Subskrypcja JoVE jest wymagana do oglądania tego materiału. Zaloguj się lub rozpocznij bezpłatny okres próbny.

Artykuł metodologiczny

Wspomagana plazmą epitaksja wiązki molekularnej tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów N-polarnych barier InAlN

8.5K wyświetleń

⸱

DOI:

10.3791/54775

⸱

24 listopada 2016

 ,  ,  ,  ,  , 
1NRC Postdoctoral Scholar, Naval Research Laboratory, 2Electronics Science and Technology Division, Naval Research Laboratory

W tym artykule

Podsumowanie

Epitaksja wiązki molekularnej jest używana do hodowli N-polarnych tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów (HEMT) z barierą InAlN. Kontrola przygotowania płytki, warunków wzrostu warstw i struktury epitaksjalnej skutkuje gładkimi, jednorodnymi kompozycyjnie warstwami InAlN i HEMT o ruchliwości do 1 750 cm2/V∙s.

Streszczenie

Plazmowa epitaksja wiązki molekularnej jest dobrze przystosowana do epitaksjalnego wzrostu cienkich warstw i heterostruktur z azotku III, z gładkimi, nagłymi interfejsami, wymaganymi dla wysokiej jakości tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów (HEMT). Przedstawiono procedurę wzrostu N-polarnych InAlN HEMT, w tym przygotowanie płytek i wzrost warstw buforowych, warstwy barierowej InAlN, międzywarstw AlN i GaN oraz kanału GaN. Identyfikowane są krytyczne problemy na każdym etapie procesu, takie jak unikanie akumulacji Ga w buforze GaN, rola temperatury w jednorodności składu InAlN oraz wykorzystanie strumienia Ga podczas międzywarstwy AlN i przerwania przed wzrostem kanału GaN. Jednorodne składowo cienkie warstwy InAlN na biegunie N-polarnym charakteryzują się chropowatością powierzchni wynoszącą zaledwie 0,19 nm, a struktury HEMT oparte na InAlN mają ruchliwość sięgającą 1 750 cm2/V∙s dla urządzeń o gęstości wsadu arkusza 1,7 x 1013 cm-2.

Wprowadzenie

Epitaksja z wiązki molekularnej (MBE) to wszechstronna technika wzrostu cienkich warstw epitaksjalnych, która wykorzystuje środowisko ultrawysokiej próżni z ciśnieniami bazowymi sięgającymi 10-11 Torr, aby zapewnić niską inkorporację zanieczyszczeń w otrzymanym filmie. Skład i szybkość wzrostu warstw epitaksjalnych są ustalane poprzez kontrolę temperatury każdej celi sublimacyjnej, a tym samym strumienia odparowanych materiałów źródłowych. W przypadku epitaksji azotków grupy III, pierwiastki grupy III (In, Al, Ga) są zazwyczaj dostarczane przez cele sublimacyjne, podczas gdy aktywny strumień azotu (N*) jest dostarczany albo przez plazmę N21,2 (MBE wspomagana plazmą RF: PAMBE lub RFMBE), albo przez amoniak (NH3-MBE).3,4 Wzrost MBE charakteryzuje się niższymi temperaturami wzrostu i ostrzejszą gwałtownością międzyfazową niż inne techniki wzrostu epitaksjalnego, takie jak metaloorganiczne osadzanie z fazy gazowej.5 Schemat przedstawiono na Rysunku 1.

Schemat osadzania próżniowego przedstawiający komorę wzrostu, zawór odcinający, komorę przygotowawczą, śluzę załadowczą.
Rycina 1: Schemat układu MBE. Schemat przedstawiający śluzę załadowczą, system transferowy, stację odgazowywania oraz komorę wzrostu. Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększoną wersję tej ryciny.

Azotki III można hodować na podłożach o różnych orientacjach krystalicznych. Najczęściej stosowaną orientacją jest płaszczyzna c o polaryzacji Ga, która umożliwia formowanie dwuwymiarowego gazu elektronowego bez domieszkowania, wykorzystując różnicę w polaryzacji między warstwą barierową, zazwyczaj AlGaN, a kanałem GaN. Różne orientacje niepolarne i semipolarne GaN zyskały znaczną uwagę w optoelektronice ze względu na zredukowane efekty polaryzacyjne w studniach kwantowych,6,7 co czyni te orientacje mniej pożądanymi w zastosowaniach HEMT. Urządzenia o orientacji N-polarnej są atrakcyjne dla nowej generacji wysokoczęstotliwościowych tranzystorów HEMT ze względu na kilka wewnętrznych zalet w stosunku do konwencjonalnych urządzeń o polaryzacji Ga.8 Warstwa barierowa w urządzeniach N-polarnych jest hodowana pod kanałem GaN, jak pokazano na Rysunku 2, co skutkuje powstaniem naturalnej bariery tylnej, która wspomaga kontrolę elektrostatyczną kanału i redukuje efekty krótkiego kanału, umożliwiając jednocześnie łatwiejszy dostęp prądu do kanału GaN i zmniejszając rezystancję styku. Barierą można również sterować niezależnie od kanału, dzięki czemu w miarę zmniejszania grubości kanału w urządzeniach wysokoczęstotliwościowych można modyfikować konstrukcję bariery, aby zrekompensować ładunek kanału utracony w wyniku efektów przypinania poziomu Fermiego.

