Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Влияние дефектов роста на свойства пленок AN 11
1.1. Основные методы роста пленок А N материалов 11
1.2. Дефекты в пленках А N материалов 15
1.3. Точечные дефекты и проблемы легирования 17
1.4. Влияние дефектов на оптические свойства нитридагаллия 18
1.5. Влияние дефектов на электрические свойства нитридагаллия 23
1.6. Атомно-силовая микроскопия (АРМ) поверхности на различных стадиях роста пленочных гетероструктур на основе GaN 26
1.7. Воздействие на морфологию и характеристики структур на основе GaN в процессах травления 30
1.8. Омические контакты (ОК) кр-GaN 32
1.9. Электронные приборы на основе пленок AIUN материалов 36 Выводы к главе 1 40
ГЛАВА 2. Применение методов ионно-лучевого распыления, сканирующей электронной и атомно-силовой микроскопии для анализа дефектов роста в GaN 42
2.1. Использование остросфокусированного ионного пучка (метод FIB) для анализа AmN материалов 42
2.2. Сравнительный анализ поперечных сечений и дефектов роста в пленках GaN, полученных методами сканирующей электронной микроскопии 47
2.3. Ионно-лучевая установка 50
2.4. Послойный анализ структурных особенностей плёнок GaN при ионно-лучевом стравливании 52
2.5. Методы контроля свойств пленок 58
2.6 Моделирование процесса ионного облучения нитрида галлия медленными ионами 59
Выводы к главе 2 62
ГЛАВА 3. Эволюция рельефа поверхности эпитаксиальных слоев нитрида галлия в условиях периодического ионно-лучевого осаждения-распыления 63
3.1. Классификация дефектов роста в GaN на основе их распределения по глубине и размерам 63
3.2. Процессы сглаживания поверхности и заращивания мелких дефектов при длительном распылении 64
3.3. Механизм заполнения областей протяжённых дефектов при периодическом ионно-лучевом осаждении- распылении 67
3.4. Роль нелокальных процессов в механизме заращивания сквозных дефектов 75
3.5. Выводы к главе 3 80
ГЛАВА 4. Применение метода периодического ионно-лучевого осаждения-распыления в технологии изготовления омических контактов к р-слоям нитрида галлия и формирования подложек для пленочных структур спинтроники 81
4.1. Минимизация влияния сквозных дефектов на постростовые операции осаждения-распыления 81
4.2. Способ изготовления прозрачного омического контакта BeO/Au/BeO/p-GaN 82
4.3. Технология изготовления омических контактов кр-GaN слоям 86
4.4. Подложки для структур спинтроники на основе эпитаксиальных пленок нитридных полупроводников 92
4.5. Получение наноразмерных спинтронных структур Со/ТіОх на сглаженной поверхности GaN 97
Заключение 102
Благодарности 104
Бибилиографический список 105
Список использованных источников 105
- Атомно-силовая микроскопия (АРМ) поверхности на различных стадиях роста пленочных гетероструктур на основе GaN
- Послойный анализ структурных особенностей плёнок GaN при ионно-лучевом стравливании
- Процессы сглаживания поверхности и заращивания мелких дефектов при длительном распылении
- Технология изготовления омических контактов кр-GaN слоям
Введение к работе
Актуальность темы
В настоящее время нитрид галлия (GaN) и другие родственные соединения типа AU1N (Am- галлий, индий или алюминий) представляют собой группу полупроводниковых материалов, которые по промышленной значимости среди материалов электронной техники, уступают только кремнию и арсениду галлия.
Основным стимулом для постановки научных исследований, посвященных проблеме A'"N материалов, является существенное отставание необходимого уровня понимания процессов, протекающих при получении эпитаксиальных структур GaN, от их применения для приборов различного функционального назначения, включая приборы опто-, СВЧ- электроники, а также при использовании твёрдых растворов на основе А N с магнитными катионами в качестве подложек при синтезе спинтронных структур.
