Waiting
Login processing...

Trial ends in Request Full Access Tell Your Colleague About Jove
JoVE Journal Engineering
Click here for the English version

Engineering

Plasma-assisteret Molecular Beam Epitaxy af N-polar InAlN-barriere High-elektron-mobilitet Transistorer

Published: November 24, 2016 doi: 10.3791/54775
Automatic Translation
1, 2, 2, 2, 2, 2
1NRC Postdoctoral Scholar, Naval Research Laboratory, 2Electronics Science and Technology Division, Naval Research Laboratory

Summary

Molekylær stråle epitaksi anvendes til at vokse N-polære InAlN-barriere høj elektron-mobilitet transistorer (HEMTs). Kontrol af wafer forberedelse, lag vækst betingelser og epitaksial struktur resulterer i glatte, deres sammensætning homogene InAlN lag og HEMTs med mobilitet så højt som 1.750 cm 2 / V ∙ sek.

Abstract

Plasma-assisteret molekylær stråle epitaxy er velegnet til det epitaksiale vækst af III-nitrid tynde film og heterostrukturer med glatte, abrupte fornødne snitflader høj kvalitet high-elektron-mobilitet transistorer (HEMTs). En procedure præsenteres for væksten af ​​N-polære InAlN HEMTs, herunder wafer forberedelse og vækst af buffer lag, den InAlN barriere lag, AlN og GaN mellemlag og GaN kanal. Kritiske spørgsmål på hvert trin i processen er identificeret, såsom at undgå Ga akkumulering i GaN buffer, rolle temperatur på InAlN sammensætningen homogenitet, og brugen af ​​Ga flux under AlN mellemlag og interrupt før GaN kanal vækst. Deres sammensætning homogen N-polar InAlN tyndfilm er demonstreret med overfladen rod-middelværdi-kvadreret ruhed så lav som 0,19 nm og InAlN-baserede HEMT strukturer rapporteres at have mobilitet så højt som 1.750 cm 2 / V ∙ sek til enheder med et ark ladningstæthed af 1,7 x 1013 cm -2.

Introduction

Molekylær stråle epitaxy (MBE) er en alsidig epitaksial tynd film vækst teknik, der anvender en ultra-høj-vakuum miljø med base-tryk helt ned til 10 -11 Torr at sikre lav urenhed inkorporering i den dyrkede filmen. Sammensætningen og vækst i de epitaksisk dyrkede lag bestemmes ved at styre temperaturen af ​​hver effusionscelle, og dermed den inddampede flux af de forskellige udgangsmaterialer. I tilfælde af III-nitrid epitaksi, gruppen III-elementer (In, AI, Ga) er typisk tilvejebragt ved Effusionsceller mens den aktive kvælstof (N *) flux leveres af enten en N2 plasma 1,2 (RF plasma -assisted MBE:. PAMBE eller RFMBE) eller ammoniak (NH3 -MBE) 3,4 MBE vækst er karakteriseret ved lavere vækst temperaturer og skarpere grænsefladepolymerisation pludselighed end andre epitaksial dyrkning teknikker, såsom metalorganisk kemisk dampafsætning 5 En skematisk er vist. i figur 1.


Figur 1:.. MBE-system skematisk Skematisk viser belastningen lås, transfersystem, afgasning station og vækst kammer Klik her for at se en større version af dette tal.

III-nitrider kan dyrkes på substrater med en række forskellige krystal orienteringer. Det mest almindeligt anvendte orientering er Ga-polære C -plane, der tillader dannelsen af et todimensionalt elektrongas uden doping ved udnyttelse af forskellen i polarisering mellem barrierelaget, typisk AlGaN, og GaN kanal. Forskellige ikke-polære og semi-polære orienteringer af GAN har fået stor opmærksomhed for optoelektronik grund af reduceret polarisering effekter i kvantebrønde, 6,7 hvilket også gør disse retningslinjer mindre ønskeligt HEMT applications. N-polære orienterede enheder er attraktive for næste generation højfrekvente HEMT drift på grund af flere iboende fordele i forhold til konventionelle Ga-polære enheder. 8. Barrierelaget i N-polære enheder dyrkes under GaN kanalen som vist i figur 2, hvilket resulterer på en naturlig back barriere, der hjælper elektrostatisk kontrol over kanalen og reducerer korte kanal effekter, samtidig med at lettere nuværende adgang til GaN kanal og reducere kontakt modstand. Barrieren kan også styres uafhængigt af den kanal, således at så kanaltykkelsen nedskaleres til højfrekvente enheder kan barrieren design modificeres for at kompensere for kanal ladning lykkede Fermi niveau pinning virkninger.

