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-assisterad Molecular Beam epitaxi av N-polära InAlN barriär hög elektron rörlighet 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

Molekylär balk epitaxi används för att odla N-polära InAlN-barriär med hög elektronrörlighet transistorer (HEMTs). Kontroll av skiv förberedelse, lager tillväxtförhållanden och epitaxiella strukturen resulterar i släta, sammansättnings homogena InAlN lager och HEMTs med rörlighet så hög som 1750 cm2 / V ∙ sek.

Abstract

Plasma-assisterad molekylär balk epitaxi är väl lämpad för epitaxiell tillväxt av III-nitrid tunna filmer och hetero med släta, abrupta gränssnitt som krävs för högkvalitativa hög elektronrörlighet transistorer (HEMTs). Ett förfarande presenteras för tillväxt av N-polära InAlN HEMTs, inklusive rån förberedelse och tillväxt av buffertlager, den InAlN barriärskiktet, AIN och GaN mellanskikt och GaN kanal. Kritiska frågor vid varje steg i processen identifieras, som att undvika Ga ackumulering i GaN buffert roll av temperaturen på InAlN kompositions homogenitet, och användningen av Ga flöde under AIN mellanskikt och avbrotts före GaN kanal tillväxt. Kompositions homogen N-polära InAlN tunna filmer demonstreras med yta root-mean-squared grovhet så lågt som 0,19 nm och InAlN-baserade HEMT strukturer redovisas med rörlighet så hög som 1750 cm2 / V ∙ sek för enheter med ett ark laddningsdensitet av 1,7 x 1013 cm -2.

Introduction

Molekylär (MBE) är en mångsidig epitaxiell tunnfilmsodlingsteknik som använder en extremt hög vakuum med bas tryck så låga som 10 -11 Torr för att säkerställa låg förorenings inkorporering i vuxen film. Sammansättningen och tillväxthastigheten för de epitaxiellt odlade skikt bestäms genom reglering av temperaturen hos varje effusionscell, och sålunda den förångade flödet av de olika källmaterial. I fallet med III-nitrid epitaxi, gruppen III-element (I, Al, Ga) tillhandahålles typiskt genom effusionsceller medan den aktiva kväve (N *) flux tillhandahålls av antingen en N 2 plasma 1,2 (RF-plasma -assisted MBE:. PAMBE eller RFMBE) eller ammoniak (NH3 -MBE) 3,4 MBE tillväxt kännetecknas av lägre tillväxttemperaturer och skarpare interfacial abruptness än andra epitaxiella tillväxttekniker, såsom metallorganisk kemisk ångavsättning 5 En schematisk visas. i figur 1.


Figur 1:.. MBE systemet schematiskt schema som visar sluss, överföringssystem, avgasning station och tillväxtkammare Klicka här för att se en större version av denna siffra.

III-nitrider kan odlas på substrat som har en mängd olika kristallorienteringar. Det mest använda läggning är den Ga-polära c -planet, vilket medger bildning av en tvådimensionell elektrongas utan dopning genom att utnyttja skillnaden i polarisation mellan barriärskiktet, typiskt AlGaN och GaN-kanal. Olika icke-polära och semipolära orienteringar av GaN har fått stor uppmärksamhet för optoelektronik på grund av minskad polariseringseffekter i kvantbrunnar, 6,7 vilket också gör dessa riktlinjer mindre önskvärda för HEMT TILLÄMPNINns. N-polära orienterade enheter är attraktiva för nästa generations högfrekvent HEMT drift på grund av flera inneboende fördelar jämfört med konventionella Ga-polära enheter. 8 Barriärskiktet i N-polära enheter odlas under GaN-kanalen såsom visas i figur 2, vilket resulterar i en naturlig tillbaka barriär som hjälper till elektrostatisk styrning av kanalen och minskar korta kanaleffekter, samtidigt som lättare nuvarande tillgång till GaN-kanalen och minska kontaktresistansen. Barriären kan också styras separat från kanalen, så att när kanaltjockleken skalas ned för högfrekventa enheter kan barriär designen modifieras för att kompensera för kanalavgift förlorade mot Fermi-nivå sätter effekter.

figur 2
Figur 2:. Epitaxialskikt schematisk skiktstruktur av (a) en N-polär HEMT och (b) en Ga-polära HEMT för jämIson. Klicka här för att se en större version av denna siffra.

