo Fisher Scientific Chemicals Inc.</td><td>产品编号：10760-30</td><td>锌粒，1-6 毫米（0.04-0.24 英寸），Puratronic，99.9999%</td></tr><tr><td>金</td><td>Kurt J. Lesker</td><td>部件编号 EVMAUXX40G</td><td>金颗粒，99.99%</td></tr><tr><td>Ag</td><td>Kurt J. Lesker</td><td>货号 EVMAG40QXQ</td><td>银颗粒，99.99%</td></tr><tr><td>Ti</td><td>Kurt J. Lesker</td><td>部件编号 EVMTI45QXQ</td><td>钛颗粒，99.995%</td></tr><tr><td>开发者</td><td>罗门哈斯电子材料有限责任公司</td><td>MF-CD-26</td><td>材料编号 10018050</td></tr><tr><td>光刻胶</td><td>罗门哈斯电子材料有限责任公司</td><td>SPR 955</td><td>材料编号 10018283</td></tr></tbody></table>

采用等离子体辅助分子束外延法生长的zn极性bemgzno/zno异质结构上肖特基二极管的制备

Fabrication of Schottky Diodes on Zn-polar BeMgZnO/ZnO Heterostructure Grown by Plasma-assisted Molecular Beam Epitaxy

利用二维电子气（2DEG）通道的异质结构场效应晶体管（HFET）在高速器件应用中具有巨大潜力。氧化锌（ZnO）是一种具有宽禁带（3.4 eV）和高电子饱和速度的半导体，作为高速器件的有吸引力材料已受到广泛关注。然而，实现高效的栅极调制需要在势垒层上形成高质量的肖特基接触。本文介绍了我们在具有高密度2DEG的Zn极性BeMgZnO/ZnO异质结构上制备肖特基二极管的工艺流程，该高密度2DEG通过分子束外延（MBE）生长过程中对MgZnO基势垒层进行应变调控并掺入少量铍（Be）而实现。为了获得高晶体质量，采用金属有机化学气相沉积（MOCVD）生长的近晶格匹配高阻GaN模板作为后续氧化物层MBE生长的衬底。为获得所需的Zn极性，在低温ZnO成核层生长过程中，对GaN模板进行精细的表面处理，并控制VI/II元素比例。Ti/Au电极用作欧姆接触，而Ag电极则沉积在经O2等离子体预处理的BeMgZnO表面，用于形成肖特基接触。

