Name: Wspomagana plazmą epitaksja wiązki molekularnej tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów N-polarnych barier InAlN (Wideo) | JoVE Journal
Uploaded: 2016-11-24T13:00:00.000+00:00
Duration: 10 min 31 s
Description: Poznaj epitaksję wiązką molekularną tranzystorów HEMT z barierą InAlN o polaryzacji N, osiągających ruchliwość elektronów do 1750 cm²/V·s. Ta metoda umożliwia produkcję półprzewodników o wysokiej wydajności.

ai_agent_IP

ai_agent

maintenance

instantTrialDurationMinutes

isBiopharma

enableNewMyJoveSectionDesign

educationFeatures

seoMetaApi

ai_copilot_institution_blacklist

ai_chat_institution_blacklist

freeAccessWindow

ssoRoleCapture

scheduledMaintenanceBanner

joveLabsFeatures

disable_autoplay_for_bots

extended_trial_duration

5 minutes

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.

1. Rampa komory efuzyjnej i kalibracja strumienia
<ol>
	<li>Upewnij się, że ciecz N2 przepływa do kriopaneli i że komora wzrostowa osiągnęła ciśnienie podstawowe.</li>
	<li>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.</li>
	<li>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.</li>
</ol>
2. Przygotowanie i obciążenie podłoża
<ol>
	<li>Czyszczenie podłoża ex situ
	<ol>
		<li>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</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Załaduj wafel
	<ol>
		<li>Zamknąć zasuwę odcinającą blokadę obciążenia i odpowietrzyć za pomocą N2.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Wafel odgazowujący
	<ol>
		<li>Zwiększyć temperaturę grzałki stacji odgazowującej do 700 °C w ciągu 10 minut.</li>
		<li>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.</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Załaduj wafel do komory wzrostu
	<ol>
		<li>Opuść manipulator podłoża do pozycji obciążenia, otwórz zasuwę komory przygotowania/wzrostu i przenieś uchwyt płytki do manipulatora.</li>
		<li>Podnieś manipulator do pozycji wzrostu, w pobliżu grzałki podłoża.</li>
		<li>Wyjmij wózek i zamknij zasuwę.</li>
		<li>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.</li>
		<li>Przy zamkniętych żaluzjach N* i głównych włącz zasilanie plazmowe RF i kontroler sieciowy z automatycznym dopasowywaniem. Zwiększaj moc RF, aż plazma się zapali.</li>
		<li>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.</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Przygotowanie powierzchni in situ: osadzanie i desorpcja Ga
	<ol>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>Zamknij migawkę na 2 minuty i upewnij się, że intensywność RHEED wzrasta i osiąga plateau przed końcem 2 minut, wskazując na desorpcję Ga.</li>
		<li>Powtórz kroki 2.5.2-2.5.4 trzy razy,24 a następnie zwiększ temperaturę wzrostu podłoża do temperatury wzrostu GaN.</li>
	</ol>
	</li>
</ol>
3. Wzrost KONOPI
<ol>
	<li>Wzrost bufora
	<ol>
		<li>Zainicjuj wzrost, otwierając przesłonę N* na 1-minutową azotację.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.
		<ol>
			<li>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.</li>
		</ol>
		</li>
		<li>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.</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Wzrost bariery InAlN
	<ol>
		<li>Odczekaj dodatkowe 1 minutę po ostatnim etapie wzrostu GaN, aby upewnić się, że cały GaN wyparował.</li>
		<li>Szybko obniż temperaturę wzrostu InAlN do około 630 °C. Pozwól, aby temperatura podłoża ustabilizowała się przez około 2 minuty.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
	</ol>
	</li>
	<li>Wzrost międzywarstwowy i kanałowy
	<ol>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>Zamknij przesłony N* i Al, ale pozostaw migawkę Ga otwartą. Zwiększ temperaturę podłoża do temperatury kanału GaN.</li>
		<li>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.</li>
		<li>Otwórz migawkę Ga na 5 sekund, a następnie otwórz migawkę N* i zwiększ kanał GaN.</li>
		<li>Zamknij żaluzje Ga, N* i główne. Zmniejsz temperaturę podłoża do 200 °C, wyłącz plazmę N* i odetnij dopływ gazuN2.</li>
		<li>Zmniejsz temperaturę ogniw do ich temperatury czuwania, jeśli skończysz na cały dzień.</li>
		<li>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.</li>
		<li>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.</li>
		<li>Wykonaj kroki 2.2.3-2.2.5, aby przywrócić kasetę i blokadę obciążenia do wysokiej próżni.</li>
	</ol>
	</li>
</ol>
4. Charakterystyka
<ol>
	<li>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</li>
	<li>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.</li>
	<li>Zmierz rezystancję arkusza za pomocą bezdotykowych pomiarów rezystancji Lehighton.</li>
	<li>Przetwórz próbkę, aby umożliwić charakterystykę elektryczną, w tym pomiary Halla i CTLM oraz charakterystykę tranzystorów prądu stałego i RF. 9,26</li> pkt.
</ol>