Figur 2
Figur 2:. Epitaksiale lag skematisk lagstruktur af (a) en N-polær HEMT og (b) en Ga-polær HEMT for comparison. Klik her for at se en større version af dette tal.

HEMTs anvendes i høj hastighed, er high-effektforstærkere normalt dyrkes på SiC substrater at drage fordel af den høje varmeledningsevne af siliciumcarbid. Lave gevindskæring dislokationsdensitet fritstående GaN substrater kan anvendes til at forbedre elektron mobilitet, 9 således forbedre den højfrekvente ydeevne. Efter væksten af ​​et AlN kernedannelse lag, er en tyk GaN buffer vokset til rumligt adskille urenheder på genvækst grænsefladen fra HEMT kanal og forbedre elektrisk isolation. I modsætning til andre III-V materialer, GaN vokset med PAMBE typisk behov vækstbetingelser med en gruppe-III / V-forhold større end 1, dvs., metal-rige tilstande, 10,11 for at opnå en glat overflademorfologi. I x Al 1- x N er et alterindfødte barriere materiale til III-nitrid HEMTs, og har fået stor opmærksomhed for nylig, fordi det kan dyrkes gitter matches til GAN for x ≈ 0,18 og kan generere over to gange kanal afgift i forhold til AlGaN barrierer på grund af sin høje spontane polarisering. 12-15 modsætning AlGaN barrierer, vil Ga indarbejde fortrinsvis til In i InAlN lag, 16 således skal man være omhyggelig for at sikre, at overfladen er fri for overskydende Ga efter Ga-rige GaN buffer lag vækst og før InAlN vækst.

Kontrol af Ga på overfladen kan opnås ved suppling en Ga flux lidt mindre end fluxen kræves til dannelse Ga-dråbe. Men dette vindue vækst er lille, og utilstrækkelig Ga overfladedækning vil få overfladen morfologi at nedbrydes til plateau / trench morfologi, mens overskydende Ga flux vil resultere i Ga ophobning og dannelse makroskopisk dråbe. 17 Refleksion høj energi elektron diffraktion (RHEED) intens ity kan anvendes til at overvåge Ga ophobning og desorption. Ga overfladedækning indikeres ved en reduktion i RHEED intensitet, og enhver forsinkelse mellem lukning af Ga (og N *) skodder og den indledende stigning i RHEED intensitet indikerer ophobning af Ga, som vist i figur 3.

Figur 3
Figur 3: Overvågning Ga dækning med RHEED intensitet RHEED intensitet signal målt fra RHEED mønster erhvervet under rotation ved hjælp udløst erhvervelse.. Utilstrækkelig Ga flux er angivet ved en øjeblikkelig stigning i intensitet efter lukning skodder (ikke vist). Mættet / ideal Ga-dækning er angivet med en forsinkelse mellem lukker lukning og pludselige RHEED lysere og overskydende Ga dækning i ses som både en forsinkelse i indledende RHEED lysere samt en mere gradvis intensitet stigning resulterer i fuld intensitet opsving tager længere tid end 60 s.dk / filer / ftp_upload / 54.775 / 54775fig3large.jpg "target =" _ blank "> Klik her for at se en større version af dette tal.