左栏 图1 显示在 Be 的 MBE 生长过程中沿 [1-100] 方位角方向记录的 RHEED 图案演化0.02Mg0.26ZnO/ZnO 异质结构，包含一层 300 nm 厚的 HT-ZnO 层和一层 30 nm 厚的 Be0.02Mg0.26ZnO势垒。右列展示了不同生长阶段的典型表面形貌（非来自同一样品）。从出现斑点状RHEED图样可知，低温ZnO缓冲层具有三维（3D）岛状生长模式特征。通过在高于某一温度下进行热退火处理，其表面形貌得以改善。 700 °C表面明显由三维转变为二维形貌。随后的高温氧化锌（HT-ZnO）层继续以二维模式生长，接着为铍（Be）的二维生长。0.02Mg0.26ZnO层未形成第二相。AFM测量显示，GaN模板在5×5 μm2 扫描结果显示，在富氧条件下生长的无势垒HT-ZnO层表面光滑，其均方根粗糙度为0.35 nm；而在生长BeMgZnO势垒层后，均方根粗糙度为0.45 nm。
典型Zn极性Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质结构的HRXRD三轴2θ-ω扫描结果如图2所示，该结构包含一层300 nm厚的HT-ZnO层和一层50 nm厚的Be0.02Mg0.26ZnO势垒层。(0002)衍射峰位于34.46o、34.54o和34.75o，分别对应于ZnO、GaN和Be0.02Mg0.26ZnO的(0002)反射。需注意，Be0.02Mg0.26ZnO反射峰的展宽是由于其厚度较薄所致。ZnO层中的双轴拉伸应变表明该异质结构为Zn极性，这一点已在我们先前的研究13中探讨。BeMgZnO四元合金中的Be和Mg含量是根据其XRD(0002)反射的布拉格角以及在13 K下测得的低温光致发光（LT-PL）光谱中的发射光子能量计算得出的（未展示）。
图3展示了Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质结构的温度依赖性霍尔效应测量结果。当样品从室温（293 K）冷却至约100 K时，二维载流子浓度从8.8×1012 cm-2降低至6.4×1012 cm-2。进一步冷却至13 K时，二维载流子浓度饱和于6.2×1012 cm-2。该结果表明，观测到的电子浓度下降源于并行导电通道的贡献，包括缺陷成核层、HT-ZnO层以及可能存在的Be0.02Mg0.26ZnO势垒层。这一趋势在MgZnO/ZnO异质结构中也有报道10,22。在Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质结构中，电子迁移率随温度降低而单调增加；293 K时的迁移率为206 cm2/Vs，13 K时的迁移率为1550 cm2/Vs，均与文献报道的数值相当22,23。电子特性随温度的演变明确表明，在Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质界面处存在二维电子气（2DEG）。
图4展示了在同一晶圆上制备的四个典型Ag/Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO肖特基二极管在室温下测得的电流-电压（I-V）曲线，其肖特基接触面积为1.1×10-4 cm2。正向电流在施加电压达到0.25 V之前随电压呈指数增长，超过该电压后，串联电阻上的压降开始显现。其中最高肖特基势垒高度Φap达到1.07 eV，理想因子n为1.22。通过在V=±2 V时测得的电流值，获得约1×108的整流比。
<img alt="薄膜表面分析；均方根值（单位：nm）；GaN 衬底；ZnO 层；退火效应对比" class="xfigimg" src="/files/ftp_upload/58113/58113fig1.jpg" data-altupdatedat="1788250015000" data-alt="图 1"> 
图 1. 表面表征。 左侧列显示了在分子束外延（MBE）生长 Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO 异质结构过程中沿 [1-100] 方位角方向测得的反射高能电子衍射（RHEED）图样，右侧列展示了通过原子力显微镜（AFM）测量的 GaN 模板、高温 ZnO 层和 Be0.02Mg0.26ZnO 层的表面形貌。低温 ZnO 缓冲层技术可实现高质量 ZnO 异质结构在低晶格失配 GaN 模板上的二维生长模式。<a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/58113/58113fig1large.jpg" target="_blank">请点击此处查看该图的放大版本。</a>
<img alt="显示 GaN、ZnO、BeMgZnO 衍射峰的 XRD 图谱；晶体分析数据。" class="xfigimg" src="/files/ftp_upload/58113/58113fig2.jpg" data-altupdatedat="1788250015000" data-alt="图 2"> 
图 2. 异质结构的高分辨率 X 射线衍射（HRXRD）图谱。 典型 Zn 极性 Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO 异质结构的 HRXRD 三轴 2θ-ω 扫描图，其中 Be0.02Mg0.26ZnO 势垒层厚度为 50 nm。位于 34.46 o、34.54 o 和 34.75 o 的衍射峰分别对应于 ZnO、GaN 和 Be0.02Mg0.26ZnO 的 (0002) 衍射峰。 <a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/58113/58113fig2large.jpg" target="_blank">请点击此处查看此图的放大版本。</a>
<img alt="电子迁移率随温度变化的曲线图；二维载流子浓度、迁移率变化；半导体研究。" class="xfigimg" src="/files/ftp_upload/58113/58113fig3.jpg" data-altupdatedat="1788250015000" data-alt="图 3"> 
图 3. 异质结构的电子特性。 Zn极性Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO异质结构的二维载流子浓度和电子迁移率随温度的变化关系。<a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/58113/58113fig3large.jpg" target="_blank">请点击此处查看此图的放大版本。</a>
<img alt="电流-电压曲线、电流密度测量、J-V 特性、光伏分析。" class="xfigimg" src="/files/ftp_upload/58113/58113fig4.jpg" data-altupdatedat="1788250015000" data-alt="图 4"> 
图 4. 肖特基二极管。 在室温下测得的四个典型 Ag/Be0.02Mg0.26ZnO/ZnO 肖特基二极管的典型 I-V 特性。四条 I-V 曲线的相似性表明样品在晶圆内的均匀性很高。<a href="https://www.jove.com/files/ftp_upload/58113/58113fig4large.jpg" target="_blank">请点击此处查看此图的放大版本。</a>

高质量肖特基接触的实现对于异质结构场效应晶体管（HFETs）中实现高效栅极调制至关重要。本文介绍了在等离子体辅助分子束外延法于GaN模板上生长的Zn极性BeMgZnO/ZnO异质结构上制备的高密度二维电子气（2DEG）肖特基二极管的制备方法及其特性。