HEMTs används i hög hastighet är hög effektförstärkare normalt odlas på SiC substrat för att dra nytta av den höga värmeledningsförmåga SiC. Låga gäng dislokationstätheten fristående GaN-substrat kan användas för att förbättra elektronmobilitet, 9 på så sätt förbättra den högfrekventa prestanda. Efter tillväxten av ett AIN kärnskikt, är en tjock GaN buffert vuxit till spatialt separera föroreningarna vid återväxt gränssnittet från HEMT kanalen och förbättra elektrisk isolering. Till skillnad från andra III-V-material, GaN ökat med PAMBE behöver normalt tillväxtbetingelser med en grupp-III / V-förhållande större än 1, det vill säga metallrika förhållanden, 10,11 i syfte att uppnå en jämn yta morfologi. I x Al 1- x N är ett alterinfödda barriärmaterial för III-nitrid HEMTs, och har fått stor uppmärksamhet nyligen eftersom den kan odlas gitter matchas till GaN för x ≈ 0,18 och kan generera mer än dubbelt kanal laddning relativt AlGaN hinder på grund av dess höga spontan polarisation. 12-15 skillnad AlGaN hinder kommer Ga införliva företrädesvis till in i InAlN lager, 16 vård därför måste vidtas för att säkerställa att ytan är fri från överskott Ga efter Ga-rika GaN buffertlager tillväxt och före InAlN tillväxt.

Kontroll av Ga på ytan kan åstadkommas genom att som levererar en Ga flux något mindre än det flöde som krävs för Ga-droppbildning. Detta är dock tillväxt fönster liten, och otillräcklig Ga yttäckning kommer att orsaka ytmorfologin att brytas ned in i platå / trench morfologi medan överskott av Ga flussmedel kommer att resultera i Ga ackumulering och makroskopisk droppbildning. 17 Reflektion hög energi elektron diffraktion (RHEED) intens ten kan användas för att övervaka Ga ackumulering och desorption. Ga yttäckning indikeras av en reduktion i RHEED intensitet, och någon fördröjning mellan stängning av ga (och N *) jalusier och den initiala ökningen av RHEED intensitet indikerar ackumulering av Ga, såsom visas i fig 3.

Figur 3
Figur 3: Övervakning Ga täckning med RHEED intensitet RHEED intensitetssignalen mätt från RHEED mönster som förvärvats under rotation med hjälp av utlöst förvärvet.. Otillräcklig Ga flöde indikeras av en omedelbar ökning i intensitet efter stängning jalusier (ej visad). Mättat / ideal Ga täckning indikeras av en fördröjning mellan slutare stängning och abrupt RHEED ljusare och överskott Ga täckning ses som både en fördröjning i inledande RHEED ljusning samt en mer gradvis intensitet ökar vilket resulterar i full intensitet återhämtning tar längre tid än 60 sekunder.com / filer / ftp_upload / 54.775 / 54775fig3large.jpg "target =" _ blank "> Klicka här för att se en större version av denna siffra.

