Summary
Épitaxie par jets moléculaires est utilisé pour pousser N-polaires transistors InAlN-barrière élevée à électrons-mobilité (HEMT). Contrôle de la préparation de la plaquette, les conditions de croissance de la couche et la structure épitaxiale résultats dans lisses, des couches et HEMT de InAlN de composition homogène à mobilité aussi élevée que 1,750 cm 2 / V ∙ sec.
Abstract
épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma est bien adapté pour la croissance épitaxiale de nitrure III-couches minces et hétérostructures avec lisses, des interfaces abruptes nécessaires à transistors de haute qualité haute-électron-mobilité (HEMT). Une procédure est présentée pour la croissance des HEMT de InAlN N-polaires, y compris la préparation de la plaquette et la croissance des couches tampon, la couche de barrière InAlN, AlN et GaN intercouches et le canal GaN. Les questions critiques à chaque étape du processus sont identifiés, par exemple en évitant l'accumulation Ga dans le tampon GaN, le rôle de la température sur InAlN homogénéité de composition, et l'utilisation de Ga flux pendant la intercouche AIN et la croissance d'interruption avant GaN de canal. Films minces de composition homogène InAlN N-polaire sont démontrées avec la surface racine quadratique moyenne rugosité aussi bas que 0,19 nm et InAlN fondée sur les structures HEMT sont rapportés ayant une mobilité aussi élevée que 1,750 cm 2 / V ∙ s pour les appareils avec une densité de charge de la feuille de 1,7 x 1013 cm -2.
Introduction
Épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) est une technique de croissance épitaxiale souple en film mince qui utilise un environnement ultra-vide à des pressions aussi faibles que 10 -11 Torr de base pour assurer une faible incorporation d'impuretés dans le film adulte. Le taux des couches épitaxiées composition et la croissance est déterminée en contrôlant la température de chaque cellule d'effusion, et donc le flux évaporé des divers matériaux de base. Dans le cas du nitrure III épitaxie, du groupe III-éléments (In, Al, Ga) sont typiquement fournis par des cellules d'effusion tandis que l'azote actif (N *) de flux est fournie soit par un plasma de N 2 1,2 (RF plasma MBE assisté par ordinateur. PAMBE ou RFMBE) ou l' ammoniac (NH 3 -MBE) 3,4 croissance MBE se caractérise par des températures de croissance plus faibles et plus nette brusquerie interfaciale que d' autres techniques de croissance épitaxiale telles que organométallique dépôt chimique en phase vapeur 5 Un schéma est représenté. sur la figure 1.
Figure 1:.. Schématique du système MBE Schéma montrant la chambre de sas de chargement, système de transfert, station de dégazage et de croissance S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
III-nitrures peuvent être cultivées sur des substrats possédant une variété d'orientations de cristal. L'orientation la plus couramment utilisée est la -Plane c Ga-polaire, ce qui permet la formation d'un gaz d' électrons bidimensionnel sans dopage en utilisant la différence de polarisation entre la couche barrière, typiquement AlGaN et GaN canal. Divers non-polaire et semi-polaires orientations de GaN ont reçu beaucoup d' attention pour l' optoélectronique en raison des effets de polarisation réduits dans les puits quantiques, 6,7 qui rend également ces orientations moins souhaitables pour HEMT applications. Des dispositifs orientés N-polaires sont intéressantes pour le fonctionnement HEMT à haute fréquence de nouvelle génération en raison de plusieurs avantages intrinsèques par rapport aux dispositifs Ga polaires classiques. 8 La couche barrière dans des dispositifs N-polaires est cultivée sous le canal GaN comme représenté sur la figure 2, ce qui entraîne dans une barrière naturelle arrière qui aide le contrôle électrostatique du canal et réduit les effets de canal court, tout en permettant un accès plus facile en cours sur le canal GaN et de réduire la résistance de contact. La barrière peut également être contrôlé séparément du canal, de sorte que l'épaisseur du canal est réduite pour les appareils à haute fréquence la conception de barrière peut être modifiée pour compenser la charge de canal perdu au niveau de Fermi épinglant effets.