В процессе применения пленок GaN в приборных структурах возникает ряд проблем, например, при создании оптически прозрачного высокостабильного омического контакта к плёнкам р-типа из-за высокой работы выхода у нитрида галлия и большой концентрации ростовых дефектов в эпитаксиальных слоях. Для решения проблемы влияния дефектности структуры эпи-такси&чьных плёнок GaN на характеристики приборов необходим поиск методов постростовой обработки пленок, направленный на уменьшение степени этого влияния. Ранее использовались процессы осаждения-распыления металл-оксидных слоев химически активными ионами. В результате было установлено, что облучение ионами кислорода с энергией до 400 эВ в процессе постростовой обработки не ухудшает исходной структуры GaN и позволяет заращивать мелкие ростовые дефекты. Однако указанный подход не позволял полностью избавиться от утечек тока в вертикальных приборных структурах в связи с тем, что отсутствовал детальный анализ поверхностных и объемных дефектов в эпитаксиальных структурах GaN.
Достигнутый уровень современных экспериментальных исследований
позволяет на основе комплексного применения сканирующей электронной и ионной микроскопии высокого разрешения, атомно-силовой микроскопии и ионно-лучевого распыления поставить задачу проведения детального анализа распределения дефектов в эпитаксиальных слоях GaN по толщине, классифицировать дефекты по размерам, определить области их повышенной концентрации и особенности формирования в отдельных зонах роста, а также предложить методы нейтрализации ростовых дефектов при постростовой обработке как в активных областях приборов (например, областях /-типа), так и в слое р-типа проводимости, к которому формируется омический контакт.
Указанные проблемы определяют актуальность настоящей диссертационной работы и являются предметом ее исследования. Цель работы
Исследование морфологии эпитаксиальных плёнок GaN в области дефектов роста и разработка метода целенаправленного модифицирования поверхности эпитаксиальных пленок нитрида галлия, содержащих различные типы ростовых дефектов, периодическим ионно-лучевым осаждением-распылением для их заращивания. Задачи исследования
Исследовать особенности распределения ростовых дефектов в эпитаксиальных плёнках GaN.
Исследовать процесс заращивания дефектных областей эпитаксиальных плёнок GaN ионно-лучевым осаждением-распылением.
Разработать и реализовать метод модифицирования дефектных эпитаксиальных пленок нитрида галлия периодическим ионно-лучевым осаждением-распылением с использованием металл-оксидных слоев. Использованная аппаратура и методы исследования
Исследования эпитаксиальных плёнок проводились методами оптической, растровой электронной (SEM) и атомно-силовой микроскопии (AFM) в сочетании с фотолюминесценцией. Электропроводность слоев контролировалась двух- и четырёх-зондовым методами.
Реализация процессов обработки пленок GaN в режиме «осаждения-распыления» проводилась на установке, оснащенной широкоапертурными источниками ионов с холодным полым катодом на основе двухкаскадного самостоятельного разряда низкого давления.
Для исследования структуры дефектов и механизмов их заращивания при постростовой обработке дополнительно использовался метод получения вертикальных сечений эпитаксиальной плёнки GaN в области дефекта сфокусиРованным ионным пучком (FIB: focused ion beam) с последующим анализом с помощью растровой электронной микроскопии высокого разрешения. Методика реализована на двухлучевом комплексе DualBeam (FIB/SEM) systems, Helios NanoLab (FEI Company).
Использованные современные средства и методики обеспечивают высокую достоверность полученных результатов и создают предпосылки к объяснению совокупности экспериментальных данных и формированию обоснованных выводов. Научная новизна работы
Впервые разработан комплексный метод качественного и количественного анализа дефектов роста в эпитаксиальных слоях GaN, включающий контроль их распределения по поверхности и объему и сочетающий ионно-лучевое распыление материала кислородом, наноразмерное локальное препарирование плёнки сфокусированным ионным пучком и растровую электронную микроскопию высокого разрешения.
Определены основные механизмы протекания процесса комбинированного ионно-лучевого «бездефектного» осаждения-распыления металл-оксидных слоев в среде кислорода и показано, что выравнивание микрорельефа поверхности пленки GaN заращивающим слоем достигается за счёт практически двукратного превышения скорости осаждения металл-оксидов во впадинах по сравнению с нарастанием слоя на плоских участках.