<ol><li>Hughes, W. C., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Molecular+beam+epitaxy+growth+and+properties+of+GaN+films+on+GaN%2FSiC+substrates%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+B%22%5BJournal%5D)">Molecular beam epitaxy growth and properties of GaN films on GaN/SiC substrates.</a> J. Vac. Sci. Technol., B. 13 (4), 1571-1577 (1995).</li>
<li>McSkimming, B. M., Wu, F., Huault, T., Chaix, C., Speck, J. S. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Plasma+assisted+molecular+beam+epitaxy+of+GaN+with+growth+rates+2.6+%C2%B5m%2Fhr%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Cryst.+Growth%22%5BJournal%5D)">Plasma assisted molecular beam epitaxy of GaN with growth rates 2.6 µm/hr.</a> J. Cryst. Growth. 386 (0), 168-174 (2014).</li>
<li>Grandjean, N., Massies, J., Leroux, M. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Nitridation+of+sapphire.+Effect+on+the+optical+properties+of+GaN+epitaxial+overlayers%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">Nitridation of sapphire. Effect on the optical properties of GaN epitaxial overlayers.</a> Appl. Phys. Lett. 69 (14), 2071-2073 (1996).</li>
<li>Corrion, A. L., Wu, F., Speck, J. S. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Growth+regimes+during+homoepitaxial+growth+of+GaN+by+ammonia+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">Growth regimes during homoepitaxial growth of GaN by ammonia molecular beam epitaxy.</a> J. Appl. Phys. 112 (5), 054903(2012).</li>
<li>Mazumder, B., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Atom+probe+analysis+of+AlN+interlayers+in+AlGaN%2FAlN%2FGaN+heterostructures%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">Atom probe analysis of AlN interlayers in AlGaN/AlN/GaN heterostructures.</a> Appl. Phys. Lett. 102 (11), 111603(2013).</li>
<li>Feezell, D. F., Speck, J. S., DenBaars, S. P., Nakamura, S. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Semipolar+%282021%29+InGaN%2FGaN+Light-Emitting+Diodes+for+High-Efficiency+Solid+State+Lighting%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Disp.+Technol%22%5BJournal%5D)">Semipolar (2021) InGaN/GaN Light-Emitting Diodes for High-Efficiency Solid State Lighting.</a> J. Disp. Technol. 9 (4), (2013).</li>
<li>Hardy, M. T., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((True+Green+Semipolar+InGaN-Based+Laser+Diodes+Beyond+Critical+Thickness+Limits+Using+Limited+Area+Epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">True Green Semipolar InGaN-Based Laser Diodes Beyond Critical Thickness Limits Using Limited Area Epitaxy.</a> J. Appl. Phys. 114 (18), 183101(2013).</li>
<li>Wong, M. H., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((N-polar+GaN+epitaxy+and+high+electron+mobility+transistors%5BTitle%5D)+AND+%22Semicond.+Sci.+Technol%22%5BJournal%5D)">N-polar GaN epitaxy and high electron mobility transistors.</a> Semicond. Sci. Technol. 28 (7), 074009(2013).</li>
<li>Hardy, M. T., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Charge+control+in+N-polar+InAlN+high-electron-mobility+transistors+grown+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+B%22%5BJournal%5D)">Charge control in N-polar InAlN high-electron-mobility transistors grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy.</a> J. Vac. Sci. Technol., B. 33 (6), 061207(2015).</li>
<li>Piquette, E. C., Bridger, P. M., Beach, R. A., McGill, T. C. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Effect+of+Buffer+Layer+and+III%2FV+Ratio+on+the+Surface+Morphology+of+GaN+Grown+by+MBE%5BTitle%5D)+AND+%22Symposium+G+%27-%27+GaN+and+Related+Alloys%22%5BJournal%5D)">Effect of Buffer Layer and III/V Ratio on the Surface Morphology of GaN Grown by MBE.</a> Symposium G '-' GaN and Related Alloys. , (1998).</li>
<li>Tarsa, E. J., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Homoepitaxial+growth+of+GaN+under+Ga-stable+and+N-stable+conditions+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">Homoepitaxial growth of GaN under Ga-stable and N-stable conditions by plasma-assisted molecular beam epitaxy.</a> J. Appl. Phys. 82 (11), 5472-5479 (1997).</li>
<li>Kuzmik, J. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Power+electronics+on+InAlN%2F%28In%29GaN%3A+Prospect+for+a+record+performance%5BTitle%5D)+AND+%22IEEE+Electron+Device+Lett%22%5BJournal%5D)">Power electronics on InAlN/(In)GaN: Prospect for a record performance.</a> IEEE Electron Device Lett. 22 (11), 510-512 (2001).</li>
<li>Fernández-Garrido, S., Gačević, Ž, Calleja, E. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((A+comprehensive+diagram+to+grow+InAlN+alloys+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">A comprehensive diagram to grow InAlN alloys by plasma-assisted molecular beam epitaxy.</a> Appl. Phys. Lett. 93 (19), 191907(2008).</li>
<li>Katzer, D. S., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Molecular+beam+epitaxy+of+InAlN%E2%88%95GaN+heterostructures+for+high+electron+mobility+transistors%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+B%22%5BJournal%5D)">Molecular beam epitaxy of InAlN∕GaN heterostructures for high electron mobility transistors.</a> J. Vac. Sci. Technol., B. 23 (3), 1204-1208 (2005).</li>
<li>Kaun, S. W., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((GaN-based+high-electron-mobility+transistor+structures+with+homogeneous+lattice-matched+InAlN+barriers+grown+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22Semicond.+Sci.+Technol%22%5BJournal%5D)">GaN-based high-electron-mobility transistor structures with homogeneous lattice-matched InAlN barriers grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy.</a> Semicond. Sci. Technol. 29 (4), 045011(2014).</li>
