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-assistert Molecular Beam Epitaxy av N-polar InAlN-barriere Høy 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 bjelke epitaxy brukes til å dyrke N-polare InAlN-barriere høy elektron-mobilitet transistorer (HEMTs). Kontroll av wafer forberedelse, lag vekstvilkår og epitaxial struktur fører til glatte, sammensetnings homogene InAlN lag og HEMTs med mobilitet så høyt som 1750 cm 2 / V ∙ sek.

Abstract

Plasma-assistert molekylær stråle epitaxy er godt egnet for epitaxial vekst av III-nitride tynne filmer og hetero med glatte, brå grensesnitt som kreves for høy kvalitet, høy elektron-mobilitet transistorer (HEMTs). En fremgangsmåte blir presentert for vekst av N-polare InAlN HEMTs, inkludert wafer fremstilling og vekst av buffer lag, InAlN barrierelaget, AlN og Gan mellomlag og Gan kanal. Kritiske problemer ved hvert trinn i prosessen blir identifisert, slik som å unngå Ga opphopning i Gan buffer, rollen av temperatur på InAlN sammensetningshomogeniteten, og bruken av Ga flux i løpet av AlN folien, og avbruddet før Gan kanal vekst. Kompositorisk homogen N-polar InAlN tynne filmer er demonstrert med overflate rot-middel-squared ruhet så lavt som 0,19 nm og InAlN baserte HEMT strukturer er rapportert å ha mobilitet så høyt som 1750 cm 2 / V ∙ sek for enheter med et ark ladningstetthet på 1,7 x 1013 cm -2.

Introduction

Molekylær bjelke epitaxy (MBE) er en allsidig epitaxial tynn film vekst teknikk som benytter en ultra-høy vakuum miljø med grunn trykk så lavt som 10 -11 Torr å sikre lav urenhet innlemmelse i voksen film. Sammensetningen og veksthastigheten til epitaxially dyrket lagene bestemmes ved å styre temperaturen til hver effusjon celle, og således det fordampede fluksen av de forskjellige kildematerialer. I tilfellet av III-nitrid epitaksi, gruppen III-elements (I, Al, Ga) typisk gitt av effusjon celler, mens den aktive nitrogen (N *) fluks som leveres av enten en N-2 plasma 1,2 (RF plasma -assisted MBE:. PAMBE eller RFMBE), eller ammoniakk (NH3 -MBE) 3,4 MBE vekst er karakterisert ved lavere vekst temperaturer og skarpere grenseflate brå enn andre epitaksiale vekst teknikker, slik som metallorganisk kjemisk dampavsetning 5 En skjematisk er vist. i figur 1.


Figur 1:.. MBE system skjematisk Skjematisk viser belastningen lås, overføringssystem, utgassing stasjon og vekstkammeret Klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

III-nitrider kan dyrkes på substrater som har en rekke forskjellige krystallorienteringer. Den mest brukte orientering er den Ga-polar c -planet, som tillater dannelsen av en to-dimensjonal elektron gass uten doping ved å utnytte forskjellen i polariseringen mellom barrieresjiktet, typisk AlGaN, og Gan kanal. En rekke ikke-polar og semi-polare orienteringer av Gan har fått betydelig oppmerksomhet for optoelektronikk skyldes reduserte polarisering effekter i kvante brønner, 6,7 noe som også gjør disse orienteringer mindre ønskelig for HEMT applikasjonerns. N-polare orienterte enheter er attraktivt for neste generasjon høyfrekvente HEMT operasjon på grunn av flere iboende fordeler i forhold til konvensjonelle Ga-polare enheter. 8 Barrierelaget i N-polare enheter som er dyrket under Gan kanal som vist på figur 2, noe som resulterer i en naturlig tilbake barriere som hjelpemidler elektrostatisk kontroll av kanalen og reduserer korte kanaleffekter, samtidig som den tillater lettere adgang strøm til Gan kanal og redusere kontaktmotstanden. Barrieren kan også styres separat fra kanalen, slik at når kanalen tykkelse er skalert ned for høyfrekvente enheter barrieren konstruksjon kan endres for å kompensere for kanal ladning tapt til Fermi-nivå låsing effekter.