Figure 2: structure (a) un HEMT N-polaire et (b) HEMT un Ga-polaire pour compar couche épitaxiale schématique couche.ison. S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
HEMT utilisés à grande vitesse, les amplificateurs de haute puissance sont normalement cultivées sur des substrats SiC pour tirer parti de la conductivité thermique élevée de SiC. Faible threading dislocations substrats autoportant de densité de GaN peuvent être utilisés pour améliorer la mobilité des électrons, 9 améliorant ainsi les performances à haute fréquence. Après la croissance d'une couche de AlN de nucléation, un tampon de GaN épais est cultivé pour séparer spatialement les impuretés à l'interface de recroissance à partir du canal HEMT et d'améliorer l'isolation électrique. Contrairement à d' autres matériaux III-V, GaN augmenté de PAMBE a besoin typiquement des conditions de croissance avec un rapport du groupe III / V est supérieur à 1, à savoir, les conditions, 10,11 pour parvenir à une morphologie de surface riches en métaux. En x Al 1- x N est un altermatériau barrière native pour HEMT de nitrure III, et a reçu beaucoup d' attention récemment parce qu'il peut être cultivé en treillis adapté à GaN pour x ≈ 0,18 et peut générer plus de deux fois la charge de canal par rapport aux barrières AlGaN en raison de sa haute polarisation spontanée. 12-15 Contrairement barrières AlGaN, Ga incorporeront préférentiellement In en couches InAlN, 16 se soucient doivent donc être prises pour assurer la surface est exempte de l' excès de Ga Ga après la riche croissance de la couche tampon de GaN et avant la croissance InAlN.
Contrôle de Ga sur la surface peut être réalisée par un flux suppling Ga légèrement inférieur au flux nécessaire pour la formation de gouttelettes de Ga. Cependant, cette fenêtre de croissance est faible, et la couverture de surface Ga insuffisante provoquera la morphologie de surface à se dégrader en plateau / tranchée morphologie tout flux Ga excès se traduira par l' accumulation Ga et la formation de gouttelettes macroscopique. 17 Réflexion diffraction d'électrons à haute énergie (RHEED) intens lité peut être utilisé pour contrôler l'accumulation de Ga et de désorption. Couverture de la surface de Ga est indiquée par une diminution de l'intensité RHEED, ainsi que tout décalage entre la fermeture du Ga (et N *) volets et l'augmentation initiale de l'intensité RHEED indique une accumulation de Ga, comme le montre la figure 3.
Figure 3: surveillance de la couverture Ga avec signal d'intensité RHEED intensité RHEED mesurée à partir de motifs RHEED acquis en vertu de rotation à l' aide d' acquisition déclenchée.. Insuffisant flux Ga est indiqué par une augmentation immédiate de l'intensité après la fermeture des volets (non représenté). Saturés / couverture idéale Ga est indiquée par un retard entre la fermeture de l'obturateur et abrupt éclaircissant RHEED et la couverture Ga excès vu à la fois comme un retard dans l'éclaircissement initial RHEED ainsi qu'une augmentation de l'intensité plus progressive résultant dans la récupération de pleine intensité prenant plus de 60 s.com / fichiers / ftp_upload / 54775 / 54775fig3large.jpg "target =" _ blank "> S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Obtenir une haute qualité InAlN par PAMBE est compliquée par la présence de fluctuations de composition latérales, ce qui entraîne une microstructure "nid d'abeille" constitué de domaines riches en Al entourés par des frontières En riches. 18 L' élimination de cette microstructure est réalisée en utilisant une température du substrat d' environ 50 ° C au- dessus du début de la désorption dans, ou 15,19,20 environ 630 ° C pendant InAlN N-polaire. Dans ce régime de croissance à haute température, l'In x Al 1- composition x N est une fonction forte de la température du substrat, avec des températures plus élevées entraînant une diminution de l'incorporation. Le flux Dans peut être augmentée pour compenser Dans perdue par évaporation, bien que dans la pratique le maximum en flux est limitée par une réduction de l'efficacité de l'incorporation de plus en plus en flux. 21 En plus de réduire la température du substrat ou en augmentant le En flux, ce qui augmente le taux de croissance peut également augmenter la composition En raison du piège "En enterrant effet", où entrant Al atomes dans et empêcher l'évaporation. 21,22 supérieur les taux de croissance peuvent être obtenus en augmentant le flux In et Al proportionnellement. Afin de maintenir les conditions de croissance riches en azote, N * devrait être augmentée aussi, ce qui peut être obtenu en augmentant la puissance du plasma RF, ce qui augmente la vitesse d'écoulement de N2, d' améliorer la conception de la chambre à plasma, ou en augmentant le trou de la plaque d'ouverture densité.