<li>Hoke, W. E., Torabi, A., Mosca, J. J., Kennedy, T. D. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Thermodynamic+analysis+of+cation+incorporation+during+molecular+beam+epitaxy+of+nitride+films+using+metal-rich+growth+conditions%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+B%22%5BJournal%5D)">Thermodynamic analysis of cation incorporation during molecular beam epitaxy of nitride films using metal-rich growth conditions.</a> J. Vac. Sci. Technol., B. 25 (3), 978-982 (2007).</li>
<li>Koblmüller, G., Reurings, F., Tuomisto, F., Speck, J. S. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Influence+of+Ga%2FN+ratio+on+morphology%2C+vacancies%2C+and+electrical+transport+in+GaN+grown+by+molecular+beam+epitaxy+at+high+temperature%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">Influence of Ga/N ratio on morphology, vacancies, and electrical transport in GaN grown by molecular beam epitaxy at high temperature.</a> Appl. Phys. Lett. 97 (19), 191915(2010).</li>
<li>Zhou, L., Smith, D. J., McCartney, M. R., Katzer, D. S., Storm, D. F. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Observation+of+vertical+honeycomb+structure+in+InAlN%E2%88%95GaN+heterostructures+due+to+lateral+phase+separation%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">Observation of vertical honeycomb structure in InAlN∕GaN heterostructures due to lateral phase separation.</a> Appl. Phys. Lett. 90 (8), 081917(2007).</li>
<li>Ahmadi, E., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Elimination+of+columnar+microstructure+in+N-face+InAlN%2C+lattice-matched+to+GaN%2C+grown+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy+in+the+N-rich+regime%5BTitle%5D)+AND+%22Appl.+Phys.+Lett%22%5BJournal%5D)">Elimination of columnar microstructure in N-face InAlN, lattice-matched to GaN, grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy in the N-rich regime.</a> Appl. Phys. Lett. 104 (7), 072107(2014).</li>
<li>Hardy, M. T., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Morphological+and+microstructural+stability+of+N-polar+InAlN+thin+films+grown+on+free-standing+GaN+substrates+by+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+A%22%5BJournal%5D)">Morphological and microstructural stability of N-polar InAlN thin films grown on free-standing GaN substrates by molecular beam epitaxy.</a> J. Vac. Sci. Technol., A. 34 (2), 021512(2016).</li>
<li>Hardy, M. T., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Indium+incorporation+dynamics+in+N-polar+InAlN+thin+films+grown+by+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy+on+freestanding+GaN+substrates%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Cryst.+Growth%22%5BJournal%5D)">Indium incorporation dynamics in N-polar InAlN thin films grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy on freestanding GaN substrates.</a> J. Cryst. Growth. 245, (2015).</li>
<li>Leszczynski, M., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Indium+incorporation+into+InGaN+and+InAlN+layers+grown+by+metalorganic+vapor+phase+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Cryst.+Growth%22%5BJournal%5D)">Indium incorporation into InGaN and InAlN layers grown by metalorganic vapor phase epitaxy.</a> J. Cryst. Growth. 318 (1), 496-499 (2011).</li>
<li>Storm, D. F., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Ultrathin-barrier+AlN%2FGaN+heterostructures+grown+by+rf+plasma-assisted+molecular+beam+epitaxy+on+freestanding+GaN+substrates%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Cryst.+Growth%22%5BJournal%5D)">Ultrathin-barrier AlN/GaN heterostructures grown by rf plasma-assisted molecular beam epitaxy on freestanding GaN substrates.</a> J. Cryst. Growth. 380, 14-17 (2013).</li>
<li>Storm, D. F., Katzer, D. S., Meyer, D. J., Binari, S. C. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Oxygen+incorporation+in+homoepitaxial+N-polar+GaN+grown+by+radio+frequency-plasma+assisted+molecular+beam+epitaxy%3A+Mitigation+and+modeling%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">Oxygen incorporation in homoepitaxial N-polar GaN grown by radio frequency-plasma assisted molecular beam epitaxy: Mitigation and modeling.</a> J. Appl. Phys. 112 (1), 013507(2012).</li>
<li>Storm, D. F., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Effect+of+interfacial+oxygen+on+the+microstructure+of+MBE-grown+homoepitaxial+N-polar%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Cryst.+Growth%22%5BJournal%5D)">Effect of interfacial oxygen on the microstructure of MBE-grown homoepitaxial N-polar.</a> J. Cryst. Growth. 409 (0), 14(2014).</li>
<li>Meyer, D. J., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((High+Electron+Velocity+Submicrometer+AlN%2FGaN+MOS-HEMTs+on+Freestanding+GaN+Substrates%5BTitle%5D)+AND+%22IEEE+Electron+Device+Lett%22%5BJournal%5D)">High Electron Velocity Submicrometer AlN/GaN MOS-HEMTs on Freestanding GaN Substrates.</a> IEEE Electron Device Lett. 34, 199(2013).</li>
<li>Moseley, M., Billingsley, D., Henderson, W., Trybus, E., Doolittle, W. A. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Transient+atomic+behavior+and+surface+kinetics+of+GaN%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">Transient atomic behavior and surface kinetics of GaN.</a> J. Appl. Phys. 106 (1), 014905(2009).</li>
<li>Koblmüller, G., et al. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Ga+Adlayer+Governed+Surface+Defect+Evolution+of+%280001%29GaN+Films+Grown+by+Plasma-Assisted+Molecular+Beam+Epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22Jpn.+J.+Appl.+Phys%22%5BJournal%5D)">Ga Adlayer Governed Surface Defect Evolution of (0001)GaN Films Grown by Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy.</a> Jpn. J. Appl. Phys. 44 (28), L906-L908 (2005).</li>
<li>Poblenz, C., Waltereit, P., Speck, J. S. <a target="_blank" href="http://www.ncbi.nlm.nih.gov/pubmed?term=((Uniformity+and+control+of+surface+morphology+during+growth+of+GaN+by+molecular+beam+epitaxy%5BTitle%5D)+AND+%22J.+Vac.+Sci.+Technol.%2C+B%22%5BJournal%5D)">Uniformity and control of surface morphology during growth of GaN by molecular beam epitaxy.</a> J. Vac. Sci. Technol., B. 23 (4), 1379-1385 (2005).</li>
</ol>