Schemat przekroju podłoża GaN z gazem elektronowym, przedstawiający warianty N-polarne i Ga-polarne.
Rycina 2: Schemat warstwy epitaksjalnej. Struktura warstw (a) N-polarnego HEMT oraz (b) Ga-polarnego HEMT w celu porównania. Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększoną wersję tej ryciny.

Tranzystory HEMT stosowane w szybkich wzmacniaczach o wysokiej mocy są zazwyczaj hodowane na podłożach z SiC, aby wykorzystać wysoką przewodność cieplną SiC. W celu zwiększenia ruchliwości elektronów,9 a tym samym poprawy charakterystyki wysokoczęstotliwościowej, można zastosować samodzielne podłoża GaN o niskiej gęstości dyslokacji przebiegających. Po wyhodowaniu warstwy nukleacyjnej AlN, hoduje się gruby bufor GaN, aby przestrzennie oddzielić zanieczyszczenia na interfejsie regeneracji od kanału HEMT i poprawić izolację elektryczną. W przeciwieństwie do innych materiałów z grupy III-V, GaN hodowany metodą PAMBE zazwyczaj wymaga warunków wzrostu z odpowiednim stosunkiem grupy III/V większym niż 1, t.j. warunków bogatych w metal,10,11 aby uzyskać gładką morfologię powierzchni. InxAl1-xN stanowi alternatywny materiał barierowy dla tranzystorów HEMT z azotków grupy III i w ostatnim czasie zyskał znaczną uwagę, ponieważ dla x ≈ 0,18 może być hodowany z dopasowaniem sieciowym do GaN oraz może generować ponad dwukrotnie większy ładunek kanału w porównaniu z barierami AlGaN ze względu na wysoką polaryzację spontaniczną.12-15 W przeciwieństwie do barier AlGaN, w warstwach InAlN Ga wbudowuje się preferencyjnie w miejsce In,16 dlatego należy zadbać o to, aby powierzchnia była wolna od nadmiaru Ga po wzroście bogatej w Ga warstwy buforowej GaN i przed wzrostem InAlN.

Kontrola ilości Ga na powierzchni może zostać osiągnięta poprzez podawanie strumienia Ga nieco mniejszego niż strumień wymagany do tworzenia się kropel Ga. Jednakże to okno wzrostu jest wąskie, a niewystarczające pokrycie powierzchni Ga spowoduje degradację morfologii powierzchni do postaci plateau/rowków, podczas gdy nadmierny strumień Ga doprowadzi do akumulacji Ga i tworzenia się makroskopowych kropel.17 Do monitorowania akumulacji i desorpcji Ga można wykorzystać natężenie dyfrakcji wysokenergetycznych elektronów w odbiciu (RHEED). Pokrycie powierzchni Ga sygnalizowane jest spadkiem natężenia RHEED, a jakiekolwiek opóźnienie między zamknięciem migawek Ga (oraz N*) a początkowym wzrostem natężenia RHEED wskazuje na akumulację Ga, jak pokazano na Rysunku 3.

Wykres akumulacji galu; czas względem intensywności; porównanie danych idealnych i nadmiarowych, otwarcie/zamknięcie migawek.
Rysunek 3: Monitorowanie pokrycia Ga za pomocą intensywności RHEED. Sygnał intensywności RHEED zmierzony z obrazu RHEED pozyskanego podczas rotacji przy użyciu akwizycji wyzwalanej. Niedostateczny strumień Ga objawia się natychmiastowym wzrostem intensywności po zamknięciu migawek (nie pokazano). Nasycone/idealne pokrycie Ga objawia się opóźnieniem między zamknięciem migawek a gwałtownym rozjaśnieniem RHEED, natomiast nadmierne pokrycie Ga przejawia się zarówno opóźnieniem początkowego rozjaśnienia RHEED, jak i bardziej stopniowym wzrostem intensywności, w wyniku czego pełny powrót intensywności trwa dłużej niż 60 s. Kliknij tutaj, aby wyświetlić większą wersję tego rysunku.