couches épitaxiales supplémentaires dans HEMT à base de GaN et InAlN comprennent AIN intercouches (ILS) et un canal de GaN. Un AIN IL inséré entre la barrière et le canal peut augmenter la mobilité μ ainsi que la feuille de canal densité de charge n s. L'augmentation de la mobilité est attribuée à la réduction onde électronique fonction chevauchement avec le InAlN barrier et la diffusion d'alliage ultérieur. 9 Pour assurer une croissance de haute qualité de l'AIN IL, un excès de Ga flux est fourni pendant la croissance d'agir comme un agent tensio - actif. Un GaN IL peut être utilisé entre le AIN IL et de la barrière afin d'améliorer encore la mobilité tout en réduisant la charge de canal. Le canal GaN peut être cultivé à la même température que la barrière InAlN, ce qui permet une croissance continue de la barrière que les ILs et canal. une mobilité améliorée a été obtenue par l'interruption de la croissance après la IL AIN et en augmentant la température de croissance avant la croissance du canal GaN. Dans ce cas, une couverture protectrice de surface Ga doit être maintenue au cours de l'interruption pour empêcher la dégradation de la mobilité.
Le protocole suivant applique spécifiquement à HEMT InAlN-barrière cultivées sur des substrats de GaN N-polaires. Il peut être directement étendue à la croissance sur des substrats en C-polaire 4H- ou 6H-SiC en incluant un nm N riche couche d'AIN 50 d'épaisseur.
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Protocol
1. Effusion cellulaire Ramp et Flux Calibration
- Confirmer N2 liquide circule vers les cryo-panneaux et que la chambre de croissance a atteint une pression de base.
- Montée en puissance des cellules d'effusion à la mesure de flux de rayonnement (BFM) de température à une vitesse de rampe de 1 ° C / s pour les cellules Ga et In, et 10 ° C / min pour Al. Attendre 1 h pour les cellules pour stabiliser thermiquement.
- Ouvrez le volet de chaque cellule pendant 30-60 secondes, puis fermer l'obturateur pendant 1-2 min. Répéter trois fois pour chaque cellule. Jeter la première mesure de la jauge ionique de flux de faisceau et la seconde moyenne deux. Réglez la température de la cellule pour obtenir le flux désiré selon les précédents étalonnages flux / température.
2. Préparation du support et chargement
- Ex nettoyage de substrat in situ
- Charge epi-ready N-polaire GaN substrats directement, sans aucun nettoyage ex situ. Si la pastille a été exposée à l'air pendant plusde quelques heures, rincer à l'acétone (30 sec), l'isopropanol (30 sec) et de-ionisé (DI) de l'eau (60 sec). On préfère le rinçage à l'immersion dans la mesure du possible car il a tendance à laisser moins de particules sur la surface de la plaquette.
NOTE:. Pour Ga polaire GaN substrats une surface plus rigoureuse propre est recommandé 23
- Charge epi-ready N-polaire GaN substrats directement, sans aucun nettoyage ex situ. Si la pastille a été exposée à l'air pendant plusde quelques heures, rincer à l'acétone (30 sec), l'isopropanol (30 sec) et de-ionisé (DI) de l'eau (60 sec). On préfère le rinçage à l'immersion dans la mesure du possible car il a tendance à laisser moins de particules sur la surface de la plaquette.
- charge plaquette
- Fermez la vanne d'isolement de sas de charge, et de ventilation avec N 2.
- Charger la plaquette sur le support et le retour de la cassette pour le sas de chargement. Tournez sur la pompe de dégrossissage de verrouillage de charge et ouvrir la vanne de pompe primaire et la vanne du collecteur.
- Lorsque la pression d'admission a chuté en dessous de 0,1 Torr, fermer les vannes de la pompe du collecteur et d'ébauche. Eteignez la pompe primaire et ouvrir la vanne d'isolement turbo-pompe de charge-lock.
- Laisser le verrouillage de charge à la pompe vers le bas pendant 30-60 min. Idéalement, utiliser une pression de blocage de charge de 10 -6 -10 -7 Torr avant le transfert à la chambre de préparation.