Att uppnå hög kvalitet InAlN av PAMBE kompliceras av närvaron av sidosvängningar sammansättning, vilket resulterar i en "honeycomb" mikrostruktur bestående av Al-rika domäner omges av In-rika gränser. 18 Eliminering av denna mikrostruktur uppnås genom att använda en substrattemperatur om 50 ° C över uppkomsten av i desorption, 15,19,20 eller approximativt 630 ° C i N-polär InAlN. I denna höga temperatur tillväxt regimen, i x Al 1 x N komposition är en stark funktion av substrattemperaturen, med högre temperaturer resulterar i lägre i inkorporering. In flöde kan ökas för att kompensera för In förlorade mot avdunstning, men i praktiken den högsta i flödet begränsas av en minskning av inkorporering effektivitet med ökande i förändring. 21 Förutom att minska substrattemperaturen eller öka i flödet, ökar tillväxttakten kan också öka i komposition på grund av "I begrava effekt", där inkommande Al-atomer fälla I och hindra den från att avdunsta. 21,22 Högre tillväxttakten kan uppnås genom att öka i och Al flux proportionellt. För att hålla tillväxtbetingelserna N-rika, skulle den N * behöva ökas också, vilket kan uppnås genom ökning av RF-plasmaeffekt, vilket ökar N2 flödeshastigheten, förbättra plasmakammaren design eller öka öppningen platthålet densitet.

Ytterligare epitaxiella skikt i InAlN-baserade HEMTs inkluderar GaN och AlN mellanskikt (ILS) och en GaN-kanal. En AIN IL införas mellan barriären och kanalen kan öka rörligheten μ samt kanal ark laddningsdensitet n er. Den ökade rörligheten tillskrivs minska elektron vågfunktion överlappning med InAlN Barrier och efterföljande legering spridning. 9 För att säkerställa tillväxten av AIN IL hög kvalitet, är ett överskott av Ga flöde levereras under tillväxt för att fungera som ett ytaktivt ämne. En GaN IL kan användas mellan AIN IL och hinder för att ytterligare förbättra rörligheten och samtidigt minska kanalavgift. GaN-kanalen kan odlas på samma temperatur som InAlN barriären, vilket gör kontinuerlig tillväxt från barriären även om ILS och kanal. Förbättrad rörlighet har erhållits genom att avbryta tillväxt efter AIN IL och öka tillväxttemperaturen innan växer GaN-kanalen. I detta fall en skyddande Ga yttäckning måste upprätthållas under avbrottet för att förhindra nedbrytning rörlighet.

Följande protokoll gäller specifikt till InAlN spärr HEMTs odlas på N-polära GaN-substrat. Den direkt kan utvidgas till tillväxt på C-polärt 4H- eller 6H-SiC-substrat genom att inkludera en 50 nm tjock N-rika AIN skiktet.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Protocol

1. effusionscellerna Ramp och Flux Kalibrering

  1. Bekräfta flytande N2 flödar till Cryo-paneler, och att tillväxtkammaren har nått grundtryck.
  2. Ramp upp effusionscellerna till deras balkflödesmätning (BFM) temperatur vid en ramphastighet av 1 ° C / sek för Ga och In-celler, och 10 ° C / min för Al. Vänta 1 h för celler för att termiskt stabiliseras.
  3. Öppna slutaren av varje cell för 30-60 sekunder och stäng sedan luckan i 1-2 minuter. Upprepa tre gånger för varje cell. Kasta den första strålen flödes jon mätare mätning och genomsnittet i andra två. Justera celltemperaturen för att uppnå den önskade flödes enligt tidigare kalibreringar flussmedel / temperatur.