Uzyskanie wysokiej jakości InAlN metodą PAMBE jest utrudnione przez występowanie bocznych fluktuacji składu, co prowadzi do powstania mikrostruktury typu „plastra miodu”, składającej się z domen bogatych w Al otoczonych granicami bogatymi w In.18 Eliminację tej mikrostruktury osiąga się poprzez zastosowanie temperatury podłoża o około 50 °C wyższej niż temperatura rozpoczęcia desorpcji In,15,19,20 czyli w przybliżeniu 630 °C dla InAlN o polaryzacji N. W tym wysokotemperaturowym reżimie wzrostu skład InxAl1-xN jest silną funkcją temperatury podłoża, przy czym wyższe temperatury skutkują mniejszą inkorporacją In. Strumień In można zwiększyć, aby zrekompensować straty In wynikające z odparowania, choć w praktyce maksymalny strumień In jest ograniczony przez spadek wydajności inkorporacji wraz ze wzrostem strumienia In.21 Oprócz obniżenia temperatury podłoża lub zwiększenia strumienia In, zwiększenie szybkości wzrostu może również zwiększyć zawartość In ze względu na tzw. „efekt zakopywania In” (In burying effect), w którym nadlatujące atomy Al pułapkują In i zapobiegają jego odparowaniu.21,22 Wyższe szybkości wzrostu można osiągnąć poprzez proporcjonalne zwiększenie strumieni In i Al. Aby utrzymać warunki wzrostu bogate w N, należałoby zwiększyć również N*, co można osiągnąć poprzez zwiększenie mocy plazmy RF, zwiększenie przepływu N2, ulepszenie konstrukcji komory plazmowej lub zwiększenie gęstości otworów w płytce aperturowej.

Dodatkowe warstwy epitaksjalne w tranzystorach HEMT opartych na InAlN obejmują warstwy pośrednie (IL) z GaN i AlN oraz kanał z GaN. Warstwa pośrednia AlN wstawiona pomiędzy barierę a kanał może zwiększyć ruchliwość µ, a także gęstość ładunku powierzchniowego kanału ns. Wzrost ruchliwości przypisuje się zmniejszeniu nakładania się funkcji falowej elektronów na barierę InAlN i w konsekwencji redukcji rozpraszania stopowego.9 Aby zapewnić wysoką jakość wzrostu warstwy pośredniej AlN, podczas wzrostu dostarcza się nadmiar strumienia Ga, który pełni rolę surfaktanta. Warstwę pośrednią GaN można zastosować pomiędzy warstwą pośrednią AlN a barierą, aby dodatkowo poprawić ruchliwość przy jednoczesnym zmniejszeniu ładunku kanału. Kanał GaN może być hodowany w tej samej temperaturze co bariera InAlN, co umożliwia ciągły wzrost od bariery przez warstwy pośrednie i kanał. Poprawioną ruchliwość uzyskano poprzez przerwanie wzrostu po warstwie pośredniej AlN i zwiększenie temperatury wzrostu przed hodowlą kanału GaN. W tym przypadku podczas przerwy należy utrzymać ochronną warstwę Ga na powierzchni, aby zapobiec degradacji ruchliwości.

Poniższy protokół dotyczy konkretnie tranzystorów HEMT z barierą InAlN hodowanych na podłożach GaN o polarności N. Można go bezpośrednio rozszerzyć na hodowlę na podłożach 4H- lub 6H-SiC o polarności C poprzez wprowadzenie warstwy AlN bogatej w azot o grubości 50 nm.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Protokół

1. Rampa komory efuzyjnej i kalibracja strumienia

  1. Upewnij się, że ciecz N2 przepływa do kriopaneli i że komora wzrostowa osiągnęła ciśnienie podstawowe.
  2. Zwiększ temperaturę komórek efuzyjnych do temperatury pomiaru strumienia wiązki (BFM) z szybkością narastania 1 °C/s dla ogniw Ga i In oraz 10 °C/min dla Al. Odczekaj 1 godzinę, aż ogniwa ustabilizują się termicznie.
  3. Otwórz migawkę każdej komórki na 30-60 sekund, a następnie zamknij migawkę na 1-2 minuty. Powtórz trzy razy dla każdej komórki. Odrzuć pierwszy pomiar strumienia jonów wiązki i uśrednij pozostałe dwa. Dostosuj temperaturę ogniwa, aby uzyskać żądany strumień zgodnie z poprzednimi kalibracjami strumienia/temperatury.