- Ouvrez le verrouillage de charge dans la chambre de préparation, et le transfert de la plaquette sur le chariot à l'aide de bâton wobble. Ensuite, utilisez le chariot pour transférer la plaquette à la station de dégazage dans la chambre de préparation. Déplacer le chariot manuellement le long d'un rail à l'aide d'une traversée à mouvement rotatif de la chambre de préparation.
- dégazer plaquette
- Rampe à la température de chauffage de la station de dégazage à 700 ° C pendant 10 min.
- Au bout de 30 min, la rampe de la température redescend à 100 ° C. Lorsque la température est ≤ 250 ° C, transférer la tranche vers le chariot à l'aide du bâton de wobble à la station de dégazage.
- Charger la plaquette dans la chambre de croissance
- Abaisser le substrat manipulateur à la position de charge, ouvrir la vanne de la chambre de préparation / croissance et transférer le support de tranche au manipulateur.
- Soulever le manipulateur à la position de croissance, près du chauffe-substrat.
- Retirez le chariot et clOSE la vanne.
- Ouvrir le robinet N 2 valve de la bouteille, vanne de régulation et de l' aiguille d'isolement. Régler le régulateur de débit massique (MFC) à 1,5 sccm (ou au besoin pour obtenir une pression de la chambre de 3-4 x 10 -5 Torr). La pression optimale pour l'allumage du plasma est fortement dépendante du système. A noter que le N 2 doit être de pureté extrêmement élevée ( de préférence meilleure que 6N) et un filtre supplémentaire est utilisé dans la ligne pour réduire davantage les impuretés.
- Avec le N * et les principaux volets fermés, allumer l'alimentation RF du plasma et contrôleur de réseau auto-adaptation. Augmenter la puissance RF jusqu'à ce que le plasma enflamme.
- Régler la puissance RF et N2 débit aux conditions de traitement souhaitées, dans ce cas 350 W et 2,0 sccm. Le N * flux résultant de conditions de plasma donné dépend du système, mais ici, ces conditions donné un taux de croissance de GaN de 5,0 nm / min, ou un N * flux de 1,8 nm -2 s -1. Surveiller la stabilité du plasma avec un spectromètre attaché à lala fenêtre arrière de la chambre à plasma.
- In situ préparation de surface: dépôt Ga et la désorption
- Montée en puissance du dispositif de chauffage du substrat à 10 ° C supérieure à la température de croissance de GaN désirée avec un débit de ≤1 ° C / seconde rampe. Dans ce cas, utiliser une température de tranche d'environ 730 ° C.
- Allumez le système RHEED pour surveiller la dégradation de la surface de la plaquette et surveiller la couverture Ga. Allumez manuellement la rotation du substrat. Mettre en place le logiciel d'acquisition déclenché RHEED pour recueillir un motif RHEED une fois par rotation du substrat pour fournir une image statique pendant que le substrat est en rotation pendant la croissance.
- Ouvrez le volet du substrat et Ga obturateur pendant 1 min. Assurez-vous de l'intensité RHEED diminue ensuite atteint un plateau que Ga accumule. Ga flux devrait être similaire à celui utilisé pour la croissance de GaN. Ici, le flux Ga est d' environ 3,7 nm -2 s -1.
- Fermez l'obturateur pendant 2 min et assurer la RHEEDintensité augmente et atteint un plateau avant la fin de la 2 min, ce qui indique Ga désorption.
- Répéter les étapes 2.5.2-2.5.4 trois fois, 24 puis la rampe du substrat à la température de croissance de GaN.
3. Croissance HEMT
- croissance Buffer
- Initier la croissance en ouvrant le N * obturateur pour une 1 min nitruration.
- Cultivez une couche AIN de nucléation N riche mince 1-3 nm en ouvrant l'obturateur Al. Cette couche d'AIN peut aider à prévenir la génération de dislocations de filetage, 25 cependant, la couche d'AIN complique diffraction (XRD) des mesures de rayons X et n'est pas recommandé pour les échantillons d'étalonnage à base de XRD. Utiliser le même flux d' Al comme pour la couche InAlN, ou d' environ 0,36 nm -2 s -1, ce qui donne un débit d'environ 1 nm / min de croissance.