Opnåelse af høj kvalitet InAlN af PAMBE kompliceres af tilstedeværelsen af sammensætning udsving laterale, hvilket resulterer i en "honeycomb" mikrostruktur bestående af Al-rige domæner omgivet af In-rige grænser. 18 Eliminering af denne mikrostruktur opnås ved anvendelse af en substrattemperatur ca. 50 ° C over indtræden af In desorption, 15,19,20 eller omtrent 630 ° C i N-polær InAlN. I denne høje temperatur vækstregime, In x Al 1- x N sammensætning er en stærk funktion af substrattemperatur, med højere temperaturer resulterer i lavere i inkorporering. In flux kan øges for at kompensere for In tabte til fordampning, skønt den maksimale flux i praksis er begrænset af en reduktion i inkorporeringseffektivitet med stigende In flux. 21 Ud over at reducere substratet temperatur eller forøgelse af in flux, øge vækstraten kan også øge i sammensætning på grund af "I nedgravning effekt", hvor indkommende Al-atomer fælde i og forhindre det i at fordampe. 21,22 Højere vækstrater kan opnås ved at øge In og Al flux proportionalt. For at holde de vækstbetingelser N-rige, ville N * skal øges så godt, hvilket kan opnås ved at øge RF plasma magt, øge N2 strømningshastighed, forbedring plasmakammeret design eller forøge åbningen pladehullet densitet.

Yderligere epitaksiale lag i InAlN-baserede HEMTs omfatter GaN og AlN mellemlag (ILS) og en GaN kanal. En AlN IL indsat mellem barrieren og kanalen kan øge mobiliteten μ samt kanal ark ladningstæthed n s. Stigningen i mobilitet tilskrives reducere elektron bølgefunktion overlapning med InAlN Barrier og efterfølgende legering spredning. 9 For at sikre væksten i AlN IL høj kvalitet, er et overskud af Ga flux leveret under væksten til at fungere som et overfladeaktivt stof. En GaN IL kan bruges mellem AlN IL og barriere for yderligere at forbedre mobiliteten og samtidig reducere kanal gebyr. Gan-kanalen kan dyrkes ved samme temperatur som InAlN barriere, hvilket muliggør en løbende vækst fra barrieren selvom ILS og kanal. Forbedret mobilitet er opnået ved at afbryde vækst efter AlN IL og øge væksten temperatur, før voksende GaN kanal. I dette tilfælde skal opretholdes under interrupt at forhindre mobilitet nedbrydning en beskyttende Ga overflade dækning.

Følgende protokol gælder specifikt til InAlN-barriere HEMTs dyrket på N-polære GaN substrater. Det kan være direkte forlænges til vækst på C-polær 4H- eller 6H-SiC substrater ved at inkludere en 50 nm tyk N-rige AlN lag.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. effusionscellen Rampe og Flux kalibrering

  1. Bekræft flydende N2 strømmer til cryo-paneler, og at væksten kammeret har nået bunden tryk.
  2. Rampe op effusionscellerne til deres stråle flux måling (BFM) temperatur med en stigningsgrad på 1 ° C / sek for Ga og In celler, og 10 ° C / min for Al. Vent 1 time for celler til termisk stabilisering.
  3. Åbn lukkeren af ​​hver celle i 30-60 sek, og luk derefter lukkeren for 1-2 min. Gentag tre gange for hver celle. Kassér den første stråle flux ion gauge måling og gennemsnittet de to sekund. Juster celletemperaturen at opnå den ønskede flux ifølge de foregående flux / temperatur kalibreringer.