Autorzy nie mają nic do ujawnienia.

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<s...

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.
<img alt="Schemat osadzania próżniowego przedstawiający komorę wzrostu, zawór odcinający, komorę przygotowawczą, śluzę załadowczą." src="/files/ftp_upload/54775/54775fig1.jpg" data-altupdatedat="1788235205000" data-alt="Rycina 1"> 
Rycina 1: Schemat układu MBE. Schemat przedstawiający śluzę załadowczą, system transferowy, stację odgazowywania oraz komorę wzrostu. <a href="http://cloudflare.jove.com/files/ftp_upload/54775/54775fig1large.jpg" target="_blank">Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększoną wersję tej ryciny.</a>
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.
<img alt="Schemat przekroju podłoża GaN z gazem elektronowym, przedstawiający warianty N-polarne i Ga-polarne." src="/files/ftp_upload/54775/54775fig2.jpg" data-altupdatedat="1788235205000" data-alt="Rycina 2"> 
Rycina 2: Schemat warstwy epitaksjalnej. Struktura warstw (a) N-polarnego HEMT oraz (b) Ga-polarnego HEMT w celu porównania. <a href="http://cloudflare.jove.com/files/ftp_upload/54775/54775fig2large.jpg" target="_blank">Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększoną wersję tej ryciny.</a>
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.
<img alt="Wykres akumulacji galu; czas względem intensywności; porównanie danych idealnych i nadmiarowych, otwarcie/zamknięcie migawek." src="/files/ftp_upload/54775/54775fig3.jpg" data-altupdatedat="1788235205000" data-alt="Rysunek 3"> 
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. <a href="http://cloudflare.jove.com/files/ftp_upload/54775/54775fig3large.jpg" target="_blank">Kliknij tutaj, aby wyświetlić większą wersję tego rysunku.</a>
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.

<table><tbody><tr><td>Wolnostojący N-polarny wafel GaN</td><td>Kyma</td><td></td><td>10 mm x 10 mm</td></tr><tr><td>C-polarny wafel SiC</td><td>Cree</td><td>W4TRE0R-L600</td><td>o średnicy 3 cali</td></tr><tr><td>Aceton klasy mikroelektronicznej</td><td>Fischer Scientific</td><td>A18-4</td><td></td></tr><tr><td>Klasa mikroelektroniczna izoproponalna</td><td>J.T. Baker</td><td>9079-05 / JT9079-5</td><td></td></tr><tr><td>Materiał źródłowy Al (czysty 6N5)</td> <td>UMC</td><td>ALR62060I</td><td></td></tr><tr><td>Materiał źródłowy Ga (czysty 7N)</td><td>UMC</td><td>GA701</td><td></td></tr><tr><td>W materiale źródłowym (czysty 7N)</td><td>UMC</td><td>IN750</td><td></td></tr><tr><td>ULSI Gaz źródłowy N2 (czysty 6N)</td><td>Matheson Tri-gas</td><td>G2659906D</td><td></td></tr><tr><td>PRO-75 MBE system</td><td>OmicronScientia</td><td></td><td></td></tr></tbody></table>

wspomagana plazmą epitaksja wiązki molekularnej tranzystorów o wysokiej ruchliwości elektronów n-polarnych barier inaln

Plasma-assisted Molecular Beam Epitaxy of N-polar InAlN-barrier High-electron-mobility Transistors

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.

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 ...

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.

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

Plasma-assisted molecular beam epitaxy is well suited for the epitaxial growth of III-nitride thin films and heterostructures with smooth, abrupt ...