- Fermez le volet Al et N * et immédiatement ouvrir le volet Ga pendant 10 secondes pour permettre Ga de saturer la surface, l'intensité RHEED devrait diminuer rapidly. Ouvrez le N * obturateur (avec l'obturateur Ga toujours ouvert) et augmenter de 5 min de GaN. Utiliser Be ou C dopage, en particulier pour les autoportant substrats de GaN, afin d'éviter les courants de fuite électriques dans le tampon.
- Fermez les volets Ga et N * pour une interruption de croissance de 1 min. Surveiller l'intensité RHEED. Si l'intensité RHEED augmente immédiatement, alors le flux Ga est pas assez élevé. Si l'intensité RHEED augmente après> 30 sec ou ne parvient pas à un plateau à 1 min, puis le flux Ga est trop élevé. Voir Figure 3.
- Augmenter la température du substrat de quelques degrés (ou de réduire la température de la cellule d'effusion de Ga) pour compenser le flux élevé Ga vu dans 3.1.4. Si le flux Ga était trop faible, diminuer la température du substrat (ou augmenter la température de la cellule d'effusion de Ga) pour compenser.
- Répétez les étapes 3.1.3-3.1.5 jusqu'à ce qu'il y a un délai de 15-30 secondes avant l'augmentation de l'intensité RHEED et l'intensité RHEED atteint un plateau avant 1 min.
- La croissance de la barrière InAlN
- Attendre un supplément de 1 min après la dernière étape de croissance de GaN pour assurer tous les Ga se soit évaporée.
- rampe rapidement jusqu'à la température de croissance InAlN à environ 630 ° C. Laisser la température du substrat se stabiliser pendant environ 2 min.
- Ouvrez le In, Al et N * volets. L'intensité RHEED devrait diminuer et atteindre un plateau dans les 3 premières minutes. diminution continue de l'intensité RHEED peut indiquer l'accumulation de In, ce qui est préjudiciable à la croissance InAlN. Le motif RHEED doit rester entrelardées, ce qui indique une surface lisse. In et Al flux sont environ 0,31 et 0,36 nm -2 s -1, ce qui donne un taux de croissance limitée du groupe III de 1,25 nm / min.
- Fermer le In, Al et N * volets après l'épaisseur de la barrière souhaitée a été atteinte. Pour la croissance N-riche, déterminer le taux par le flux total du groupe III croissance. Mesurer le taux de croissance en utilisant XRD sur un échantillon d'étalonnage InAlN grandi séparément. Pour un 15 nm InAlN barrière en utilisant les conditions données ici, ouvrir les volets pendant 12 min 30 sec.
- Intercalaire et canal croissance
- Tout d'abord ouvrir le volet Ga pendant 5 secondes, puis ouvrez le N * obturateur et développer la couche intermédiaire de GaN. La température du substrat doit toujours être à la température de croissance de InAlN.
- Ouvrez le volet Al sans fermer la Ga ou N * volets pour développer l'intercalaire AIN. Le flux d'Al pour la couche intermédiaire doit être la même ou légèrement supérieure à l'extrémité N * flux, de préférence en utilisant une cellule d'effusion d'Al autre que celle utilisée pour la couche de barrière à InAlN, to éviter d'avoir à changer la température de la cellule. Voir l'étape 3.2.4.
- Fermez le N * et Al volets, mais laisser l'obturateur Ga ouvert. Rampe à la température du substrat à la température du canal GaN.
- Après 30 sec fermer l'obturateur Ga. Attendre 30 secondes (ou dès que l'intensité RHEED commence à augmenter) et ré-ouvrir l'obturateur Ga. Continuer le cycle de l'obturateur Ga jusqu'à ce que le substrat a atteint la température de croissance du canal GaN. Cela permettra de protéger la surface tout en empêchant l'accumulation excessive Ga.
- Ouvrez le volet Ga pendant 5 secondes, puis ouvrez le N * obturateur et développer le canal de GaN.
- Fermez le Ga, N * et les principaux volets. Ramp la température du substrat jusqu'à 200 ° C, éteindre le N * plasma et arrêter l'écoulement de gaz N 2.
- Ramp les cellules jusqu'à leur température de veille si vous avez terminé pour la journée.