2. Przygotowanie i obciążenie podłoża

  1. Czyszczenie podłoża ex situ
    1. Załaduj gotowe do epi N-polarne podłoża GaN bezpośrednio, bez konieczności czyszczenia ex situ. Jeśli wafel był wystawiony na działanie powietrza przez więcej niż kilka godzin, spłucz go pod acetonem (30 sekund), izopropanolem (30 sekund) i wodą dejonizowaną (DI) (60 sekund). Jeśli to możliwe, płukanie jest preferowane zamiast zanurzenia, ponieważ ma tendencję do pozostawiania mniejszej ilości cząstek na powierzchni płytki.
      UWAGA: W przypadku podłoży Ga-polarnych GaN zaleca się bardziej rygorystyczne czyszczenie powierzchni. 23
  2. Załaduj wafel
    1. Zamknąć zasuwę odcinającą blokadę obciążenia i odpowietrzyć za pomocą N2.
    2. Załaduj wafel na uchwyt i włóż kasetę z powrotem do zamka ładowania. Włączyć pompę do obróbki zgrubnej z blokadą obciążenia i otworzyć zawór pompy do obróbki zgrubnej oraz zawór kolektora.
    3. Gdy ciśnienie w kolektorze spadnie poniżej 0,1 Torra, zamknij zawory kolektora i pompy zgrubnej. Wyłączyć pompę do obróbki zgrubnej i otworzyć zawór odcinający turbopompy z blokadą obciążenia.
    4. Pozwól, aby blokada ładunku pompowała się w dół przez 30-60 minut. Najlepiej użyć ciśnienia blokady ładunku 10-6-10-7 Torr przed przeniesieniem do komory przygotowawczej.
    5. Otwórz blokadę załadunku do komory przygotowawczej i przenieś wafel do wózka za pomocą chybotliwego drążka. Następnie za pomocą wózka przenieś wafel do stacji odgazowywania w komorze przygotowawczej. Przesuwać wózek ręcznie po szynie za pomocą obrotowego przepustu na komorze przygotowawczej.
  3. Wafel odgazowujący
    1. Zwiększyć temperaturę grzałki stacji odgazowującej do 700 °C w ciągu 10 minut.
    2. Po 30 minutach zmniejsz temperaturę z powrotem do 100 °C. Gdy temperatura ≤ 250 °C, przenieś wafel z powrotem do wózka za pomocą chybotliwego drążka na stacji odgazowywania.
  4. Załaduj wafel do komory wzrostu
    1. Opuść manipulator podłoża do pozycji obciążenia, otwórz zasuwę komory przygotowania/wzrostu i przenieś uchwyt płytki do manipulatora.
    2. Podnieś manipulator do pozycji wzrostu, w pobliżu grzałki podłoża.
    3. Wyjmij wózek i zamknij zasuwę.
    4. Otwórz zawór butli N2, zawór regulacyjny i zawór iglicowy odcinający. Ustaw regulator przepływu masowego (MFC) na 1.5 sccm (lub w razie potrzeby, aby uzyskać ciśnienie w komorze 3-4 x 10-5 Torr). Optymalne ciśnienie dla zapłonu plazmowego jest silnie zależne od systemu. Należy pamiętać, że N2 musi mieć bardzo wysoką czystość (najlepiej lepszą niż 6 N), a w linii stosuje się dodatkowy filtr w celu dalszej redukcji zanieczyszczeń.
    5. Przy zamkniętych żaluzjach N* i głównych włącz zasilanie plazmowe RF i kontroler sieciowy z automatycznym dopasowywaniem. Zwiększaj moc RF, aż plazma się zapali.
    6. Ustaw moc RF i przepływ N2 na żądane warunki procesu, w tym przypadku 350 W i 2.0 sccm. Strumień N* wynikający z danych warunków plazmy jest zależny od układu, ale w tym przypadku warunki te dają tempo wzrostu GaN na poziomie 5,0 nm/min lub strumień N* na poziomie 1,8 nm-2 sec-1. Monitorować stabilność plazmy za pomocą spektrometru umieszczonego na tylnej szybie komory plazmowej.
  5. Przygotowanie powierzchni in situ: osadzanie i desorpcja Ga
    1. Zwiększyć temperaturę podgrzewacza podłoża do 10 °C powyżej żądanej temperatury wzrostu GaN z szybkością narastania ≤1 °C/sek. W takim przypadku należy użyć szacowanej temperatury płytki wynoszącej 730 °C.
    2. Włącz system RHEED, aby obserwować degradację powierzchni płytki i monitorować pokrycie Ga. Ręcznie włącz obrót podłoża. Skonfiguruj oprogramowanie do akwizycji RHEED w taki sposób, aby zbierało wzór RHEED raz na obrót substratu w celu uzyskania obrazu statycznego, gdy podłoże obraca się podczas wzrostu.
    3. Otwórz żaluzję podłoża i żaluzję Ga na 1 minutę. Upewnij się, że intensywność RHEED maleje, a następnie osiąga plateau w miarę akumulacji Ga. Strumień Ga powinien być podobny do tego używanego do wzrostu GaN. Tutaj strumień Ga wynosi w przybliżeniu 3,7 nm-2 sec-1.
    4. Zamknij migawkę na 2 minuty i upewnij się, że intensywność RHEED wzrasta i osiąga plateau przed końcem 2 minut, wskazując na desorpcję Ga.
    5. Powtórz kroki 2.5.2-2.5.4 trzy razy,24 a następnie zwiększ temperaturę wzrostu podłoża do temperatury wzrostu GaN.