2. Substrat Förberedelser och Loading

  1. Ex situ substrat rengöring
    1. Last epi-ready N-polära GaN substrat direkt, utan ex situ rengöring. Om skivan har utsatts för luft under merän några timmar, skölj under aceton (30 sek), isopropanol (30 sek) och avjoniserat (DI) vatten (60 sek). Sköljning är föredraget att nedsänkning när det är möjligt eftersom det tenderar att lämna mindre partiklar på skivans yta.
      OBS:. För Ga-polära GaN substrat en mer rigorös ytan ren rekommenderas 23
  2. belastning wafer
    1. Stänga lastslussens isoleringsslussventil, och lufta med N2.
    2. Ladda brickan på hållaren och återföra kassetten till lastlåset. Slå på slussgrovpump och öppna grovpumpventilen och grenrör ventil.
    3. När grenrörstrycket har sjunkit under 0,1 Torr, stänger de många och grovpumpventiler. Stäng av grovbearbetning pumpen och öppna lastslussen turbopumpisoleringsventil.
    4. Tillåter sluss att pumpa ned under 30-60 min. Helst använder en slusstryck på 10 -6 -10 -7 torr innan de överförs till tillagningskammaren.
    5. Öppna sluss i tillagningskammaren och överföra skivan till vagnen med hjälp av wobble stick. Använd sedan vagnen för att överföra skivan till utgasning stationen i tillagningskammaren. Flytta vagnen manuellt längs en skena med hjälp av en roterande genomföring på tillagningskammaren.
  3. avgasa wafer
    1. Ramp utgasning stationen värmaren temperaturen till 700 ° C under 10 minuter.
    2. Efter 30 minuter, ramp temperaturen tillbaka ner till 100 ° C. När temperaturen är ≤ 250 ° C, överföra skivan tillbaka till vagnen med hjälp av wobble stick vid utgasning stationen.
  4. Last rån i tillväxtkammaren
    1. Sänk substrat roboten till lastläget öppnar beredning / odlingskammaren avstängningsventil och överföra skivhållaren till manipulatorn.
    2. Höja roboten till tillväxt läge, nära substratet värmaren.
    3. Ta vagnen och close grindventilen.
    4. Öppna N2 flaskventilen, reglerventil och isolering nålventil. Ställ massflödesstyrenheten (MFC) till 1,5 sccm (eller som krävs för att få en kammartryck på 3-4 x 10 -5 Torr). Den optimala trycket för plasmatändning är starkt systemberoende. Observera att N 2 måste vara extremt hög renhet (företrädesvis bättre än 6N) och en ytterligare filter används i kö för att ytterligare reducera föroreningar.
    5. Med N * och huvud jalusier stängd, slå på plasma RF strömförsörjning och automatisk matchning nätverkskontrollenhet. Öka RF-effekten till plasma antänds.
    6. Ställa in RF-effekten och N2-flöde till de önskade processbetingelserna, i detta fall 350 W och 2,0 sccm. N * flödet till följd av givna plasmaförhållanden är systemberoende, men här, dessa villkor ger en GaN tillväxt på 5,0 nm / min, eller en N * flöde av 1,8 nm -2 s -1. Övervaka plasma stabilitet med en spektrometer fäst vidbakruta hos plasmakammaren.
  5. In situ ytförberedelse: Ga nedfall och desorption
    1. Ramp upp substratvärmaren till 10 ° C över den önskade GaN tillväxttemperaturen med en ramphastighet av ≤1 ° C / sek. I detta fall använder en uppskattad skivtemperatur på 730 ° C.
    2. Slå på RHEED system för att titta för nedbrytning av skivytan och övervaka Ga täckning. slå manuellt på substratet rotation. Ställ in utlöst RHEED förvärvet programvara för att samla in en RHEED mönster en gång per substrat rotation för att åstadkomma en statisk bild medan substratet roterar under tillväxt.
    3. Öppna substratet slutare och Ga slutare för en min. Se till att RHEED intensiteten minskar sedan når en platå som Ga ackumuleras. Ga flux bör vara densamma som används för GaN tillväxt. Här är Ga flöde ungefär 3,7 nm -2 s -1.
    4. Stäng luckan under 2 minuter och se till att RHEEDintensitet ökar och når en platå före utgången av den två minuter, vilket indikerar Ga desorption.
    5. Upprepa steg 2.5.2-2.5.4 tre gånger, 24 och sedan ramp substratet till GaN tillväxttemperatur.