- Attendre que la température du substrat à descendre en dessous de 250 ° C et la pression de la chambre de descendre en dessous de 8 x 10 -7 Torr, puisouvrir la vanne à chambre de croissance et transférer le support de plaquette de retour au chariot.
- Suivez l'inverse de l' étape 2.2 pour transférer la tranche vers le sas de chargement, de ventilation avec N 2 et retirer la plaquette. Assurez-vous que le robinet-vanne de la chambre de croissance est fermée avant d'ouvrir le sas de chargement, et que le sas de chargement turbopompe vanne à obturateur est fermée avant d'évacuation.
- Suivez les étapes 2.2.3-2.2.5 pour retourner le verrou de la cassette et la charge à vide élevé.
4. Caractérisation
- Caractériser la qualité du matériau en utilisant la microscopie optique pour vérifier des puits, des fissures ou Ga-gouttelettes qui se sont formées au cours de la croissance du canal, XRD pour vérifier la qualité et la structure interfaciale et AFM pour vérifier la morphologie de surface. 20,21
- Si Ga-gouttelettes sont présentes, immerger la plaquette dans l'acide HF concentré pendant 5-10 min pour éliminer les gouttelettes sans endommager la surface N-polaire chimiquement sensible.
- Mesurer res feuillesIstance utilisant Lehighton mesures de résistance de contact.
- Traiter l'échantillon pour permettre la caractérisation électrique, y compris les mesures et dc Hall et CTLM et RF transistor caractérisation. 9,26
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Representative Results
Diffraction des rayons X (XRD) scans de films minces InAlN montrés cultivés sur des substrats de GaN N-polaires dans la figure 4 (a) sont célibataires a atteint un sommet à la fois pour les 50 et les films de 200 nm d'épaisseur. L'analyse XRD du film InAlN 50 nm d' épaisseur présente Pendellösung franges jusqu'à 15 ième ordre, ce qui indique de très haute qualité interfaciale. La carte espace réciproque asymétrique sur la figure 4 (b) montre que la couche de InAlN 200 nm d' épaisseur a la même q ‖, et donc la même constante de réseau que le substrat de GaN dans le plan, ce qui indique une croissance tout à fait cohérente pour une couche de InAlN relativement épaisse. La largeur à mi - hauteur (FWHM) dans la direction q ‖ est très proche de la même chose pour la couche InAlN et substrat GaN, ce qui suggère qu'il n'y a pas de dislocations supplémentaires ou d' autres défauts structurels ont été introduits dans la couche InAlN. L'élargissement de la couche InAlN dans q ⊥ est causée par la cohérence limitée lenGTH élargir dans la couche InAlN relativement mince.
Les images AFM montrées sur la Figure 5 comparer deux En 0,18 Al 0,82 N couches avec une composition similaire à croître à 500 ° C et 630 ° C. Pour obtenir la même composition, le rapport de flux dans / du groupe III a été augmentée de 0,18 à 500 ° C, à 0,47 à 630 ° C. A la température de croissance plus faible, la surface indique un mode de croissance quasi-3D, alors que les étapes sont visibles sur l'échantillon C de 630 °, ce qui indique une croissance étape d'écoulement 2D. Micrographies électroniques à transmission montrent l' élimination de la morphologie en nid d'abeille pour In 0,18 Al 0,82 N échantillons cultivés à haute température. 19,20
Les mesures de diffraction des rayons X de structures HEMT pleines N-polaires InAlN barrière cultivées sur des substrats de nitrure de gallium N-polaires représentés sur la figure 6 (a) sont en bon accord avec les simulations de DRX. Les simulations sont sensibles à toutesles différentes couches, et un tel accord indique à la fois de bonne qualité interfaciale et un degré élevé de contrôle sur les épaisseurs des couches individuelles. Les épaisseurs AIN et GaN IL étaient de 1,4 et 1,5 nm, respectivement. Mesures d'effet Hall se traduisent par μ mesuré = 1400 cm 2 / V ∙ s, n s = 2,2 x 10 13 cm 2, et R s = 200 Ω / □.