3. Wzrost KONOPI

  1. Wzrost bufora
    1. Zainicjuj wzrost, otwierając przesłonę N* na 1-minutową azotację.
    2. Wyhoduj cienką warstwę zarodkową AlN o długości fali 1-3 nm, otwierając przesłonę Al. Ta warstwa AlN może pomóc w zapobieganiu powstawaniu dyslokacji gwintów,25 jednak warstwa AlN komplikuje pomiary dyfrakcji rentgenowskiej (XRD) i nie jest zalecana w przypadku próbek kalibracyjnych opartych na XRD. Należy użyć tego samego strumienia Al, co dla warstwy InAlN, czyli około 0,36 nm-2 sec-1, co daje szybkość wzrostu około 1 nm/min.
    3. Zamknij migawkę Al i N* i natychmiast otwórz migawkę Ga na 10 sekund, aby umożliwić Ga nasycenie powierzchni, intensywność RHEED powinna gwałtownie spaść. Otwórz migawkę N* (przy nadal otwartej migawki Ga) i zwiększ GaN o 5 minut. Stosować domieszkowanie Be lub C, szczególnie w przypadku wolnostojących podłoży GaN, aby zapobiec prądom upływowym w buforze.
    4. Zamknij żaluzje Ga i N*, aby przerwać wzrost na 1 minutę. Monitoruj intensywność RHEED. Jeśli intensywność RHEED natychmiast wzrośnie, oznacza to, że strumień Ga nie jest wystarczająco wysoki. Jeśli intensywność RHEED wzrasta po >30 sekundach lub nie osiąga plateau w ciągu 1 minuty, oznacza to, że strumień Ga jest zbyt wysoki. Zobacz rysunek 3.
    5. Zwiększyć temperaturę substratu o kilka stopni (lub zmniejszyć temperaturę komórki efuzyjnej Ga), aby skompensować wysoki strumień Ga obserwowany w ppkt 3.1.4. Jeśli strumień Ga był zbyt niski, zmniejsz temperaturę substratu (lub zwiększ temperaturę komórki efuzyjnej Ga), aby to skompensować.
      1. Powtarzaj kroki 3.1.3-3.1.5 do momentu wystąpienia 15-30 sekund opóźnienia, zanim intensywność RHEED wzrośnie, a intensywność RHEED osiągnie plateau przed 1 minutą.
    6. Kontynuuj powtarzanie kroków 3.1.4-3.1.5, aż do osiągnięcia żądanej grubości GaN. Określ grubość, mnożąc całkowity czas wzrostu przez skalibrowaną szybkość wzrostu. W przypadku wzrostu bogatego w Ga należy określić szybkość wzrostu za pomocą strumienia N*, który z kolei można obliczyć za pomocą XRD w celu zmierzenia grubości dla znanego czasu wzrostu w oddzielnie hodowanej próbce kalibracyjnej.
  2. Wzrost bariery InAlN
    1. Odczekaj dodatkowe 1 minutę po ostatnim etapie wzrostu GaN, aby upewnić się, że cały GaN wyparował.
    2. Szybko obniż temperaturę wzrostu InAlN do około 630 °C. Pozwól, aby temperatura podłoża ustabilizowała się przez około 2 minuty.
    3. Otwórz żaluzje In, Al i N*. Intensywność RHEED powinna się zmniejszyć i osiągnąć plateau w ciągu pierwszych 3 minut. Ciągły spadek intensywności RHEED może wskazywać na akumulację In, co jest szkodliwe dla wzrostu InAlN. Wzór RHEED powinien pozostać smugowy, wskazując na gładką powierzchnię. Strumienie In i Al wynoszą około 0,31 i 0,36 nm-2 sec-1, co daje ograniczoną szybkość wzrostu grupy III wynoszącą 1,25 nm/min.
    4. Zamknij żaluzje In, Al i N* po osiągnięciu żądanej grubości bariery. W przypadku wzrostu bogatego w N należy określić tempo wzrostu na podstawie całkowitego strumienia grupy III. Zmierz szybkość wzrostu za pomocą XRD na oddzielnie hodowanej próbce kalibracyjnej InAlN. W przypadku bariery InAlN 15 nm przy podanych tutaj warunkach należy otworzyć żaluzje na 12 min 30 sek.
  3. Wzrost międzywarstwowy i kanałowy
    1. Najpierw otwórz migawkę Ga na 5 sekund, a następnie otwórz migawkę N* i powiększ warstwę pośrednią GaN. Temperatura podłoża powinna nadal być na poziomie temperatury wzrostu InAlN.
    2. Otwórz przesłonę Al bez zamykania przesłon Ga lub N*, aby powiększyć warstwę pośrednią AlN. Strumień Al dla warstwy pośredniej powinien być taki sam lub nieco wyższy niż strumień N*, najlepiej przy użyciu innej komórki efuzyjnej Al niż ta używana w warstwie barierowej InAlN, aby uniknąć konieczności zmiany temperatury ogniwa. Patrz krok 3.2.4.
    3. Zamknij przesłony N* i Al, ale pozostaw migawkę Ga otwartą. Zwiększ temperaturę podłoża do temperatury kanału GaN.
    4. Po 30 sekundach zamknij migawkę Ga. Odczekaj 30 sekund (lub gdy tylko intensywność RHEED zacznie rosnąć) i ponownie otwórz migawkę Ga. Kontynuuj cykl migawki Ga, aż podłoże osiągnie temperaturę wzrostu kanału GaN. Pozwoli to chronić powierzchnię, jednocześnie zapobiegając nadmiernemu gromadzeniu się Ga.
    5. Otwórz migawkę Ga na 5 sekund, a następnie otwórz migawkę N* i zwiększ kanał GaN.
    6. Zamknij żaluzje Ga, N* i główne. Zmniejsz temperaturę podłoża do 200 °C, wyłącz plazmę N* i odetnij dopływ gazuN2.
    7. Zmniejsz temperaturę ogniw do ich temperatury czuwania, jeśli skończysz na cały dzień.
    8. Poczekaj, aż temperatura podłoża spadnie poniżej 250 °C, a ciśnienie w komorze spadnie poniżej 8 x 10-7 Torr, a następnie otwórz zasuwę komory wzrostu i przenieś uchwyt wafla z powrotem do wózka.
    9. Postępuj zgodnie z odwrotnością kroku 2.2, aby przenieść wafel z powrotem do zamka obciążenia, odpowietrzyć za pomocą N2 i wyjąć wafel. Upewnij się, że zasuwa komory wzrostu jest zamknięta przed otwarciem blokady obciążenia i że zasuwa turbopompy blokady obciążenia jest zamknięta przed odpowietrzeniem.
    10. Wykonaj kroki 2.2.3-2.2.5, aby przywrócić kasetę i blokadę obciążenia do wysokiej próżni.