Ogólnym celem tej procedury jest obserwacja wpływu różnych parametrów wzrostu na jakość strukturalną i elektryczną półprzewodników azotkowych oraz ich ewentualnego wpływu na działanie urządzeń elektronicznych. Metoda ta może pomóc w udzieleniu odpowiedzi na kluczowe pytania z zakresu inżynierii materiałowej i elektrycznej, takie jak wpływ defektów materiałowych na szybkość i moc tranzystorów z szeroką przerwą energetyczną. Główną zaletą tej techniki jest możliwość wytwarzania materiałów półprzewodnikowych z bardzo gwałtownymi przejściami i niskim poziomem zanieczyszczeń, co jest niezwykle istotne dla wysokowydajnych urządzeń, takich jak tranzystory. Wizualna demonstracja tej metody jest krytyczna, ponieważ rozróżnienie między zbyt dużym a zbyt małym pokryciem galem jest jakościowe i trudne do opisania. Najpierw należy upewnić się, że panele kriogeniczne są schłodzone, a w komorze wzrostu panuje ciśnienie bazowe. Zwiększaj temperaturę ogniw efuzyjnych do temperatur pomiaru beam flex z odpowiednią prędkością i odczekaj godzinę do stabilizacji ogniw. Dla każdego ogniwa otwórz migawkę na 30 s, aby przeprowadzić pomiar beam flex za pomocą manometru jonowego, a następnie zamknij migawkę na jedną minutę. Powtórz ten proces trzy razy. Wyciągnij średnią z dwóch ostatnich pomiarów dla każdego ogniwa. Wykorzystaj poprzednie kalibracje, aby ustawić temperatury ogniw w celu uzyskania pożądanych wartości flex. Zamknij zawór izolacyjny śluzy ładunkowej i odpowietrz komorę śluzy ładunkowej azotem. Umieść podłoże z polarnego azotku galu, przygotowane do epitaksji, w uchwycie i włóż kasetę z próbką do śluzy ładunkowej. Zamknij śluzę ładunkową i odetnij dopływ azotu. Włącz pompę wstępną śluzy ładunkowej. Otwórz zawór pompy wstępnej oraz zawór kolektora. Gdy ciśnienie w kolektorze spadnie poniżej 0.1 Torr, zamknij zawory kolektora i pompy wstępnej, a następnie wyłącz pompę. Otwórz zawór izolacyjny pompy turbomolekularnej śluzy ładunkowej i pompuj śluzę od 30 do 60 min. Otwórz śluzę ładunkową do komory przygotowawczej i za pomocą pręta manipulacyjnego (wobble stick) przenieś podłoże w uchwycie na wózek. Za pomocą wózka przesuń podłoże do stacji odgazowywania. Zwiększ temperaturę grzałki stacji odgazowywania do 700 °C w ciągu 10 min. Odgazowuj podłoże przez 30 min, a następnie rozpocznij chłodzenie. Gdy temperatura spadnie poniżej 250 °C, przenieś podłoże na wózek. Obniż manipulator podłoża do pozycji załadunku. Otwórz zawór grzebieniowy i przenieś podłoże w uchwycie na manipulator. Podnieś manipulator podłoża do pozycji wzrostu i usuń wózek. Zamknij zawór grzebieniowy, a następnie otwórz zawór butli z azotem, zawór regulatora i izolacyjny zawór iglicowy. Użyj kontrolera przepływu masowego, aby doprowadzić w komorze do optymalnego ciśnienia dla zapłonu plazmy. Upewnij się, że migawki aktywnego strumienia azotu i ogniwa dyfuzyjnego są zamknięte. Włącz zasilacz RF plazmy oraz kontroler sieci automatycznego dopasowania. Zwiększaj moc, aż plazma zapłonie. Ustaw moc i przepływ azotu zgodnie z odpowiednimi warunkami procesu dla danego systemu. Zwiększ temperaturę grzałki podłoża do wartości o 10 °C wyższej niż pożądana temperatura wzrostu azotku galu, z prędkością nieprzekraczającą 1 °C/s. Włącz system RHEED, aby monitorować powierzchnię wafla. Włącz obrót podłoża i przygotuj oprogramowanie do akwizycji sygnału RHEED. Ustaw strumień galu, aby zapewnić osadzanie galu w temperaturze