2. Substrat Forberedelse og Loading

  1. Ex situ substrat rengøring
    1. Load epi-ready N-polar GAN substrater direkte, uden nogen levestedet rengøring. Hvis skiven er blevet udsat for luft i mereend et par timer, skylles i acetone (30 sek), isopropanol (30 sek) og deioniseret (DI) vand (60 sek). Skylning foretrækkes at nedsænkning når det er muligt, da det har en tendens til at efterlade mindre partikler på waferoverfladen.
      BEMÆRK:. For Ga-polar GaN substrater anbefales en mere stringent overfladen ren 23
  2. Load wafer
    1. Luk load-lock isolation gate ventil, og udluft med N2.
    2. Indlæse wafer på holderen og returnere kassetten til belastningen lås. Tænd for belastning lås skrub pumpe og åbn skrub pumpe ventil og manifold ventil.
    3. Når manifolden trykket er faldet til under 0,1 Torr, lukke de mangfoldige og skrub pumpe ventiler. Sluk for skrub pumpe og åbn load-lock turbo-pumpe afspærringsventil.
    4. Tillad belastningen lås til at pumpe ned i 30-60 min. Ideelt set bruge en belastning lås tryk på 10 -6 -10 -7 Torr før overførsel til forberedelse kammer.
    5. Åbn belastningen låsen i forberedelse kammer, og overføre wafer til vognen ved hjælp wobble stick. Brug derefter vognen til overføre wafer til afgasning station i udarbejdelsen kammer. Flyt vognen manuelt langs en skinne ved anvendelse af en rotationsfoedning på tilberedningskammeret.
  3. afgasse wafer
    1. Rampe den udgasning station varmelegeme temperaturen til 700 ° C i løbet af 10 min.
    2. Efter 30 min rampe temperaturen ned til 100 ° C. Når temperaturen er ≤ 250 ° C, overføre skiven tilbage til vognen ved hjælp af wobble stick på udgasning station.
  4. Load wafer ind i kammeret vækst
    1. Sænk underlaget manipulator til belastningen position, åbne præparatet / vækstkammer gate ventil og overføre indehaveren af ​​wafer til manipulator.
    2. Hæv manipulator til vækst position nær substratet varmelegeme.
    3. Fjern vognen og close skydeventilen.
    4. Åbn N2 flaske ventil, regulator ventil og isolation nåleventil. Indstil massestrømstyring (MFC) til 1,5 SCCM (eller efter behov for at få et kammertryk på 3-4 x 10 -5 Torr). Den optimale pres for plasma tænding er stærkt afhængig af systemet. Bemærk, at N 2 skal være ultra-høj renhed (fortrinsvis bedre end 6N) og et ekstra filter anvendes på linje for yderligere at reducere urenheder.
    5. Med N * og vigtigste skodder lukket, tænde for plasma RF strømforsyning og auto-matching-netværk controller. Øg RF strøm, indtil plasmaet antænder.
    6. Indstil RF-effekten og N2-strøm til de ønskede procesbetingelser, i dette tilfælde 350 W og 2,0 sccm. Den N * flux som følge af givne plasma betingelser er afhængig af systemet, men her, disse betingelser gav en GaN vækstrate på 5,0 nm / minut, eller et N * flux på 1,8 nm -2 sek-1. Overvåg plasma stabilitet med et spektrometer fastgjort tilbagrude af plasmakammeret.
  5. In situ overflade forberedelse: Ga aflejring og desorption
    1. Rampe op substratet varmeren til 10 ° C over den ønskede GaN vækst temperatur med en stigningsgrad på ≤1 ° C / sek. I dette tilfælde skal du bruge en anslået wafer temperatur på 730 ° C.
    2. Tænd RHEED systemet at se for nedbrydning af waferoverfladen og overvåge Ga dækning. Manuelt tænde substratet rotation. Opsæt udløste RHEED erhvervelse software til at indsamle en RHEED mønster én gang pr substrat rotation til at give et statisk billede, mens underlaget roterer under vækst.
    3. Åbn underlaget lukker og Ga lukker i 1 min. Sørg for RHEED intensiteten aftager derefter når et plateau som Ga akkumuleres. Ga flux bør svare til den, der anvendes for GaN vækst. Her Ga flux er ca., 3,7 nm -2 sek-1.
    4. Luk lukkeren i 2 min og sikre RHEEDstigninger og når et plateau inden afslutningen af ​​den 2 min intensitet, hvilket indikerer Ga desorption.
    5. Gentag trin 2.5.2-2.5.4 tre gange, 24 og derefter rampe underlaget til GAN vækst temperatur.