N-polarité pour les couches épitaxiales sur C-SiC polaires et N-polaires substrats GaN a été confirmée en comparant la résistance des structures de test et des structures HEMT complètes feuille. Les échantillons ayant seulement une couche InAlN cultivées sur GaN ou GaN / couche tampon d'AlN étaient hautement résistif, ce qui indique l'absence d'un gaz d'électrons bidimensionnel. Les échantillons avec un canal de GaN sur le dessus de la couche de InAlN montrent une faible résistance de couche 170-300 Ω / □ et la preuve d'un gaz d'électrons bidimensionnel dans les mesures de Hall, confirmant orie N-polairentation.
Basé sur des matériaux initiaux de caractérisation, les échantillons peuvent être traités dans des dispositifs HEMT. La première étape du traitement consiste à déposer le rapport Ti / Al / Ni / Au (20/100/10/50 nm) , des contacts ohmiques par évaporation par faisceau d' électrons et d'un recuit à 750 ° C pendant 30 secondes sous N2 ambiante, suivie par l' isolement du dispositif en utilisant un Cl 2 / BCl 3 / Ar plasma à couplage inductif gravure. L'espacement source-drain pour les dispositifs décrits ici est de 5 um. À ce stade, les structures de contrôle de plusieurs process peuvent être testés électriquement, y compris les modèles de mesure de longueur de transfert linéaires et circulaires pour feuilles et de résistance de contact et effet Hall modèles pour la densité de charge de canal et de la mobilité. Les échantillons sélectionnés sont ensuite traités pour les structures HEMT complètes en déposant 1 um de long, 150 m de large Pt / Au portes. HEMT avec la structure décrite ci-dessus cultivées épitaxiale sur un substrat de GaN N-polaire et fabriqués avec Pt / Au Des portes de Schottky présentent d' excellentes caractéristiques de courant continu, avec un courant maximum de 1,5 A / mm (pour un espacement de 5 um source-drain et les contacts non optimisés) et une tension de seuil de -1,6 V, comme représenté sur la figure 6.
Figure 4:. XRD de films minces InAlN (a) 2θ / ω analyses XRD de diffraction de 50 nm et 200 couches minces InAlN nm d' épaisseur cultivées sur autoportant substrats N-polaires et (b) une réciproque carte de l' espace de diffraction des rayons X de la réflexion, montrant la 200 nm couche de InAlN épaisse a la même q ‖ coordonner et est donc cohérente au substrat de GaN. S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
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Figure 5:. AFM de films minces InAlN micrographies AFM de In 0.18 Al 0.82 N échantillons cultivés en (a) 500 ° C avec un rapport A / groupe III de 0,18 et (b) 630 ° C avec un enregistrement / groupe III rapport de 0,47. S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure. 6: diffraction des rayons X et l' appareil résultats d'un HEMT InAlN (a) XRD ω / 2θ balayage sur l'0002 réflexion d'une structure InAlN HEMT N-polaire pleine croissance sur un substrat de GaN N-polaire , avec des épaisseurs de couche intercalaire utilisées pour générer la simulation de DRX. . (B) de la courbe de transfert HEMT et (c) IV courbes pour le même dispositif en (a) procès-sed avec une porte Pt / Au Schottky. S'il vous plaît cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
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Discussion
La croissance d'une couche tampon de GaN de haute qualité est essentielle pour parvenir à une mobilité électronique élevée dans tous les HEMT de nitrure III. Dans le cas d'un HEMT InAlN N-polaire, la croissance de la couche tampon est compliquée par la nécessité que tous Ga être retiré de la surface avant la croissance InAlN. Il existe une variété de techniques pour accomplir ceci en plus de la procédure décrite ici, comme épitaxie, 27 modulé en métal en utilisant des conditions de croissance au niveau du bord de la couverture Ga intermédiaire et Ga gouttelettes régime d'accumulation, 28 ou d' autoriser un N continu * - flux d'incorporer l'excès Ga Ga lorsque l'obturateur est périodiquement fermé. 24
Une interruption de la croissance (pour permettre Ga évaporation) est utilisée dans ce cas , car elle réduit l' usure sur les volets sont implicites dans épitaxie modulée en métal, est tolérante à la température de la tranche non-uniformité, 29 et permet d' éviter l' ambiguïté dans le temps de croissance réelle (et de l' épaisseur de la couche ) comme well en empêche le potentiel incorporation d'impuretés à la suite de l' utilisation de N * flux pour incorporer la couche Ga-mouillage. 24 résultats Cette technique en entrelardées surfaces RHEED et lisses / interfaces avec rms rugosité <1 nm si le Ga-flux et la croissance correcte / interruption les temps sont utilisés. Outre les transitoires RHEED décrits dans la figure 3, insuffisante Ga-flux peut être indiqué par des motifs tachetés RHEED et une surface rugueuse (pour les conditions N-riches) ou entrelardées RHEED avec un plateau / tranchée rugueuse morphologie de surface (pour Ga intermédiaire riche conditions). 28