3. HEMT Tillväxt

  1. buffert tillväxt
    1. Initiera tillväxt genom att öppna N * slutare för en 1 min nitridation.
    2. Odla en tunn 1-3 nm N-rik AIN kärnskikt genom att öppna Al slutare. Denna AIN skikt kan bidra till att förebygga gäng förskjutning generation, 25 emellertid, röntgendiffraktion (XRD) mätningar AIN skiktet komplicerar och rekommenderas inte för XRD-baserade kalibreringsprov. Använd samma Al flöde som för InAlN skiktet, eller cirka 0,36 nm -2 s -1, vilket ger en tillväxt på cirka 1 nm / min.
    3. Stäng Al och N * slutare och omedelbart öppna Ga slutare under 10 sekunder för att låta Ga att mätta ytan bör RHEED intensiteten minskar rapidly. Öppna N * slutare (med Ga slutaren fortfarande öppen) och växa 5 min av GaN. Använd Be eller C dopning, särskilt för fristående GaN-substrat, för att förhindra elektriska läckströmmar i bufferten.
    4. Stäng Ga och N * luckor för en 1 min tillväxtavbrott. Övervaka RHEED intensitet. Om RHEED intensiteten ökar omedelbart, då Ga flödet inte är tillräckligt hög. Om RHEED intensiteten ökar efter> 30 sek eller inte når en platå inom en minut då Ga flödet är alltför hög. Se figur 3.
    5. Öka substrattemperaturen med några grader (eller minska Ga utgjutning celltemperaturen) för att kompensera för höga Ga flöde ses i 3.1.4. Om Ga flödet var för låg, minskar substrattemperaturen (eller öka Ga effusionscellen temperatur) för att kompensera.
      1. Upprepa steg 3.1.3-3.1.5 tills det finns en 15-30 sekunders fördröjning innan RHEED intensitet ökar och RHEED intensiteten når en platå före 1 min.
      Fortsätt upprepa steg 3.1.4-3.1.5 tills önskad GaN tjockleken uppnås. Bestäm tjocklek genom att multiplicera den totala tillväxten tiden med den kalibrerade tillväxttakten. För Ga-rika tillväxt, fastställa vilken tillväxthastigheten genom N * flussmedel, vilket i sin tur kan beräknas med hjälp av XRD att mäta tjockleken för ett känt tillväxttiden i en separat odlad kalibreringsprov.
  2. InAlN barriär tillväxt
    1. Vänta ytterligare en minut efter den sista GaN tillväxt steg för att säkerställa att allt Ga har avdunstat.
    2. Snabbt ramp ner till InAlN odlingstemperaturen till cirka 630 ° C. Tillåta substrattemperaturen stabiliseras under ca 2 min.
    3. Öppna In, Al och N * luckor. Den RHEED intensitet bör minska och nå en platå inom de första tre minuter. Fortsatt minskning av RHEED intensitet kan tyda på ansamling av In, vilket är skadligt för InAlN tillväxt. Den RHEED mönster bör förbli randig, vilket tyder på en jämn yta. in och Al flöden är ungefär 0,31 och 0,36 nm -2 s -1, vilket ger en grupp-III begränsad tillväxt på 1,25 nm / min.
    4. Stänga I, Al, och N * fönsterluckor efter den önskade barriärtjockleken har uppnåtts. För N-rik tillväxt, bestämma tillväxten av den totala gruppen III flux. Mät tillväxttakten med hjälp av XRD på en separat odlas InAlN kalibreringsprov. För en 15 nm InAlN barriär användning av de betingelser som ges här, öppna luckorna för 12 min 30 sek.
  3. Skiktet och kanal tillväxt
    1. Öppna först Ga slutare för 5 sek, sedan öppna N * slutare och växa GaN skiktet. Substrattemperaturen bör fortfarande vara vid InAlN tillväxttemperatur.
    2. Öppna Al slutare utan att stänga Ga eller N * luckor att växa AIN skiktet. Al flux för mellanskiktet ska vara densamma eller något högre än den N * flux, helst med användning av en annan Al effusionscell sedan det som användes för InAlN barriärskikt, to slippa ändra celltemperaturen. Se steg 3.2.4.
    3. Stäng N * och Al luckor men lämna Ga aren öppen. Ramp substrattemperaturen till kanaltemperaturen GaN.
    4. Efter 30 sek stänga Ga slutaren. Vänta 30 sekunder (eller så snart som RHEED intensiteten börjar öka) och återuppta Ga slutare. Fortsätt att cykla Ga slutare tills substratet har nått GaN-kanalen tillväxttemperatur. Detta kommer att skydda ytan samtidigt förhindra överdriven Ga ackumulering.
    5. Öppna Ga slutare för 5 sek, sedan öppna N * slutare och växa GaN-kanalen.
    6. Stäng Ga, N * och huvudfönsterluckor. Ramp substrattemperaturen ned till 200 ° C, stänger av N * plasma och stänga av N 2 gasflödet.
    7. Ramp cellerna ned sina standby temperaturer om klar för dagen.
    8. Vänta på att substrattemperaturen att sjunka under 250 ° C och kammartrycket att sjunka under 8 x 10 -7 Torr, dåöppna odlingskammaren gate ventil och överföra skivhållaren tillbaka till vagnen.
    9. Följ instruktionerna i omvänd enligt steg 2,2 för att överföra skivan tillbaka till sluss, vent med N 2 och ta ut skivan. Se till odlingskammaren spjällsventilen är stängd innan man öppnar sluss, och att slussturbopump spjällsventilen är stängd innan avluftning.
    10. Följ steg 2.2.3-2.2.5 att återvända kassetten och sluss till högvakuum.