Figur 2
Fig. 2: epitaksiale lag skjematisk lagstruktur av (a) et N-polar HEMT og (b) en Ga-polar HEMT for komparativeIson. Klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

HEMTs brukes i høy hastighet, er høy effektforsterkere normalt dyrkes på SiC underlag for å dra nytte av den høye varmeledningsevne av SiC. Lave gjenging dislokasjonstetthet frittstående Gan substrater kan anvendes for å forbedre den elektron mobilitet, 9 og dermed forbedre den høyfrekvente ytelse. Etter veksten av et AlN kjernedannelse lag, er en tykk Gan buffer dyrket til romlig separere forurensningene ved gjenvekst grensesnittet fra HEMT kanalen og bedre elektrisk isolasjon. I motsetning til andre III-V materialer, Gan dyrket ved PAMBE trenger vanligvis vekstbetingelser sammen med et gruppe-III / V-forholdet er større enn 1, dvs. metall-rik forhold, 10,11 for å oppnå en jevn overflatemorfologi. I x Al 1- x N er et alterinnfødte barriere materiale for III-nitride HEMTs, og har fått betydelig oppmerksomhet den siste tiden, fordi det kan dyrkes gitter tilpasset Gan for x ≈ 0,18 og kan generere over dobbelt kanalen kostnad i forhold til AlGaN barrierer på grunn av sin høye spontane polarisering. 12-15 motsetning AlGaN barrierer, vil Ga innlemme fortrinnsvis til in i InAlN lag, 16 bryr seg dermed må tas for å sikre at overflaten er fri for overflødig Ga etter Ga rike Gan buffer lag vekst og før InAlN vekst.

Kontroll av Ga på overflaten kan utføres ved suppling en Ga fluks litt mindre enn den fluks som er nødvendig for Ga-dråpedannelse. Imidlertid er denne vekst vinduet liten og utilstrekkelig Ga overflatedekning vil føre til at overflatemorfologi til å nedbrytes til platå / grøft morfologi, mens overskytende Ga fluks vil resultere i Ga akkumulering og makroskopisk dråpedannelse. 17 Refleksjon høyenergi-elektron diffraksjon (RHEED) intens ligheten kan brukes til å overvåke Ga akkumulering og desorpsjon. Ga overflatedekning er indikert ved en reduksjon i RHEED intensitet, og eventuelle lag mellom lukking av Ga (og N *) skodder og den innledende økning i RHEED intensiteten indikerer akkumulering av Ga, som vist i figur 3.

Figur 3
Figur 3: Overvåking Ga dekning med RHEED intensitet RHEED intensitetssignal målt fra RHEED mønster anskaffet under rotasjon ved hjelp utløste oppkjøpet.. Utilstrekkelig Ga fluks er angitt med en umiddelbar økning i intensitet etter stengetid skodder (ikke vist). Mettet / ideell Ga dekningen er angitt med en forsinkelse mellom lukker lukke og brå RHEED lysere og overskudd av Ga dekning i sett på som både en forsinkelse i innledende RHEED lysgjøring, så vel som en mer gradvis økning intensiteten som resulterer i full intensitet utvinning tar lengre enn 60 sek.com / filer / ftp_upload / 54775 / 54775fig3large.jpg "target =" _ blank "> Klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