podłoża. Otwórz migawki podłoża i galu na jedną minutę. Intensywność sygnału RHEED powinna początkowo spaść, a następnie ustabilizować się w miarę gromadzenia się galu. Zamknij migawkę galu na dwie minuty, podczas których intensywność RHEED powinna wzrosnąć i ustabilizować się w miarę desorpcji galu. Powtórz proces osadzania i absorpcji galu jeszcze dwa razy, a następnie zwiększ temperaturę grzałki podłoża do temperatury wzrostu azotku galu. Najpierw otwórz migawkę aktywnego azotu na jedną minutę, aby zainicjować wzrost bufora poprzez nitrydację. Następnie otwórz migawkę aluminium, aby wyhodować warstwę azotku glinu bogatą w azot o grubości od 1 do 3 nm. Zamknij migawki azotku glinu i aktywnego azotu, a następnie natychmiast otwórz migawkę galu na dziesięć sekund, podczas których intensywność RHEED powinna gwałtownie spaść. Następnie otwórz migawkę aktywnego azotu i hoduj azotek galu przez pięć minut. Zamknij migawki galu i aktywnego azotu na jedną minutę i monitoruj intensywność RHEED podczas przerwy w wzroście, aby ocenić strumień galu. Jeśli intensywność wzrośnie natychmiast, strumień galu jest zbyt niski. Obniż temperaturę podłoża lub zwiększ temperaturę ogniwa efuzyjnego galu. Jeśli intensywność wzrośnie po co najmniej trzydziestu sekundach lub nie ustabilizuje się podczas przerwy w wzroście, zwiększ temperaturę podłoża lub zmniejsz temperaturę ogniwa efuzyjnego galu. Jeśli strumień galu został skorygowany, wyhoduj kolejną warstwę azotku galu i przeprowadź kolejną minutową przerwę w wzroście. Gdy intensywność RHEED wzrośnie w czasie od 15 do 30 s od momentu rozpoczęcia i ustabilizuje się w ciągu minuty, kontynuuj procedurę. Kontynuuj wzrost azotku galu w pięciominutowych interwałach z minutowymi przerwami, aż zostanie osiągnięta pożądana grubość. Odczekaj minutę po zakończeniu wzrostu azotku galu, aby upewnić się, że cały gal wyparował, a następnie szybko obniż temperaturę grzałki podłoża do temperatury wzrostu azotku indu i glinu. Pozwól temperaturze ustabilizować się przez dwie minuty. Otwórz migawki indu, aluminium i aktywnego azotu. Intensywność RHEED powinna spaść i ustabilizować się w ciągu trzech minut, a wzór powinien pozostać prążkowany. Gdy bariera osiągnie pożądaną grubość, zamknij migawki indu, aluminium i aktywnego azotu. Aby wyhodować warstwę przejściową z azotku galu, otwórz migawkę galu na pięć sekund, a następnie otwórz migawkę aktywnego azotu. Gdy warstwa przejściowa z azotku galu osiągnie pożądaną grubość, zamknij migawki aktywnego azotu i galu. Rozpocznij zwiększanie temperatury grzałki podłoża do temperatury wzrostu kanału z azotku galu. Po 30 s zamknij migawkę galu. Odczekaj trzydzieści sekund lub do momentu wzrostu intensywności RHEED, a następnie otwórz migawkę. Kontynuuj cykle otwierania i zamykania migawki galu, aż grzałka podłoża osiągnie temperaturę wzrostu azotku galu, a następnie otwórz migawkę galu. Po pięciu sekundach otwórz migawki aktywnego azotu i aluminium i wyhoduj warstwę przejściową z azotku glinu. Po zakończeniu czasu wzrostu warstwy przejściowej z azotku glinu zamknij migawkę aluminium i wyhoduj kanał z azotku galu. Zamknij migawki galu, aktywnego azotu i migawkę główną. Obniż temperaturę podłoża do 200 °C, wyłącz plazmę z aktywnego azotu i odetnij dopływ azotu. Obniż temperaturę ogniw do temperatury czuwania. Gdy temperatura podłoża spadnie poniżej 250 °C, a ciśnienie w komorze spadnie poniżej 8x10