3. HEMT Vækst

  1. vækst Buffer
    1. Initiere vækst ved at åbne N * lukkeren for en 1 min nitridering.
    2. Dyrk en tynd 1-3 nm N-rige AlN nukleær lag ved at åbne Al lukkeren. Denne AlN lag kan hjælpe med at forhindre threading dislokation generation, 25 imidlertid AlN lag komplicerer røntgendiffraktion (XRD) målinger og anbefales ikke til XRD-baserede kalibreringsprøver. Brug samme Al flux som for InAlN lag eller ca. 0,36 nm -2 sek-1, hvilket giver en vækst på ca. 1 nm / min.
    3. Luk Al og N * lukker og straks åbne Ga lukkeren i 10 sek for at tillade Ga at mætte overfladen bør RHEED intensiteten falde rapidly. Åbn N * lukkeren (med Ga lukkeren stadig åben) og vokse 5 min på GaN. Brug Be eller C doping, især til fritstående GaN substrater, for at forhindre elektrisk lækstrømme i bufferen.
    4. Luk Ga og N * skodder for en 1 min vækst afbrydelse. Overvåg RHEED intensitet. Hvis RHEED intensiteten straks stiger, så Ga flux ikke er høj nok. Hvis RHEED intensiteten stiger efter> 30 sek eller ikke når et plateau inden 1 min så Ga flux er for høj. Se figur 3.
    5. Øge substrattemperatur et par grader (eller reducere Ga effusionscellen temperatur) for at kompensere for høj Ga flux set i 3.1.4. Hvis Ga flux var for lav, reduceres substratet temperatur (eller øge Ga effusionscellen temperatur) for at kompensere.
      1. Gentag trin 3.1.3-3.1.5 indtil der er en 15-30 sek forsinkelse, før RHEED intensiteten stiger og RHEED intensiteten når et plateau før 1 min.
      Fortsæt at gentage trin 3.1.4-3.1.5 indtil den ønskede GaN tykkelse er nået. Bestem tykkelse ved at gange det samlede vækst tid ved den kalibrerede vækstrate. For Ga-rige vækst, bestemme væksten af ​​N * flux, hvilket igen kan beregnes ved hjælp XRD at måle tykkelsen for en kendt vækst tid i en separat dyrket kalibreringsprøve.
  2. InAlN barriere vækst
    1. Vent en yderligere 1 min efter sidste GaN vækst skridt for at sikre, at alle Ga er fordampet.
    2. Hurtigt rampe ned til InAlN vækst temperaturen til ca. 630 ° C. Tillad substratet temperatur stabiliseres i omkring 2 min.
    3. Åbn In, Al, og N * skodder. Den RHEED Intensiteten skal falde og nå et plateau inden for de første 3 min. Fortsat fald i RHEED intensitet kan indikere akkumulering af In, som er til skade for InAlN vækst. Den RHEED mønster bør forblive stribet, hvilket indikerer en glat overflade. In og Al fluxe er omkring 0,31 og 0,36 nm -2 sek -1, hvilket giver en gruppe-III begrænset vækst på 1,25 nm / min.
    4. Luk In, Al, og N * skodder efter den ønskede tykkelse barriere er nået. For N-rige vækst, bestemme væksten af ​​den samlede gruppe-III flux. Måle væksten hjælp XRD på en separat dyrket InAlN kalibreringsprøve. For en 15 nm InAlN barriere ved hjælp af de betingelser, der gives her, åbne skodder i 12 min 30 sek.
  3. Mellemlag og kanal vækst
    1. Først åbner Ga lukkeren i 5 sek, derefter åbne N * lukker og vokse GAN mellemlag. Underlaget Temperaturen bør stadig være på InAlN vækst temperatur.
    2. Åbn Al lukker uden at lukke Ga eller N * skodder til at vokse den AlN mellemlag. Al flusmiddel til mellemlaget bør være den samme eller lidt højere end den N * flux, ideelt under anvendelse af en anden Al effusionscellen derefter som anvendt til InAlN barrierelaget, to undgå at skulle ændre cellens temperatur. Se trin 3.2.4.
    3. Luk N * og Al skodder men lad Ga lukkeren åben. Rampe underlaget temperaturen til GAN-kanal temperatur.
    4. Efter 30 sek lukke Ga lukkeren. Vent 30 sek (eller så snart RHEED intensiteten begynder at stige) og genåbne Ga lukkeren. Fortsæt med at cykle på Ga lukker indtil underlaget har nået GaN kanal vækst temperatur. Dette vil beskytte overfladen samtidig forhindre overdreven Ga ophobning.
    5. Åbn Ga lukker i 5 sek, derefter åbne N * lukker og vokse GAN kanal.
    6. Luk Ga, N * og væsentligste skodder. Rampe underlaget temperaturen ned til 200 ° C, skal du slukke for N * plasma og slukke N2 gasstrømmen.
    7. Rampe cellerne ned til deres standby temperaturer, hvis færdig for dagen.
    8. Vent på substratet temperatur til at falde under 250 ° C, og trykket i kammeret falder til under 8 x 10 -7 Torr, derefteråbne vækstkammer skydeventilen og overføre holderen skiven tilbage til vognen.
    9. Følg den omvendte fra trin 2.2 til at overføre skiven tilbage til belastningen lås, slids med N2 og fjern skiven. Sørg for, at væksten kammer gate ventil er lukket før åbning belastningen lås, og at belastningen lås turbo pumpe gate ventil er lukket, før udluftning.
    10. Følg trin 2.2.3-2.2.5 at returnere kassetten og belastning lås til højt vakuum.