Å oppnå høy kvalitet InAlN ved PAMBE kompliseres ved nærværet av svingninger laterale sammensetning, noe som resulterer i en "honeycomb" mikrostruktur som består av Al-rike domener som er omgitt av In-rike grenser. 18 Eliminering av denne mikrostruktur oppnås ved å bruke et substrat temperatur omtrent 50 ° C over den begynnende desorbsjon i, 15,19,20 eller ca. 630 ° C i N-polar InAlN. I denne høy temperatur vekst regime, In x Al 1- x N sammensetning er en sterk funksjon av overflatetemperatur, med høyere temperaturer resulterer i lavere i innlemmelse. In fluks kan økes for å kompensere for In tapt til fordampning, selv om i praksis den maksimale I fluksen begrenses av en reduksjon av inkorporering effektivitet med økning i forandring. 21 I tillegg til å redusere overflatetemperaturen eller øke i fluks, noe som øker veksthastigheten kan også øke i sammensetning på grunn av den "Etter begrave effekt", hvor innkommende Al-atomer felle I og hindre den fra å fordampe. 21,22 Høyere vekstrater kan oppnås ved å øke i og Al flux proporsjonalt. For å holde vekstbetingelser N-rik, ville N * må økes også, noe som kan oppnås ved å øke RF-plasma-strøm, noe som øker N2-strømningshastighet, bedre plasmakammeret utforming, eller ved å øke hullplaten hullet tetthet.

Andre epitaxial lagene i InAlN-baserte HEMTs inkluderer Gan og AlN mellomlag (ILS) og en Gan kanal. En AlN IL innsatt mellom barrieren og kanalen kan øke mobiliteten μ samt kanal ark ladningstetthet n s. Økningen i mobilitet er knyttet til å redusere elektronbølgefunksjonen overlapper med den InAlN barrier og påfølgende legering spredning. 9 For å sikre høy kvalitet på veksten av AlN IL, blir et overskudd av Ga flussmiddel tilført under vekst for å virke som et overflateaktivt middel. En Gan IL kan brukes mellom AIN IL og barriere for å ytterligere forbedre mobiliteten samtidig redusere kanal kostnad. Den GAN kanal kan dyrkes ved den samme temperatur som den InAlN barrieren, slik at kontinuerlig vekst fra barriere skjønt ILS og kanal. Forbedret bevegelighet er oppnådd ved å avbryte vekst etter AlN IL og øke veksttemperaturen før dyrking av Gan kanalen. I dette tilfellet er en beskyttende Ga overflatedekning må bli opprettholdt i løpet av avbruddet for å forhindre degradering mobilitet.

Følgende protokoll gjelder spesielt InAlN-barriere HEMTs dyrket på N-polare Gan underlag. Det kan være direkte utvides til vekst på C-polar 4H-6H-SiC eller substrater ved å inkludere en 50 nm tykk N-rik AIN sjiktet.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. Effusion Cell Ramp og Flux Calibration

  1. Bekrefte flytende N2 strømmer til kryo-paneler, og at vekstkammeret har nådd basistrykket.
  2. Rampen opp effusjon cellene til sin bjelke fluks måling (BFM) temperatur ved et rampehastighet på 1 ° C / sek for Ga og In-celler, og 10 ° C / min for Al. Vent en time for celler til termisk stabiliseres.
  3. Åpne lukkeren i hver celle i 30-60 sekunder, og deretter lukke lukkeren for 1-2 min. Gjenta tre ganger for hver celle. Kast den første strålen flux ion måle måling og gjennomsnittet de andre to. Juster celletemperatur for å oppnå den ønskede fluksen i henhold til tidligere flux / temperatur kalibreringer.