4. Charakterystyka

  1. Scharakteryzuj jakość materiału za pomocą mikroskopii optycznej, aby sprawdzić, czy nie ma wżerów, pęknięć lub kropelek Ga, które mogły powstać podczas wzrostu kanału, XRD do sprawdzenia jakości międzyfazowej i struktury oraz AFM do sprawdzenia morfologii powierzchni. 20,21
  2. Jeśli obecne są kropelki Ga, zanurz wafel w stężonym kwasie HF na 5-10 minut, aby usunąć kropelki bez uszkadzania wrażliwej chemicznie powierzchni N-polarnej.
  3. Zmierz rezystancję arkusza za pomocą bezdotykowych pomiarów rezystancji Lehighton.
  4. Przetwórz próbkę, aby umożliwić charakterystykę elektryczną, w tym pomiary Halla i CTLM oraz charakterystykę tranzystorów prądu stałego i RF. 9,26
    5. pkt.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Wyniki

Skany dyfrakcji rentgenowskiej (XRD) cienkich warstw InAlN wyhodowanych na podłożach GaN o polaryzacji N, przedstawione na Rysunku 4(a), wykazują pojedynczy pik zarówno dla warstw o grubości 50 nm, jak i 200 nm. Skan XRD warstwy InAlN o grubości 50 nm wykazuje prążki Pendellösunga do 15go rzędu, co świadczy o bardzo wysokiej jakości międzyfazowej. Asymetryczna mapa przestrzeni odwrotnej na Rysunku 4(b) pokazuje, że warstwa InAlN o grubości 200 ...