4. Karakterisering

  1. Karakterisera materialkvalitet med hjälp av optisk mikroskopi för att kontrollera gropar, sprickor eller Ga-droppar som kan ha bildats under kanal tillväxt XRD för att kontrollera gräns och struktur kvalitet, och AFM att kontrollera ytmorfologin. 20,21
  2. Om Ga-droppar förekommer, sänk skivan i koncentrerad fluorvätesyra under 5-10 minuter för att ta bort de små dropparna utan att skada den kemiskt känsliga N-polära ytan.
  3. Mäta res arkistance använder Lehighton kontaktmotståndsmätningar.
  4. Process provet för att tillåta elektrisk karakterisering, inklusive Hall och CTLM mätningar och dc och RF transistor karakterisering. 9,26

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Representative Results

Röntgendiffraktion (XRD) genomsökningar av InAlN tunna filmer visas odlas på N-polära GaN-substrat i figur 4 (a) är enda kulminerat både 50 och 200 nm tjocka filmer. XRD genomsökning av 50 nm tjockt InAlN film uppvisar Pendellösung fransar upp till 15: e ordningen, vilket indikerar mycket hög gräns kvalitet. Den asymmetriska reciproka rummet kartan i figur 4 (b) visar att 200 nm tjockt InAlN skiktet har samma q ‖, och därmed samma i planet gitterkonstant som det GaN-substrat, vilket indikerar fullständigt förenlig tillväxt under en rimligt tjockt InAlN skiktet. Den halvvärdesbredd (FWHM) i q ‖ riktningen är mycket nära densamma för InAlN skiktet och GaN-substrat, vilket tyder på att inga ytterligare förskjutningar eller andra strukturella defekter har införts i InAlN lagret. Breddningen av InAlN skiktet i q ⊥ orsakas av begränsad samstämmighet length breddning i det relativt tunna InAlN lager.

De AFM-bilder som visas i Figur 5 jämför två i 0,18 Al 0,82 N-skikt med liknande sammansättning som odlas vid 500 ° C och 630 ° C. För att uppnå samma sammansättning var I / grupp-III flux förhållandet ökade från 0,18 vid 500 ° C till 0,47 vid 630 ° C. Vid den lägre tillväxttemperaturen, indikerar ytan en kvasi-3D tillväxt läge, medan stegen ses på C-provet 630 °, vilket tyder på 2D tillväxtsteg-flöde. Transmissionselektronmikroskop visar eliminering av honeycomb morfologi för In 0,18 Al 0,82 N prover odlas vid hög temperatur. 19,20