4. Karakterisering

  1. Karakterisere materialekvalitet ved optisk mikroskopi for at kontrollere for boringer, revner eller Ga-dråber, som kan være dannet under kanalen vækst, XRD at tjekke grænsefladespændingen og struktur kvalitet, og AFM at tjekke overflademorfologi. 20,21
  2. Hvis Ga-dråber er til stede, nedsænke skiven i koncentreret HF syre i 5-10 minutter for at fjerne dråberne uden at beskadige kemisk følsomme N-polær overflade.
  3. Mål ark resistance bruge Lehighton kontaktløse modstand målinger.
  4. Proces prøven for at tillade elektrisk karakterisering, herunder Hall og CTLM målinger og DC og RF transistor karakterisering. 9,26

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Røntgendiffraktion (XRD) scanninger af InAlN tynde film vist dyrket på N-polære GaN substrater i figur 4 (a) er single toppede både 50 og 200-nm-tykke film. XRD-scanning af 50 nm tyk InAlN film udviser Pendellösung frynser op til 15 th orden, hvilket indikerer meget høj grænsefladespænding kvalitet. Den asymmetriske reciprokke rum kort i figur 4 (b) viser, at 200 nm tykt InAlN lag har samme q ‖, og således den samme i planet gitterkonstant som GaN substrat, hvilket indikerer fuldstændigt sammenhængende vækst for et rimeligt tykt InAlN lag. Den fulde bredde ved halvt maksimum (FWHM) i q ‖ retning er meget tæt på det samme for InAlN lag og GaN substrat, hvilket tyder på, at ingen yderligere forskydninger eller andre strukturelle defekter er blevet indført i InAlN lag. Udvidelsen af InAlN lag i q ⊥ skyldes begrænset sammenhæng lenGTH udvide i den relativt tynde InAlN lag.

De AFM billeder vist i figur 5 sammenligne to I 0,18 Al 0,82 N lag med lignende sammensætning dyrket ved 500 ° C og 630 ° C. For at opnå den samme sammensætning blev In / gruppe-III flux steg fra 0,18 ved 500 ° C til 0,47 ved 630 ° C. Ved den lavere temperatur vækst, overfladen, en kvasi-3D vækst tilstand, mens trin ses på C prøven 630 °, hvilket tyder 2D vækst trin-flow. Transmission elektronmikroskopiske optagelser viser eliminering af honeycomb morfologi for I 0,18 Al 0,82 N prøver dyrket ved høj temperatur. 19,20

XRD målinger af fuld N-polære HEMT strukturer InAlN-barriere dyrket på N-polære GaN substrater vist i figur 6 (a) stemmer godt med XRD simuleringer. Simuleringerne er følsomme over for allede forskellige lag, og sådan aftale angiver både god grænsefladespænding kvalitet og en høj grad af kontrol over de enkelte lagtykkelser. De AlN og GaN IL tykkelser var 1,4 og 1,5 nm. Hall-effekt-målinger resultere i målte μ = 1.400 cm2 / V ∙ sek, n s = 2,2 x 10 13 cm 2, og R s = 200 Ω / □.