采用等离子体辅助分子束外延法生长的Zn极性BeMgZnO/ZnO异质结构上肖特基二极管的制备

利用二维电子气（2DEG）沟道的异质结构场效应晶体管（HFETs）在高速器件领域具有巨大潜力……

该方法有助于解答关于利用肖特基接触在基于氧化锌的二维电子气异质结场效应晶体管中实现电压控制电流的关键问题。该技术的主要优势在于，场效应晶体管的栅极可通过一次光刻步骤完成定义。通过利用氧化锌中高电子饱和漂移速度的特性，该技术的影响可扩展至新一代高频、高功率场效应晶体管领域。尽管该方法可揭示单一位点上肖特基接触的稳定性特性，但也可应用于其他基于单一位点的器件，如太阳能装置探测器以及化学或生物传感器。开始实验时，将直径为2英寸、厚度为380微米的C面蓝宝石衬底装入金属有机化学气相沉积（MOCVD）设备中，并准备进行沉积。系统就绪后，在氢气氛围下，用35分钟将反应腔压力升至30托，同时将衬底温度升至1,055摄氏度。在该温度下保持三分钟，以脱除残留的污染物。然后，在三分钟内将衬底温度降至941摄氏度。待温度稳定两分钟后，将三甲基铝的流量设为12.0 SCCM，氨气流量设为7 SCCM。让流速稳定三分钟。然后，将三甲基铝的气流切换至运行管路，以启动低温氮化铝层的生长。在六分钟内，通过反射率振荡测量，使衬底上生长约 20 纳米的氮化铝。此后，在不中断生长的情况下，将衬底在三分钟内升温至 1,100 摄氏度。继续氮化铝的生长，直至该层厚度达到 300 纳米。然后，将三甲基铝的气流从反应室导出。以15.5 SCCM的流速通入三甲基镓，并稳定两分钟。随后，在衬底上生长约400纳米的氮化镓。在氮化镓成核过程中，可观察到反射率初始下降。当氮化镓岛状结构聚结时，反射率将恢复至原始水平。当氮化镓厚度达到400纳米时，在两分钟内将衬底温度升至1,124摄氏度，同时不中断生长过程。随后生长约2.5纳米厚的高温半绝缘氮化镓层。然后，将三甲基镓气流转向，使其不再通入反应室，以终止生长。将新形成的氮化镓模板冷却至室温，并从反应室中取出。接着，将该模板切割成六个大小相等的部分。在通风橱中，将加热板加热至 220 摄氏度，并准备 200 毫升浓盐酸与去离子水按体积比 1:1 混合的溶液。然后，将 150 毫升浓盐酸加入一个 300 毫升的石英烧杯中。缓慢加入 50 毫升浓硝酸，以制得王水溶液。将王水溶液在加热板上加热，直至溶液呈橙红色并产生气泡。然后将一片氮化镓模板放入聚四氟乙烯篮中，在王水中煮沸10分钟。用流动的去离子水冲洗模板3分钟。然后将模板浸入盐酸溶液中三分钟。再用流动的去离子水冲洗模板五分钟，随后用氮气吹干。五分钟内，将洁净的模板装入二六分子束外延仪器的样品载入室，并开始抽真空。将洁净的氮化镓模板放入负荷锁并抽气一小时后，准备锌、镁和铍的外延蒸发源。开启反射高能电子衍射系统，并将模板载入分子束外延设备。随后，以每分钟13.6摄氏度的速率将衬底升温至615摄氏度，并在此温度下保持15分钟，以脱除残留污染物。然后，开始将衬底温度逐渐降低至280摄氏度。当衬底温度达到550摄氏度时，打开锌源快门，使氮化镓表面暴露于锌通量中。开启氧等离子体电源，将功率设为100瓦，并确认氧气管路已关闭。当衬底温度达到 280 摄氏度时，将氧气等离子体功率设为 400 瓦。将氧气流量设为 0.3 SCCM 以点燃等离子体，随后将其降低至 0.25 SCCM。等待一分钟，然后打开氧气快门，开始低温氧化锌缓冲层的生长。在生长过程中，每隔五分钟沿负一零零方位角方向记录一次读出图样。约15分钟后，读出图样将从二维模式转变为三维模式，表明缓冲层厚度约为20纳米。关闭锌和氧的快门以停止生长。然后，将氧气流速增加至0.4 SCCM。以每分钟13.6摄氏度的速率将基底升温至730摄氏度。以每分钟10摄氏度的速率将双温区锌池的低温区温度升至345摄氏度。当衬底温度达到730摄氏度后，等待五分钟，然后开始通过反射高能电子衍射（RHEED）监测氧化锌表面。当衍射图样转变为二维模式时，表明缓冲层已完成退火。随后将衬底冷却至680摄氏度。然后，将氧气流量增加至 3.2 SCCM，打开锌和氧气的快门，生长一层 300 纳米厚的高温氧化锌层。随后将氧气流量设定为 0.3 SCCM。以每分钟 10 摄氏度的速率将铍炉升温至 820 摄氏度，同时以每分钟 15 摄氏度的速率将镁炉升温至 510 摄氏度。