XRD mätningar av hela N-polära InAlN barriär HEMT strukturer som odlas på N-polära GaN-substrat som visas i figur 6 (a) överensstämmer väl med XRD simuleringar. Simuleringarna är känsliga för allade olika skikten, och sådant avtal indikerar både god gräns kvalitet och en hög grad av kontroll över de individuella skikttjocklekar. AIN och GaN IL tjocklek var 1,4 och 1,5 nm, respektive. Hall-effektmätningar resultera i uppmätt μ = 1400 cm 2 / V ∙ sekund, n s = 2,2 x 10 13 cm 2, och R s = 200 Ω / □.

N-polaritet för epitaxiella skikt odlas på C-polära SiC och N-polära GaN-substrat bekräftades genom att jämföra ytresistans av teststrukturer och full HEMT strukturer. Prov med endast ett InAlN skikt odlas på GaN eller GaN / AlN buffertlager var mycket resistiv, vilket indikerar frånvaron av en tvådimensionell elektron gas. Prover med en GaN kanal ovanpå InAlN skiktet visar en låg resistans ark 170-300 Ω / □ och tecken på en tvådimensionell elektrongasen i Hall mätningar bekräftar N-polära orientation.

Baserat på initiala materialkarakterisering, kan proverna bearbetas till HEMT anordningar. Det första steget i behandlingen innefattar avsättning av Ti / Al / Ni / Au (20/100/10/50 nm) ohmska kontakter via e-beam avdunstning och glödgning vid 750 ° C under 30 sek under N2 ambient, följt av enheten isolering med hjälp av en CI2 / BCI3 / Ar induktivt kopplad plasmaetsning. Källan-drain avståndet för de anordningar som diskuteras här är 5 | j, m. Vid det här laget flera processövervakningsstrukturer kan elektriskt testas, inklusive linjära och cirkulära överföringslängdmätning mönster för ark och kontaktmotstånd och Hall effekt mönster för kanalladdningsdensitet och rörlighet. Valda prover bearbetas sedan för fullständig HEMT strukturer genom att deponera en fim lång, 150 pm breda Pt / Au grindar. HEMTs med det epitaxiella strukturen som beskrivs ovan odlas på en N-polärt GaN-substrat och tillverkas med Pt / Au Schottky grindar visar utmärkta dc egenskaper, med en maximal ström på 1,5 A / mm (för en 5 | j, m mellan emitter och kollektor avstånd och ej optimerade kontakter) och en tröskelspänning av -1,6 V, såsom visas i fig 6.

figur 4
Figur 4:. XRD av InAlN tunna filmer (a) 2θ / ω XRD diffraktion skannar av 50 nm och 200 nm tjocka InAlN tunna filmer odlas på fristående N-polära substrat och (b) en XRD ömsesidig utrymme karta om reflektion, visar 200 nm tjockt InAlN skikt har samma q ‖ samordna och ligger alltså i linje med GaN-substrat. klicka här för att se en större version av denna siffra.

ftp_upload / 54.775 / 54775fig5.jpg "/>
Figur 5:. AFM av InAlN tunna filmer AFM micrographs av In 0,18 Al 0,82 N prover odlas på (a) 500 ° C med en I / grupp-III-förhållande på 0,18 och (b) 630 ° C med en I / grupp-III förhållandet mellan 0,47. klicka här för att se en större version av denna siffra.

figur 6
Figur. 6: XRD och enhets resultaten av en InAlN HEMT (a) XRD ω / 2θ skanna om 0002 reflektion av en fullständig N-polärt InAlN HEMT struktur tillväxa på en N-polärt GaN-substrat med infälld skikttjocklekar som används för att generera den XRD simulering. . (B) HEMT överföringskurvan och (c) IV kurvor för samma enhet i (A) procesSED med en Pt / Au Schottky grind. Klicka här för att se en större version av denna siffra.

Subscription Required. Please recommend JoVE to your librarian.