2. Forbehandling and Loading

  1. Ex situ underlaget rengjøring
    1. Load epi-klar N-polar Gan substrater direkte, uten noen ex situ rengjøring. Hvis skiven har vært utsatt for luft i merenn noen få timer, skyll under aceton (30 sek), isopropanol (30 sek) og avionisert (DI) vann (60 sek). Skylling er foretrukket å nedsenking når det er mulig da det har en tendens til å få mindre partikler på skivens overflate.
      MERK:. For Ga-polar Gan substrater en strengere overflaten ren anbefales 23
  2. Load wafer
    1. Lukker lastlåseisolasjonssluseventil, og luft med N2.
    2. Laste skiven på holderen og tilbake kassetten til lasten låsen. Slå på belastningen låsen roughing pumpe og åpne roughing pumpeventil og manifoldventilen.
    3. Når manifoldtrykket har sunket under 0,1 Torr, lukker de mangfoldige og roughing pumpeventiler. Slå av roughing pumpen og åpne load-lock turbo-pumpe stengeventil.
    4. La lasten låsen for å pumpe ned i 30-60 min. Bruk helst en last lås trykk på 10 -6 -10 -7 Torr før du overfører til utarbeidelse kammeret.
    5. Åpne belastningen låsen inn i utarbeidelsen kammeret, og overføre wafer til trallen ved hjelp av slingre pinne. Deretter bruker tralle å overføre wafer til utgassing stasjon i utarbeidelsen kammeret. Flytt vognen manuelt langs en jernbane ved hjelp av en roterende feedthrough om utarbeidelse kammeret.
  3. outgas wafer
    1. Rampe ovnen temperatur utgassing stasjon til 700 ° C i løpet av 10 min.
    2. Etter 30 min, gradient temperaturen ned til 100 ° C. Når temperaturen er ≤ 250 ° C, overføre skiven tilbake til vognen ved hjelp av slingringen stokk ved utgassing stasjon.
  4. Lastplaten inn i vekstkammeret
    1. Senk underlaget manipulator til lasteposisjon, åpner forberedelse / vekstkammer gate ventil og overføre wafer holderen til manipulator.
    2. Hev manipulator til vekst posisjon, nær underlaget varmeapparat.
    3. Fjern vogn og close sluseventilen.
    4. Åpne N2 flaskeventilen, regulator ventil og isolasjon nål ventil. Angi massestrømregulatoren (MFC) til 1,5 sccm (eller etter behov for å få et kammertrykk på 3-4 x 10 -5 torr). Den optimale press for plasma tenningen er sterkt avhengig av systemet. Legg merke til at N 2 må være ultrahøy renhet (fortrinnsvis bedre enn 6N) og et ekstra filter anvendes i linje for å ytterligere redusere urenheter.
    5. Med N * og hoved skodder lukket, slå på plasma RF strømforsyning og auto-matching nettverkskontrolleren. Øk RF strøm helt til plasma tenner.
    6. Still RF-effekten og N2 strømme til de ønskede prosessbetingelser, i dette tilfellet 350 W og 2,0 sccm. N * flux følge gitt plasmaforhold er systemavhengig, men her, disse forholdene gir en Gan vekst på 5,0 nm / min, eller en N * flux på 1,8 nm -2 sek -1. Overvåk plasmaet stabilitet med et spektrometer festet tilbakvinduet av plasmakammeret.
  5. In situ forbehandling: Ga avsetning og desorpsjon
    1. Rampe opp substratet varmeren til 10 ° C over den ønskede temperatur Gan vekst med en rampehastighet på ≤1 ° C / sek. I dette tilfellet bruker anslagsvis wafer temperatur på 730 ° C.
    2. Slå på RHEED system for å se etter nedbrytning av skivens overflate og overvåke Ga dekning. slå på underlaget rotasjon manuelt. Sett opp utløst RHEED oppkjøpet programvare for å samle en RHEED mønster gang per substrat rotasjon for å gi et statisk bilde mens underlaget roterer under vekst.
    3. Åpne underlaget skodde og Ga lukker for en min. Sørg for at RHEED intensiteten avtar deretter når et platå som Ga akkumulerer. Ga flux bør være lik den som brukes for Gan vekst. Her er Ga flux ca, 3,7 nm -2 sek -1.
    4. Lukk lukker for 2 min og sikre RHEEDintensiteten øker og når et platå før slutten av 2 minutter, noe som indikerer Ga desorpsjon.
    5. Gjenta trinn 2.5.2-2.5.4 tre ganger, 24 og deretter rampe underlaget til Gan vekst temperatur.