Предложен и реализован метод заращивания ростовых дефектов в пленках GaN, распространяющихся до границы раздела «плёнка-
подложка», многократным периодическим осаждением-распылением толстого, сравнимого с толщиной эпитаксиальной пленки, слоя оксида алюминия (А10х) с последующим осаждением-распылением слоя оксида бериллия (ВеО) толщиной менее 5 нм. Положения, выносимые на защиту
Сочетание низкоэнергетичного ионно-лучевого распыления эпитаксиальных слоев GaN кислородом, их локального препарирования сфокусированным ионным пучком и электронной микроскопии высокого разрешения обеспечивает выявление, локализацию и позволяет осуществлять классификацию комплекса типовых, для различньгх методик роста GaN, дефектов по глубине и поверхности слоя.
Реализация процесса последовательного многократного ионно-лучевого осаждения-распыления слоев А10х на поверхности эпитаксиальных пленок GaN, сравнимой с ними толщины, обеспечивает заращивание поверхностных мелких и объёмных глубоких дефектов роста, выходящих на поверхность эпитаксиальной пленки GaN.
Механизм преимущественного заполнения наносимым диэлектриком микрорельефа поверхности эпитаксиальной пленки GaN при заращивании поверхностных мелких и объёмных глубоких дефектов роста состоит в повышении скорости его осаждения в области дефекта по сравнению с планар-ной поверхностью плёнки, что обусловлено комбинацией трёх факторов:
геометрией потока распыляемого материала (определяемой угловой зависимостью коэффициента распыления);
массопереносом осаждаемого материала в зоне ростового дефекта (стимулированного энергетической неоднородностью зоны дефекта);
продольным массопереносом материала по поверхности эпитаксиаль-ного слоя (стимулированного воздействием ионного пучка на материал).
Практическая значимость работы состоит в следующем:
Разработан и реализован метод модифицирования дефектных эпитак-
спальных пленок нитрида галлия периодическим ионно-лучевым осаждением-распылением с использованием металл-оксидных слоев, являющийся базой для ряда технологичесюїх операций в процессе изготовления приборов на основе GaN, включая:
изготовление контактных систем BeO/Au/BeO к p-GaN для опто-электронных приборов, работающих вплоть до ультрафиолетовой области спектра (Заявка па выдачу патента на изобретение РФ № 2009101266, приоритет от 16.01.2009).
формирование планарной поверхности постростовой обработкой эпи-таксиальных плёнок GaN, являющихся подложками большой площади для структур спинтроники на основе наноразмерных слоевых композиций Co/Ti02.
Результаты работы использованы в Санкт-Петербургском государственном электротехническом университете «ЛЭТИ» при выполнении НИР, направленной на разработку и исследование оптоэлектронных структур на основе нитрида галлия для высокоэффективных источников излучения.
Результаты внедрены в учебный процесс в Московском государственном институте радиотехники, электроники и автоматики (технический университет) начиная с 2008/2009 учебного года в качестве дополнения к курсу лекций по дисциплинам «Технология материалов и изделий электронной техники», «Физика и технология квантово-размерных структур и приборов на их основе» и при проведении практических занятий со студентами 5 курса. Апробации результатов работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и симпозиумах:
6-я и 7-я Всероссийских конференциях «Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы» (С-Пб., 2008 и 2009 гг.)
XIII и XIV Международных симпозиумах «Нанофизика и наноэлек-троника» (Нижний Новгород, 2009 и 2010 гг.),
на конференции X Юбилейного Международного форума и выставке «Высокие технологии XXI века (М., 2009 г.),
XXIII Российской конференции по электронной микроскопии (Чер-
ноголовка, 2010 г.).
Публикации.
По материалам диссертационной работы опубликовано: 3 статьи в журналах, рекомендованных в действующем перечне ВАК, 10 тезисов докладов на конференциях и симпозиумах.
Все экспериментальные результаты, включая вошедшие в совместные с соавторами публикации, получены при непосредственном участии автора настоящей диссертационной работы. Структура и объем работы
Диссертационная работа состоит из введения, 4 глав и заключения, списка литературы, включающего 120 наименований. Работа изложена на 123 страницах, содержит 32 рисунка и 8 таблиц.