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Dyskusja

Wzrost wysokiej jakości warstwy buforowej GaN ma kluczowe znaczenie dla osiągnięcia wysokiej ruchliwości elektronów w dowolnym HEMT z azotku III. W przypadku N-polarnego InAlN HEMT wzrost warstwy buforowej jest skomplikowany ze względu na wymóg, aby całe Ga zostało usunięte z powierzchni przed wzrostem InAlN. Istnieje wiele technik, aby to osiągnąć, oprócz opisanej tutaj procedury, takich jak epitaksja modulowana metalami,27 wykorzystująca warunki wzrostu na krawędzi pośredniego pokrycia Ga i reżimu akumulacji kropelek

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Oświadczenia

Autorzy nie mają nic do ujawnienia.

Podziękowania

Autorzy dziękują panu Neilowi Greenowi za pomoc w przygotowaniu próbki. Prace te były wspierane przez Biuro Badań Marynarki Wojennej w ramach finansowania przez dr P. Maki. MTH otrzymało wsparcie w ramach stypendium podoktorskiego National Research Council.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Materiały

Lista materiałów użytych w tym artykule
NazwaFirmaNumer katalogowyKomentarze
Wolnostojący N-polarny wafel GaNKyma10 mm x 10 mm
C-polarny wafel SiCCreeW4TRE0R-L600o średnicy 3 cali
Aceton klasy mikroelektronicznejFischer ScientificA18-4
Klasa mikroelektroniczna izoproponalnaJ.T. Baker9079-05 / JT9079-5
Materiał źródłowy Al (czysty 6N5)UMCALR62060I
Materiał źródłowy Ga (czysty 7N)UMCGA701
W materiale źródłowym (czysty 7N)UMCIN750
ULSI Gaz źródłowy N2 (czysty 6N)Matheson Tri-gasG2659906D
PRO-75 MBE systemOmicronScientia