3. HEMT Vekst

  1. buffer vekst
    1. Initiere vekst ved å åpne N * lukkeren for en 1 min nitridering.
    2. Dyrk en tynn 1-3 nm N-rik AIN kjernelaget ved å åpne Al lukkeren. Dette AIN lag kan bidra til å forhindre threading forvridning generasjon, 25 men kompliserer AIN lag Røntgendiffraksjonsstudier (XRD) målinger og er ikke anbefalt for XRD-baserte kalibreringsprøver. Bruk samme Al flux som for InAlN lag, eller om 0,36 nm -2 sek -1, noe som gir en vekst på ca 1 nm / min.
    3. Lukk Al og N * lukker og umiddelbart åpne Ga skodde i 10 sekunder for å la Ga å mette overflaten, bør RHEED intensiteten avta rapidly. Åpne N * lukker (med Ga lukkeren fortsatt åpen) og vokse 5 min fra Gan. Bruk Be eller C doping, særlig for frittstående Gan substrater, for å forhindre elektriske lekkasjestrømmer i bufferen.
    4. Lukk Ga og N * skodder for en 1 min vekst avbrudd. Overvåk RHEED intensitet. Dersom RHEED intensitet øker med en gang, da den Ga fluks ikke er høy nok. Hvis RHEED intensiteten øker etter> 30 sek eller ikke når et platå innen 1 min så Ga fluks er for høy. Se figur 3.
    5. Øke substratet temperaturen med noen grader (eller redusere Ga effusjon celletemperatur) for å kompensere for høy Ga fluks sett i 3.1.4. Dersom Ga fluksen var for lavt, redusere overflatetemperaturen (eller øke Ga effusjon celletemperatur) for å kompensere.
      1. Gjenta trinn 3.1.3-3.1.5 til det er en 15-30 sek forsinkelse før RHEED intensiteten øker og RHEED intensitet når et platå før 1 min.
      Fortsett å gjenta trinn 3.1.4-3.1.5 til ønsket Gan tykkelse er nådd. Bestem tykkelsen ved å multiplisere den totale veksten tid ved kalibrert vekst. For Ga-rik vekst, bestemme veksthastigheten av den N * flux, som igjen kan bli beregnet ved hjelp av XRD for å måle tykkelsen på et kjent vekst tid i en separat dyrket kalibreringsprøve.
  2. InAlN barriere vekst
    1. Vent ytterligere 1 min etter den siste Gan vekst skritt for å sikre at alle Ga har fordampet.
    2. Raskt rampe ned til InAlN veksttemperatur til ca 630 ° C. La substratet temperatur for å stabilisere i omtrent 2 min.
    3. Åpne In, Al, og N * skodder. Den RHEED intensitet bør reduseres og nå et platå innen de første 3 min. Fortsatt nedgang på RHEED intensitet kan indikere opphopning av In, som er skadelig for InAlN vekst. Den RHEED mønster bør forbli stripete, noe som indikerer en glatt overflate. det jegn og Al flukser er ca 0,31 og 0,36 nm -2 sek -1, noe som gir en gruppe-III begrenset vekst på 1,25 nm / min.
    4. Lukker I, Al, og N * skodder etter den ønskede barrieretykkelse er nådd. For N-rik vekst, bestemme veksten av den totale gruppe III forandring. Mål vekst ved hjelp av XRD på en separat vokst InAlN kalibrering prøven. For en 15 nm InAlN barriere ved bruk av betingelsene gitt her, åpne skoddene for 12 min 30 sek.
  3. Mellomlag og kanal vekst
    1. Først åpner Ga lukkeren i 5 sek, deretter åpne N * lukker og vokse Gan folien. Underlaget Temperaturen bør fortsatt være på InAlN veksttemperatur.
    2. Åpne Al lukkeren uten å lukke Ga eller N * skodder å vokse AIN folien. Al fluks for folien, bør være lik eller litt høyere enn N * fluks, ideelt ved hjelp av en annen Al effusjon celle så som anvendes for InAlN barrierelaget, to unngå å måtte endre celletemperaturen. Se trinn 3.2.4.
    3. Lukk N * og Al skodder men la Ga lukkeren åpen. Rampe underlaget temperaturen til Gan kanal temperatur.
    4. Etter 30 sek lukke Ga lukkeren. Vent 30 sekunder (eller så snart RHEED intensitet begynner å øke) og re-åpne Ga lukkeren. Fortsett å sykle Ga lukkeren slik at underlaget har nådd Gan kanal veksttemperatur. Dette vil beskytte overflaten mens hindre overdreven Ga opphopning.
    5. Åpne Ga lukkeren i 5 sek, deretter åpne N * lukker og vokse Gan kanal.
    6. Lukk Ga, N * og hoved skodder. Rampe underlaget temperaturen ned til 200 ° C, slå av N * plasma og slå av N 2 gasstrømmen.
    7. Ramp cellene ned til sine beredskaps temperaturer hvis ferdig for dagen.
    8. Vent til underlagstemperatur for å minke under 250 ° C og kammertrykket faller til under 8 x 10 -7 Torr, deretteråpne vekstkammeret sluseventilen og overføre waferholderen tilbake til trallen.
    9. Følge det motsatte av trinn 2.2 for å overføre skiven tilbake til lasten låsen luftes med N2 og fjerne skiven. Sørge for at vekstkammeret sluseventilen er lukket før åpning av lasten låsen, og at last låsen turbopumpen sluseventil er lukket før avluftning.
    10. Følg trinn 2.2.3-2.2.5 å gå tilbake kassetten og last lås til høyt vakuum.