以每分钟13.6摄氏度的速率将衬底冷却至325摄氏度。当衬底温度稳定后，逐渐将氧气流量增加至1.25 SCCM。随后，同时打开锌、镁、铍和氧气的快门，开始生长氧化铍镁锌势垒层。在12分钟内生长一层约30纳米厚的铍镁锌氧化物。定期采集读取图案以监测生长模式的演变。然后，采集最终的读取图案，并关闭镁和铍的快门，以终止铍镁锌氧化物的生长。保持锌和氧的快门再打开一分钟，以生长一层约两纳米厚的氧化锌盖层。开始二极管制备时，将铍镁锌氧/氧化锌异质结构样品依次在丙酮和甲醇中各超声处理五分钟。用去离子水冲洗样品五分钟，并在氮气流下吹干。然后，使用i-Line正性光刻胶对样品进行旋涂。在100摄氏度下对光刻胶进行前烘140秒。对样品进行掩模，然后用6.5瓦的紫外灯照射2.38分钟。将光刻胶在 110 摄氏度下后烘 80 秒。然后，将样品在光刻胶显影液中以 1 赫兹的频率摇晃 60 秒。用去离子水冲洗显影后的样品 3 分钟，并在氮气下吹干。接下来，将样品置于射频功率为50瓦、氧气流量为35 SCCM的远程氧等离子体中处理5分钟。最后，将样品装入电子束蒸发仪，沉积50纳米厚的银层。用丙酮剥离形成电极，并依次用甲醇、水和氮气清洗并干燥样品。低温氧化锌缓冲层的衍射图样最初呈现椭圆形斑点，表明其生长模式为三维岛状生长。在700摄氏度以上退火后，形成了二维表面形貌。后续各层均以二维模式生长。原子力显微镜显示，每增加一层，均方根粗糙度略有增加。X射线衍射结果显示，存在与氧化锌、氮化镓以及铍镁锌氧化物的0002衍射峰一致的反射峰。铍镁锌氧化物衍射峰的展宽归因于该层厚度较薄。异质结构的全效应测量显示，随着温度降低，二维载流子浓度下降，并在约13开尔文时达到饱和。电子迁移率随温度降低而单调增加。在293开尔文和13开尔文下观测到的数值与文献报道值一致。这些趋势表明，在氧化锌-氧化锌铍镁锌界面处存在二维电子气。室温下，银-氧化锌铍镁锌氧化锌肖特基二极管的电流密度-电压曲线显示，栅极电流随正向偏压的增加呈指数增长，直至0.25伏；此后，串联电阻上的电压降开始显现。曲线之间的相似性表明样品在晶圆内具有高度均匀性。观察到最高的表观肖特基势垒高度，其理想因子为1.22。由于该方法对于实现精确控制氧化锌在镓极性氮化镓模板上的表面极性至关重要，若极性控制失败，将导致形成的异质结构中不存在二维电子气。在单点成核过程中保持单点区域比低于1.5，可确保基于单点的异质结构全部具有锌极性取向。在进行该实验操作时，请务必仔细清洁样品表面，一是在氮化镓模板上生长氧化铍镁锌/氧化锌异质结构之前，二是在该异质结构上制备肖特基接触之前。完成本实验步骤后，可进一步采用其他方法，如透射电子显微镜（RTM）和X射线光电子能谱（XPS），以在纳米尺度上深入了解单一位点银界面的性质。我们推测，在氧化锌与银界面处形成的导电性氧化银导致了稳定的肖特基接触。因此，该方法为在单一位点上实现高质量稳定的肖特基接触开辟了道路，这对于依赖肖特基接触的器件具有重要意义，包括H相光电探测器以及化学和生物传感器。切勿忘记强溶剂和含铍化合物可能具有极高危险性。进行此操作时，应始终穿戴化学防护装备、面罩和手套。在装载和卸载样品以进行分子束外延生长时，应佩戴防尘口罩。然而，需要指出的是，分子束系统中蒸发的总铍量仅为几十分之一微克，其中大部分以贫铍的氧化锌铍形式沉积在腔室壁内。

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本文描述了Mg外延薄膜的生长3N2 和 Zn3N2 在MgO衬底上通过等离子体辅助分子束外延与N2 以气体作为氮源并进行光学生长监测。...

等离子体辅助分子束外延生长 Mg3N2 和 Zn3N2 薄膜

在同步辐射装置上耦合可调谐真空紫外光电离质谱仪的分子束为研究孤立气相分子和团簇的电子结构提供了便捷工具。该技术阐明了DNA碱基二聚体中的质子转移机制。...

可调谐真空紫外（VUV）同步辐射分子束质谱法

学习利用等离子体辅助分子束外延法制备锌极性BeMgZnO/ZnO异质结构肖特基二极管，实现高频高功率场效应晶体管的高效栅极调制。该方法为先进电子器件开发提供重要途径。

采用等离子体辅助分子束外延法生长的Zn极性BeMgZnO/ZnO异质结构上肖特基二极管的制备

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