N-polaritet for epitaksiale lag dyrket på C-polære SiC og N-polære GaN substrater blev bekræftet ved at sammenligne flademodstand teststrukturer og fuld HEMT strukturer. Prøver med kun en InAlN lag dyrket på GAN eller GaN / AlN bufferlaget var stærkt resistiv, indikerer fravær af en todimensional elektrongas. Prøver med en GaN kanal oven på InAlN lag udviser en lav modstand ark fra 170-300 Ω / □ og tegn på en todimensional elektrongas i Hall målinger bekræfter N-polær orientation.

Baseret på de første materialer karakterisering kan prøver forarbejdes til HEMT enheder. Den første etape af behandlingen omfatter afsætning af Ti / Al / Ni / Au (20/100/10/50 nm) ohmsk kontakt via e-beam fordampning og udglødning ved 750 ° C i 30 sek under N2 ambient, efterfulgt af enhedens isolering under anvendelse af et Cl 2 / Bcl 3 / Ar induktivt koblet plasma etch. Den source-drain afstand til de enheder, der diskuteres her er 5 um. På dette tidspunkt flere procesovervågning strukturer kan elektrisk testes, herunder lineære og cirkulære transfer længde måling mønstre for plader og kontakt modstand og Hall effekt mønstre for kanal ladningstæthed og mobilitet. Udvalgte prøver behandles derefter for fuld HEMT strukturer ved aflejring 1 um lang, 150 um brede Pt / Au gates. HEMTs med det epitaksiale struktur ovenfor beskrevne dyrket på en N-polært GaN-substrat og fremstillede med Pt / Au Schottky porte viser fremragende dc egenskaber, med en maksimal strøm på 1,5 A / mm (for en 5 um source-drain afstand og uoptimerede kontakter) og en tærskel spænding på -1,6 V, som vist i figur 6.

Figur 4
Figur 4:. XRD af InAlN tynde film (a) 2θ / ω XRD diffraction scanninger af 50 nm og 200 nm tyk InAlN tynde film dyrket på fritstående N-polære substrater og (b) et XRD reciprokke rum kort om refleksion, der viser den 200 nm tykt InAlN lag har samme q ‖ koordinere og dermed sammenhængende til GAN underlaget. klik her for at se en større version af dette tal.

ftp_upload / 54.775 / 54775fig5.jpg "/>
Figur 5:. AFM of InAlN tynde film AFM mikrografier af In 0,18 Al 0,82 N prøver dyrket ved (a) 500 ° C med en In / gruppe-III-forhold på 0,18 og (b) 630 ° C med en I / gruppe-III forhold på 0,47. klik her for at se en større version af dette tal.

Figur 6
Figur. 6: XRD og enheden resultaterne af en InAlN HEMT (a) XRD ω / 2θ scanne om 0002 afspejling af en fuld N-polær InAlN HEMT struktur dyrket på en N-polært GaN-substrat med indsatte lagtykkelser anvendt til at generere XRD simulering. . (B) HEMT statisk karakteristik og (c) IV kurver for den samme enhed i (a) processed med en Pt / Au Schottky gate. Klik her for at se en større version af dette tal.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

Vækst af en høj kvalitet GaN bufferlaget er afgørende for at opnå høj elektron mobilitet i enhver III-nitrid HEMT. I tilfælde af en N-polær InAlN HEMT, er bufferlaget vækst kompliceret af kravet om, at alle Ga fjernes fra overfladen før InAlN vækst. Der er en række forskellige teknikker til at opnå dette i tillæg til fremgangsmåden beskrevet her, såsom metal-moduleret epitaksi, 27 under anvendelse af vækstbetingelser på kanten af den mellemliggende Ga dækning og Ga dråbe ophobning regime, 28 eller tillade en kontinuerlig N * - flux til at optage den overskydende Ga når Ga lukkeren periodisk lukket. 24