4. Karakterisering

  1. Karakterisere materialkvalitet ved hjelp av optisk mikroskopi for å se etter groper, sprekker eller GA-dråper som kan ha blitt dannet under kanal vekst, XRD å kontrollere grense og struktur kvalitet, og AFM å sjekke overflaten morfologi. 20,21
  2. Hvis Ga-dråper er tilstede, senkes skiven i konsentrert HF-syre i 5-10 minutter for å fjerne de små dråper uten å skade den kjemisk sensitive N-polar overflate.
  3. Mål ark resistance bruker Lehighton kontaktløs motstandsmålinger.
  4. Behandle prøven for å la elektrisk karakterisering, herunder målinger Hall og CTLM og DC og RF transistor karakterisering. 9,26

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Røntgendiffraksjon (XRD) skanninger av InAlN tynne filmer vist dyrket på N-polare Gan substrater i figur 4 (a) er enkelt topp både for 50 og 200-nm-tykke filmer. Den XRD skanning av 50 nm tykk InAlN film viser Pendellösung frynser opp til 15 th orden, noe som indikerer svært høy grense kvalitet. Den asymmetriske gjensidige plass kartet i figur 4 (b) viser at 200 nm tykt InAlN lag har den samme q ‖, og dermed den samme i planet gitterkonstant som Gan substrat, noe som indikerer fullstendig sammenhengende vekst for en rimelig tykk InAlN lag. Den fulle bredde ved halvt maksimum (FWHM) på q ‖ retning er svært nær den samme for den InAlN lag og Gan substrat, noe som tyder på at ingen ekstra dislokasjoner eller andre strukturelle defekter er blitt innført i den InAlN lag. Utvidelsen av InAlN lag i q ⊥ er forårsaket av begrenset sammenheng lenGTH utvide i det forholdsvis tynne lag InAlN.

AFM bildene som vises i figur 5 sammenligne to i 0,18 Al 0,82 N lag med lignende sammensetning dyrket ved 500 ° C og 630 ° C. For å oppnå den samme sammensetning, ble det In / gruppe-III-fluks-forholdet øket fra 0,18 ved 500 ° C til 0,47 ved 630 ° C. Ved den nedre veksttemperatur, angir overflate en kvasi-3D-vekst-modus, mens fremgangsmåten er sett på 630 ° C prøven, noe som antyder 2D trinnflyt vekst. Transmisjons- elektronmikros viser eliminering av honeycomb morfologi for 0,18 Al 0,82 N prøvene dyrket ved høy temperatur. 19,20