plasma-assisted-molecular-beam-epitaxy-n-polar-inaln-barrier-high

Research

JoVE Journal

Engineering

Inżynieria

Opisano zastosowanie obrazowania kontrastowego z kanałem elektronowym w skaningowym mikroskopie elektronowym do charakteryzowania defektów w cienkich warstwach heteroekspeksjalnych III-V/Si. Metoda ta daje podobne wyniki do transmisyjnej mikroskopii elektronowej w widoku planowym, ale w znacznie krótszym czasie ze względu na brak wymaganego przygotowania próbki.

Obrazowanie kontrastowe z kanałem elektronowym do szybkiej charakterystyki heteroepitaksjalnej III-V

Opisujemy metodologię mechanicznego złuszczania i osadzania płatków nowych materiałów o wymiarach mikronowych na podłożu, wytwarzania eksperymentalnych struktur urządzeń do eksperymentów transportowych oraz pomiaru magnetotransportu w suchym helu w zamkniętym cyklu w temperaturach do 0,300 K i polach magnetycznych do 12 T.

Zaawansowane metody eksperymentalne do niskotemperaturowych pomiarów magnetotransportu nowych materiałów

Tutaj prezentujemy protokół do kontrolowania liczby nośników w ciałach stałych za pomocą elektrolitu.