En vækst afbrydelse (for at tillade Ga fordampning) anvendes i dette tilfælde, fordi det reducerer slid på skodderne implicitte i metal-modulerede epitaksi, er tolerant over for wafer temperatur uensartethed, 29 og undgår tvetydighed i selve vækst tid (og lagtykkelse ) som welll som forhindrer potentiel urenhed oprettelse som følge af brugen af N * flux at inkorporere Ga-befugtning lag. 24 Denne teknik resulterer i stribet RHEED og glatte overflader / interfaces med RMS ruhed <1 nm, hvis den korrekte Ga-flux og vækst / afbryde gange anvendes. Foruden de RHEED transienter beskrevet i figur 3, kan utilstrækkelig Ga-flux angives ved spotty RHEED mønstre og en ru overflade (for N-rige betingelser) eller stribet RHEED med et plateau / grøft ru overflade morfologi (for Ga-rige mellemprodukt betingelser). 28

Den maksimale vækst tid mellem interrupts er noget fleksible, men er begrænset af makroskopisk formation Ga-dråbe. Når dråber formular og flyde sammen, de er meget vanskeligt fuldt fordampe og RHEED lysere kan stadig forekomme i nærværelse af Ga dråber, fejlagtigt antyder en Ga-fri overflade. GaN vækst på op til 20 min mellem interrupts er blevet anvendt til reduce lukker slid. 29 Ga-dråber findes på wafer overfladen efter vækst kan stamme fra dråber dannet under buffer lag vækst (selvom de også kan danne uden væsentlige negative konsekvenser under GaN kanal vækst). Makroskopiske Ga-dråber, som dannes under bufferen kan forårsage Ga inkorporering og / eller forskydning af I i InAlN barrierelaget, hvilket fører til reducerede carrier koncentrationer og / eller revnedannelse i barrierelaget på grund af stammen, som er mere alvorlige i nedre områder temperatur af skiven.

Vækst afbryder på eller nær kanalen kan forårsage alvorlig enhed nedbrydning for HEMTs. Men hvis Ga-flux periodisk tilføres og får lov at desorbere under interrupt, nedbrydningen i mobilitet kan undgås, og den afbryder kan anvendes til at rampe substratet til en højere vækst temperatur gunstigere for GaN vækst. 15 Ved anvendelse af denne teknik, mobiliteten er øget med ca. 150 cm

Vi har vist en metode til at vokse høj kvalitet N-polær InAlN-barriere HEMTs. In situ Ga aflejring og desorption anvendes til fremstilling af en ren overflade til epitaksial vækst. Det HEMT epitaksialt lag struktur indeholder en InAlN-barriere lag med homogen sammensætning, AlN og GaN mellemlag til at styre kanal ladningstæthed og mobilitet, og en GaN kanal vækst procedure med en temperatur rampe, som yderligere kan optimere mobiliteten. PAMBE og procedurerne beskrevet her, er bredt anvendelig til III-nitrid epitaksi, herunder RF og high-power elektronik og synligt gennem-UV optoelektronik.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

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

DOWNLOAD MATERIALS LIST

References

  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).

Tags

Engineering Molekylær stråle epitaxy Gan III-nitrider InAlN high-elektron-mobilitet transistorer halvleder vækst
Plasma-assisteret Molecular Beam Epitaxy af N-polar InAlN-barriere High-elektron-mobilitet Transistorer
Play Video
PDF DOI DOWNLOAD MATERIALS LIST

Cite this Article

Hardy, M. T., Storm, D. F., Katzer,… More

Hardy, M. T., Storm, D. F., Katzer, D. S., Downey, B. P., Nepal, N., Meyer, D. J. Plasma-assisted Molecular Beam Epitaxy of N-polar InAlN-barrier High-electron-mobility Transistors. J. Vis. Exp. (117), e54775, doi:10.3791/54775 (2016).

Less
Copy Citation Download Citation Reprints and Permissions
View Video

Get cutting-edge science videos from JoVE sent straight to your inbox every month.

Waiting X
Simple Hit Counter