XRD målinger av hele N-polare InAlN-barriere HEMT strukturer dyrkes på N-polare Gan underlag som er vist i figur 6 (a) er enige godt med XRD simuleringer. Simuleringene er følsomme for allede forskjellige lag, og slik avtale viser både god grenseflatekvalitet og en høy grad av kontroll over de enkelte lagtykkelser. De AIN og Gan IL tykkelser var 1,4 og 1,5 nm, henholdsvis. Hall-effektmålinger føre målt μ = 1400 cm 2 / V ∙ sek, n s = 2,2 x 10 13 cm 2, og R s = 200 Ω / □.

N-polaritet for epitaxial lag dyrket på C-polare SiC og N-polare Gan substrater ble bekreftet ved å sammenligne ark motstand av teststrukturer og full HEMT strukturer. Prøver med bare et InAlN lag dyrket på Gan eller Gan / AlN bufferlaget var meget motstandsdyktig, indikerer fravær av en to-dimensjonal elektrongass. Prøver med en Gan kanal på toppen av InAlN sjikt viser en lav sjiktmotstand 170-300 Ω / □ og bevis for en to-dimensjonal elektron gass i Hall-målinger, noe som bekrefter N-polar orientation.

Basert på innledende materialer karakterisering, kan prøvene bli behandlet i HEMT enheter. Den første fasen av behandlingen omfatter å avsette Ti / Al / Ni / Au (20/100/10/50 nm) ohmske kontakter på e-beam fordampning og glødning ved 750 ° C i 30 sekunder under N2 omgivelses, etterfulgt av anordningen isolasjon ved hjelp av en Cl 2 / BCl-3 / Ar induktivt koblet plasma etch. Kilden-drain avstand for enhetene diskutert her er fem mikrometer. På dette punktet flere prosessovervåking strukturer kan være elektrisk testet, inkludert lineære og sirkulære overføring lengdemåling mønstre for ark og kontakt motstand og Hall effekt mønstre for kanal ladningstetthet og mobilitet. Utvalgte prøver blir deretter behandlet for fulle HEMT strukturer ved å sette en mikrometer lang, 150 mikrometer brede Pt / Au porter. HEMTs med epitaxial struktur beskrevet ovenfor dyrket på en N-polar Gan underlaget og fabrikkert med Pt / Au Schottky-porter viser utmerkede dc-egenskaper, med en maksimal strøm på 1,5 A / mm (for en 5 um source-drain mellomrom og ikke-optimaliserte kontakter) og en terskelspenning på -1,6 V, som vist i figur 6.

Figur 4
Figur 4:. XRD av InAlN tynne filmer (a) 2θ / ω XRD-diffraksjon skanninger av 50 nm og 200 nm tykk InAlN tynne filmer dyrket på frittstående N-polare substrater og (b) et XRD gjensidig plass kart om refleksjon, som viser 200 nm tykt InAlN lag har samme q ‖ koordinere og er dermed sammenhengende til Gan underlaget. klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

ftp_upload / 54775 / 54775fig5.jpg "/>
Figur 5:. AFM av InAlN tynne filmer AFM-mikrografer av 0,18 Al 0,82 N prøver dyrket ved (a) 500 ° C med en I / gruppe-III-forhold på 0,18 og (b) 630 ° C med en I / gruppe-III- ratio på 0,47. klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

Figur 6
Figur. 6: XRD og enhets resultatene av en InAlN HEMT (a) XRD ω / 2θ skann om 0002 refleksjon av en full N-polar InAlN HEMT struktur dyrket på en N-polar Gan underlaget med innfelt lagtykkelser som brukes til å generere XRD simulering. . (B) HEMT overføringskurve og (c) IV kurver for den samme anordning i (a) processed med en Pt / Au Schottky gate. Klikk her for å se en større versjon av dette tallet.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