Bibliografia

  1. Hughes, W. C., et al. Molecular beam epitaxy growth and properties of GaN films on GaN/SiC substrates. J. Vac. Sci. Technol., B. 13 (4), 1571-1577 (1995).
  2. McSkimming, B. M., Wu, F., Huault, T., Chaix, C., Speck, J. S. Plasma assisted molecular beam epitaxy of GaN with growth rates 2.6 µm/hr. J. Cryst. Growth. 386 (0), 168-174 (2014).
  3. Grandjean, N., Massies, J., Leroux, M. Nitridation of sapphire. Effect on the optical properties of GaN epitaxial overlayers. Appl. Phys. Lett. 69 (14), 2071-2073 (1996).
  4. Corrion, A. L., Wu, F., Speck, J. S. Growth regimes during homoepitaxial growth of GaN by ammonia molecular beam epitaxy. J. Appl. Phys. 112 (5), 054903(2012).
  5. Mazumder, B., et al. Atom probe analysis of AlN interlayers in AlGaN/AlN/GaN heterostructures. Appl. Phys. Lett. 102 (11), 111603(2013).
  6. Feezell, D. F., Speck, J. S., DenBaars, S. P., Nakamura, S. Semipolar (2021) InGaN/GaN Light-Emitting Diodes for High-Efficiency Solid State Lighting. J. Disp. Technol. 9 (4), (2013).
  7. Hardy, M. T., et al. True Green Semipolar InGaN-Based Laser Diodes Beyond Critical Thickness Limits Using Limited Area Epitaxy. J. Appl. Phys. 114 (18), 183101(2013).
  8. Wong, M. H., et al. N-polar GaN epitaxy and high electron mobility transistors. Semicond. Sci. Technol. 28 (7), 074009(2013).
  9. Hardy, M. T., et al. Charge control in N-polar InAlN high-electron-mobility transistors grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy. J. Vac. Sci. Technol., B. 33 (6), 061207(2015).
  10. Piquette, E. C., Bridger, P. M., Beach, R. A., McGill, T. C. Effect of Buffer Layer and III/V Ratio on the Surface Morphology of GaN Grown by MBE. Symposium G '-' GaN and Related Alloys. , (1998).
  11. Tarsa, E. J., et al. Homoepitaxial growth of GaN under Ga-stable and N-stable conditions by plasma-assisted molecular beam epitaxy. J. Appl. Phys. 82 (11), 5472-5479 (1997).
  12. Kuzmik, J. Power electronics on InAlN/(In)GaN: Prospect for a record performance. IEEE Electron Device Lett. 22 (11), 510-512 (2001).
  13. Fernández-Garrido, S., Gačević, Ž, Calleja, E. A comprehensive diagram to grow InAlN alloys by plasma-assisted molecular beam epitaxy. Appl. Phys. Lett. 93 (19), 191907(2008).
  14. Katzer, D. S., et al. Molecular beam epitaxy of InAlN∕GaN heterostructures for high electron mobility transistors. J. Vac. Sci. Technol., B. 23 (3), 1204-1208 (2005).
  15. Kaun, S. W., et al. GaN-based high-electron-mobility transistor structures with homogeneous lattice-matched InAlN barriers grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy. Semicond. Sci. Technol. 29 (4), 045011(2014).
  16. Hoke, W. E., Torabi, A., Mosca, J. J., Kennedy, T. D. Thermodynamic analysis of cation incorporation during molecular beam epitaxy of nitride films using metal-rich growth conditions. J. Vac. Sci. Technol., B. 25 (3), 978-982 (2007).
  17. Koblmüller, G., Reurings, F., Tuomisto, F., Speck, J. S. Influence of Ga/N ratio on morphology, vacancies, and electrical transport in GaN grown by molecular beam epitaxy at high temperature. Appl. Phys. Lett. 97 (19), 191915(2010).
  18. Zhou, L., Smith, D. J., McCartney, M. R., Katzer, D. S., Storm, D. F. Observation of vertical honeycomb structure in InAlN∕GaN heterostructures due to lateral phase separation. Appl. Phys. Lett. 90 (8), 081917(2007).
  19. Ahmadi, E., et al. Elimination of columnar microstructure in N-face InAlN, lattice-matched to GaN, grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy in the N-rich regime. Appl. Phys. Lett. 104 (7), 072107(2014).
  20. Hardy, M. T., et al. Morphological and microstructural stability of N-polar InAlN thin films grown on free-standing GaN substrates by molecular beam epitaxy. J. Vac. Sci. Technol., A. 34 (2), 021512(2016).
  21. Hardy, M. T., et al. Indium incorporation dynamics in N-polar InAlN thin films grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy on freestanding GaN substrates. J. Cryst. Growth. 245, (2015).
  22. Leszczynski, M., et al. Indium incorporation into InGaN and InAlN layers grown by metalorganic vapor phase epitaxy. J. Cryst. Growth. 318 (1), 496-499 (2011).
  23. Storm, D. F., et al. Ultrathin-barrier AlN/GaN heterostructures grown by rf plasma-assisted molecular beam epitaxy on freestanding GaN substrates. J. Cryst. Growth. 380, 14-17 (2013).
  24. Storm, D. F., Katzer, D. S., Meyer, D. J., Binari, S. C. Oxygen incorporation in homoepitaxial N-polar GaN grown by radio frequency-plasma assisted molecular beam epitaxy: Mitigation and modeling. J. Appl. Phys. 112 (1), 013507(2012).
  25. Storm, D. F., et al. Effect of interfacial oxygen on the microstructure of MBE-grown homoepitaxial N-polar. J. Cryst. Growth. 409 (0), 14(2014).
  26. Meyer, D. J., et al. High Electron Velocity Submicrometer AlN/GaN MOS-HEMTs on Freestanding GaN Substrates. IEEE Electron Device Lett. 34, 199(2013).
  27. Moseley, M., Billingsley, D., Henderson, W., Trybus, E., Doolittle, W. A. Transient atomic behavior and surface kinetics of GaN. J. Appl. Phys. 106 (1), 014905(2009).
  28. Koblmüller, G., et al. Ga Adlayer Governed Surface Defect Evolution of (0001)GaN Films Grown by Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy. Jpn. J. Appl. Phys. 44 (28), L906-L908 (2005).
  29. Poblenz, C., Waltereit, P., Speck, J. S. Uniformity and control of surface morphology during growth of GaN by molecular beam epitaxy. J. Vac. Sci. Technol., B. 23 (4), 1379-1385 (2005).

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Przedruki i uprawnienia

Tagi

HEMT-y z InAlN o polarności Nwzrost buforu GaNwarstwa barierowa InAlNtworzenie warstwy pośredniej GaNwarstwa pośrednia z azotku glinukanał z azotku galukontrola temperatury podłożamonitorowanie strumienia galuaktywna plazma azotowa
Wspomagana plazmą epitaksja wiązki molekularnej tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów N-polarnych barier InAlN
Skontaktuj się z nami
Poleć bibliotece

Prywatność

Warunki korzystania z usługi

Zasady

Prawa autorskie © 2026 MyJoVE Corporation. Wszelkie prawa zastrzeżone.