Discussion

Tillväxten av hög kvalitet GaN buffertskikt är avgörande för att uppnå hög elektronrörlighet i någon III-nitrid HEMT. I fallet med en N-polär InAlN HEMT, är buffertskiktet tillväxt kompliceras av kravet på att all Ga avlägsnas från ytan innan InAlN tillväxt. Det finns en mängd olika tekniker för att åstadkomma detta förutom det förfarande som beskrivs här, såsom metall-module epitaxi, 27 med hjälp av tillväxtbetingelser vid kanten av mellan Ga täckning och Ga dropp ackumulering regim, 28 eller låta en kontinuerlig N * - flux att införliva överskottet Ga när Ga slutarperiod stängd. 24

En tillväxtavbrott (för att möjliggöra Ga avdunstning) används i detta fall eftersom det minskar slitaget på luckorna implicita i metall-module epitaxi, är tolerant mot skivtemperatur icke-likformighet, 29 och undviker tvetydighet i den faktiska tillväxten tid (och skikttjocklek ) som well som förhindrar potentiell förorening inkorporering som ett resultat av att använda N * flöde att införliva Ga-vätande lager. 24 Denna teknik resulterar i randig RHEED och släta ytor / gränssnitt med rms råhet <1 nm om rätt Ga-flux och tillväxt / avbryta gånger används. Förutom de RHEED transienter som beskrivs i figur 3, kan otillräcklig Ga-flux anges genom prickig RHEED mönster och en grov yta (för N-rika betingelser) eller strimmigt RHEED med en platå / dike grov ytmorfologi (för Ga-rika mellan förhållanden). 28

Den maximala tillväxttiden mellan avbrott är något flexibel, men begränsas av makroskopisk Ga-droppbildningen. Gång droppar bildas och koalescera, de är mycket svårt att helt indunsta och RHEED ljusn fortfarande kan förekomma i närvaro av Ga droppar, felaktigt tyder på en Ga-fri yta. GaN tillväxttider av upp till 20 min mellan avbrotten har använts för att rDRA UT slutar slitage. 29 Ga-droppar som finns på skivans yta efter tillväxt kan härröra från droppar som bildas under buffertlager tillväxt (även om de också kan bildas utan betydande negativa konsekvenser under kanal tillväxt GaN). Makroskopiska Ga-droppar som bildas under bufferten kan orsaka Ga inkorporering och / eller förskjutning av In i InAlN barriärskiktet, vilket leder till minskade bärarkoncentrationer och / eller sprickbildning av barriärskiktet på grund av stammen, vilket är allvarligare i nedre regionerna temperatur av skivan.

Tillväxt avbryter vid eller nära kanalen kan orsaka allvarlig försämring anordning för HEMTs. Om emellertid Ga-flux periodiskt matas och tillåts att desorbera under avbrottet, nedbrytningen i rörlighet kan undvikas och avbrottet kan användas för att rampa substratet till en högre tillväxttemperatur mer gynnsam för tillväxt. GaN 15 användning av denna teknik, rörlighet har ökat med cirka 150 cm

Vi har visat en metod för att odla högkvalitativa N-polar InAlN barriär HEMTs. In situ Ga nedfall och desorption används för att framställa en ren yta för epitaxiell tillväxt. HEMT epitaxiella skiktstruktur innehåller en InAlN-spärrskikt med homogen sammansättning, AIN och GaN mellanskikt för att styra kanalladdningsdensitet och rörlighet, och en GaN kanaltillväxt förfarande med en temperaturramp som ytterligare kan optimera rörlighet. PAMBE och de förfaranden som beskrivs här är allmänt gäller för III-nitrid epitaxi, inklusive RF och hög kraftelektronik och synligt genom 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 molekylär strålepitaxi GaN III-nitrider InAlN hög elektronrörlighet transistorer halvledartillväxt
Plasma-assisterad Molecular Beam epitaxi av N-polära InAlN barriär hög elektron rörlighet 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