Vekst av høy kvalitet Gan buffer lag er avgjørende for å oppnå høy elektron mobilitet i enhver III-nitrid HEMT. I tilfelle av en N-polar InAlN HEMT er laget vekst buffer komplisert ved det krav at alt Ga kan fjernes fra overflaten før InAlN vekst. Det finnes en rekke teknikker for å oppnå dette, i tillegg til fremgangsmåten som beskrives her, for eksempel metall-modulert epitaksi, 27 ved hjelp av vekstbetingelser ved kanten av den mellomliggende Ga dekning og Ga dråpe akkumulering regime, 28 eller slik at en kontinuerlig N * - flux for å innlemme det overskytende Ga Ga når lukkeren blir periodisk lukket. 24

En vekst avbrudd (for å tillate Ga fordampning) blir anvendt i dette tilfellet fordi det reduserer slitasje på skoddene implisitte i metall-modulert epitaksi, er tolerant for wafer temperatur ikke-ensartethet, 29 og unngår tvetydighet i den faktiske veksten tid (og sjikttykkelse ) som well som hindrer potensielle urenhet innlemmelse som følge av bruk av N * flux å innlemme Ga-fukting lag. 24 Denne teknikken resulterer i stripete RHEED og glatte overflater / grensesnitt med rms ruhet <1 nm hvis riktig Ga-flux og vekst / avbryte tider anvendes. I tillegg til de RHEED transienter som er beskrevet i figur 3, kan utilstrekkelig Ga-fluks som angis av flekkete RHEED mønstre og en ru overflate (for N-rike betingelser) eller stripete RHEED med et platå / grøft ru overflate morfologi (for Ga-rik mellomliggende forhold). 28

Den maksimale veksttiden mellom avbruddene er noe fleksibelt, men er begrenset av makroskopiske Ga-dråpedannelse. Når dråper form og vokser sammen, de er svært vanskelig å fullt fordampe og RHEED brighte kan fortsatt skje i nærvær av Ga dråper, feilaktig antyder en Ga-fri overflate. Gan veksttider på opp til 20 minutter mellom avbruddene har blitt brukt til å reduce lukkerslitasje. 29 Ga-dråper som finnes på wafer overflaten etter vekst kan stamme fra dråper som dannes ved buffer lag vekst (selv om de kan også dannes uten betydelige negative konsekvenser i løpet av GAN kanal vekst). Makroskopiske Ga-dråper som dannes i løpet av bufferen kan forårsake Ga inkorporering og / eller forskyvning av I i det InAlN barrieresjikt, som fører til reduserte bærerkonsentrasjon og / eller sprekking av barrierelaget på grunn av belastning, noe som er mer alvorlig i lavere temperaturområder av skiven.

Vekst avbryter på eller i nærheten av kanalen kan forårsake alvorlige enhet degradering for HEMTs. Men hvis Ga-fluks periodisk tilføres og tillates å desorbere i løpet av avbruddet, nedbrytningen i mobilitet kan unngås, og avbruddet kan anvendes for å rampe substratet til en høyere veksttemperatur gunstigere for Gan vekst. 15 Ved hjelp av denne teknikken, mobiliteten har økt med ca 150 cm

Vi har vist en metode for å dyrke høy kvalitet N-polar InAlN-barriere HEMTs. In situ-Ga-avleiring og desorpsjon benyttes for å fremstille en ren overflate for epitaksiale vekst. Den HEMT epitaxial lagstruktur inneholder en InAlN-sperrelag med homogen sammensetning, AlN og Gan plastfolier å kontrollere kanal ladningstetthet og mobilitet, og en Gan kanal vekst prosedyre med en temperatur rampe som ytterligere kan optimalisere mobilitet. PAMBE og prosedyrene som er beskrevet her er allment gjeldende for III-nitrid epitaxy, inkludert RF og høy kraftelektronikk og synlig gjennom-UV optoelektronikk.

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 høy elektron-mobilitet transistorer halvledere vekst
Plasma-assistert Molecular Beam Epitaxy av N-polar InAlN-barriere Høy 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