Sterowanie polem elektrycznym stanów elektronowych w nanourządzeniach WS2 za pomocą bramkowania elektrolitu

Wytwarzamy heterostruktury metal/LaAlO3/SrTiO3 za pomocą kombinacji pulsacyjnego osadzania laserowego i napylania magnetronowego in situ. Poprzez eksperymenty magnetotransportu i spektroskopii rentgenowskiej fotoelektronów in situ badamy wzajemne oddziaływanie między zjawiskami elektrostatycznymi i chemicznymi quasi-dwuwymiarowego gazu elektronowego powstającego w tym układzie.

Wzrost i właściwości elektrostatyczne/chemiczne heterostruktur metali/LaAlO3/SrTiO3

W tym artykule prezentujemy protokół bezpośredniego wyhodowania epitaksjalnego, ale elastycznego elementu pamięci tytanianu cyrkonu ołowiowego na mice muskowitowej.

Metoda wytwarzania i pomiaru elastycznego elementu ferroelektrycznego opartego na heteroepitaksji van der Waalsa

Osiągnięcie wysokiej jakości styków Schottky'ego jest niezbędne do osiągnięcia efektywnej modulacji bramki w tranzystorach polowych o heterostrukturze (HFET). Przedstawiono metodologię wytwarzania i charakterystykę diod Schottky'ego na zn-polarnych heterostrukturach BeMgZnO/ZnO z dwuwymiarowym gazem elektronowym o dużej gęstości (2DEG), hodowanymi metodą epitaksji wiązki molekularnej wspomaganej plazmą na matrycach GaN.

Wytwarzanie diod Schottky'ego na zn-polarnej heterostrukturze BeMgZnO/ZnO wyhodowanej metodą epitaksji molekularnej wspomaganej plazmą

Ten artykuł opisuje wzrost warstw epitaksjalnych Mg3N2 i Zn3N2 na podłożach MgO za pomocą plazmowej epitaksji wiązki molekularnej z gazem N2 jako źródłem azotu i optycznym monitorowaniem wzrostu.

Wspomagany plazmą wzrost epitaksji wiązki molekularnej cienkich warstw Mg3N2 i Zn3N2

Przedstawiono protokół wspomaganego grafenem wzrostu wysokiej jakości warstw AlN na podłożu szafirowym o nanowzorze.

Epitaksja quasi-van der Waalsa wspomagana grafenem warstwy AlN na nanowzorzystym podłożu szafirowym dla diod elektroluminescencyjnych ultrafioletowych

Parametry anodyzacji dla wzrostu warstwy dielektrycznej tlenku aluminium w tranzystorach cienkowarstwowych (TFT) z tlenku są zróżnicowane w celu określenia wpływu na odpowiedzi parametrów elektrycznych. Analiza wariancji (ANOVA) jest stosowana do projektu eksperymentów Placketta-Burmana (DOE) w celu określenia warunków produkcyjnych, które skutkują optymalizacją wydajności urządzenia.

Wpływ parametrów anodowania na warstwę dielektryczną tlenku glinu tranzystorów cienkowarstwowych

Prezentowany tutaj jest protokół do analizy zmian nanostrukturalnych podczas polaryzacji in situ z transmisyjną mikroskopią elektronową (TEM) dla ułożonej struktury metal-izolator-metal. Ma on znaczące zastosowania w rezystancyjnych poprzeczkach przełączających dla nowej generacji programowalnych obwodów logicznych i sprzętu neuronaśladującego, aby ujawnić ich podstawowe mechanizmy działania i praktyczne zastosowanie.

Transmisyjna mikroskopia elektronowa in situ z polaryzacją i wytwarzaniem asymetrycznych poprzeczek w oparciu o mieszane fazy a-VO x

Tutaj prezentujemy protokół wytwarzania urządzenia opartego na tranzystorze polowym z modulacją ładunku organicznego (OCMFET) do łączenia komórkowego in vitro. Urządzenie, zwane macierzą micro OCMFET, jest elastycznym, tanim i niereferencyjnym urządzeniem, które umożliwi monitorowanie aktywności elektrycznej i metabolicznej elektroaktywnych kultur komórkowych.

In vitro Wieloparametryczna analiza komórkowa za pomocą mikroorganicznych matryc tranzystorów polowych z modulacją ładunku

Poznaj epitaksję wiązką molekularną tranzystorów HEMT z barierą InAlN o polaryzacji N, osiągających ruchliwość elektronów do 1750 cm²/V·s. Ta metoda umożliwia produkcję półprzewodników o wysokiej wydajności.

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

Przeglądaj więcej filmów