Le temps de croissance maximale entre les interruptions est assez souple, mais est limitée par macroscopique formation Ga-gouttelettes. Une fois la forme et des gouttelettes coalescer, ils sont très difficiles à évaporer complètement et RHEED éclaircissant peut encore se produire en présence de gouttelettes Ga, ce qui suggère de manière incorrecte une surface Ga-libre. temps allant jusqu'à 20 min entre les interruptions de croissance de GaN ont été utilisées pour reduce usure de l' obturateur. 29 Ga-gouttelettes se trouvent sur la surface de la plaquette après que la croissance peut provenir de gouttelettes formées au cours de la croissance de la couche tampon (mais ils peuvent également se former sans conséquences négatives importantes au cours de la croissance du canal GaN). Ga-gouttelettes macroscopiques qui forment au cours de la mémoire tampon peuvent provoquer Ga l'incorporation et / ou le déplacement d'In dans la couche barrière InAlN, ce qui conduit à des concentrations de porteuse réduite et / ou la fissuration de la couche barrière en raison de la souche, ce qui est plus grave dans les régions de basse température de la plaquette.
La croissance interrompt ou à proximité du canal peut entraîner une dégradation grave du dispositif pour HEMT. Cependant, si Ga-flux est périodiquement alimenté et on laisse désorber pendant l'interruption, la dégradation de la mobilité peut être évitée et l'interruption peut être utilisée pour la rampe du substrat à une température de croissance élevée plus favorable pour GaN croissance. 15 En utilisant cette technique, la mobilité a été augmenté d'environ 150 cm Nous avons démontré une méthode pour développer HEMT InAlN-barrière N-polaire de haute qualité. In situ Ga dépôt et la désorption est utilisée pour préparer une surface propre pour la croissance épitaxiale. La structure de la couche HEMT épitaxiale comprend une couche InAlN formant barrière à composition homogène, AlN et GaN intercouches pour contrôler la densité des canaux de charge et de la mobilité, et une procédure de croissance de canal en GaN avec une rampe de température qui peut en outre optimiser la mobilité. PAMBE et les procédures décrites ici sont largement applicables à nitrure III épitaxie, y compris RF et haute puissance électronique et l'optoélectronique visible par UV.
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Materials
| Name | Company | Catalog Number | Comments |
| Freestanding N-polar GaN wafer | Kyma | 10 mm x 10 mm | |
| C-polar SiC wafer | Cree | W4TRE0R-L600 | 3 inch diameter |
| Microelectronics grade acetone | Fischer Scientific | A18-4 | |
| Microelectronics grade isoproponal | J.T. Baker | 9079-05/JT9079-5 | |
| Al source material (6N5 pure) | UMC | ALR62060I | |
| Ga source material (7N pure) | UMC | GA701 | |
| In source material (7N pure) | UMC | IN750 | |
| ULSI N2 source gas (6N pure) | Matheson Tri-gas | G2659906D | |
| PRO-75 MBE system | OmicronScientia |
References
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- Mazumder, B., et al. Atom probe analysis of AlN interlayers in AlGaN/AlN/GaN heterostructures. Appl. Phys. Lett. 102 (11), 111603 (2013).
- 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).
- 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).
- Wong, M. H., et al. N-polar GaN epitaxy and high electron mobility transistors. Semicond. Sci. Technol. 28 (7), 074009 (2013).
- 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).
- 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).
- 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).
- Kuzmik, J. Power electronics on InAlN/(In)GaN: Prospect for a record performance. IEEE Electron Device Lett. 22 (11), 510-512 (2001).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- Meyer, D. J., et al. High Electron Velocity Submicrometer AlN/GaN MOS-HEMTs on Freestanding GaN Substrates. IEEE Electron Device Lett. 34, 199 (2013).
- 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).
- 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).
- 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).