Атомно-силовая микроскопия (АРМ) поверхности на различных стадиях роста пленочных гетероструктур на основе GaN
Подложки сапфира являются источником дефектов и напряжений в формируемых пленках из-за расхождения в постоянных кристаллических решёток, различиях в теплопроводности, исходного состояния морфологии поверхности сапфира. Последняя определяется уровнем контроля качества методов предростовой обработки (например, глубокого шлифования-полирования). Метод AFM позволяет выявлять морфологию трёх различных типов поверхности сапфировых подложек в зависимости от предистории ее подготовки. Поверхность оптимального качества является чистой по всей плоскости сканирования, не содержит неоднородностей и поверхностных загрязнений. На ней можно выделить следы атомных террас (Рис. 1.7, а). Если поверхность подложек подготавливалась не в оптимальном режиме, то она содержит поверхностные загрязнения в виде точечных наноразмерных дефектов с острыми вершинами или наноразмерные ямки V-образного типа с произвольным расположением по поверхности или дефекты в виде следов механохимического полирования агрессивными компонентами. Поверхность третьего типа является промежуточной между двумя указанными выше и на ней не видно ни атомных террас, ни следов обработок. Важно, чтобы в исходном состоянии поверхность сапфира не содержала инородных слоев и характеризовалась уровнем среднеквадратичной шероховатости не более долей нанометра на площадках с линейными размерами до 1 мкм [55].
Поверхностная морфология слоя и-типа является ключевым фактором в формировании активного слоя и мультислойной структуры на основе GaN. Чистая бездефектная поверхность «-типа является своего рода подложкой для активной области и обеспечивает плоскопараллельность и сплошность границ интерфейсов далее выращиваемой структуры. В идеальном случае выдерживания параметров роста во всем слое и-типа его поверхность является бездефектной со среднеквадратичной шероховатостью в доли нанометра. На площадках поверхности с линейными размерами до 1 мкм могут присутствовать единичные дислокации смешанной или винтовой природы происхождения. Увеличение шероховатости поверхности обычно обусловлено присутствием границ зёрен. И как следствие, более высокой плотностью дислокаций смешанного и винтового вида.
Единичные или множественные квантовые ямы используются как активные слои для формирования многослойных квантовых структур на основе InGaN благодаря изменению ширины запрещённой зоны при изменении концентрации индия. До настоящего времени остаются проблемы с однородным распределением индия при его концентрациях -20% и более. Типичная морфология поверхности для активной области InGaN имеет среднюю шероховатость до 1 нм на площадках с линейными размерами до 1 мкм. Если эта величина достигает 2 нм, то наблюдаются дефекты типа внедрения и островков, которые отрицательно сказываются на термической стабильности оптических свойств. Из морфологических особенностей, начиная с активной области, можно наблюдать типичные V-образной формы ямки и поверхностные трещины ограниченной длины, склонные к гексагональной геометрии огранки (рис. 1.7, в). При среднеквадратичной шероховатости более 2 нм плотность дислокаций превышает 10 см ", что недопустимо для формирования приборных структур типа лазеров и фотоприемников [55, 56].
Поверхностная морфология слоя р-тииа играет важную роль в формировании р-п перехода, обеспечивающего эффективное протекание инжекционных процессов. Она находится в непосредственном контакте с окружающей средой и является исходной поверхностью при проведении процессов постростовой обработки, например, таких как литография, травление, металлизация. Следовательно, однородность плотности и шероховатость поверхности являются определяющими при формировании приборов, так как на приборную структуру проецируются по толщине все неоднородности р-споя. в процессе проведения операций постростовой обработки. В оптимальном случае слой / -типа характеризуется шероховатостью менее 2 нм и содержит единичные особенности гексагональной формы на площадках с линейными размерами до 1 мкм. Поверхность среднего качества является более шероховатой, на ней присутствуют пирамидоподобные особенности в виде выступов и гексагональной формы впадин. При высокой концентрации магния такая поверхность считается поверхностью удовлетворительного качества, если её шероховатость не превышает единиц нанометров, но при этом отсутствуют дефекты в виде трещин ограниченной длины, как и дефекты примесного типа с неправильными геометрическими формами и с концентрацией выше 10 см"". Следует отметить, что в отдельных случаях наблюдается поверхность менее шероховатая по внешнему виду, но содержащая достаточно высокую плотность точечных дефектов и трещин, которые при отсутствии гексагональных форм текстуры свидетельствуют о дефектности слоя (рис. 1.7, с). В этом случае дефектность р-слоя выявляется путем плазменного воздействия на поверхность и сравнения обработанных и маскированных участков (области дефектов в десятки раз эффективнее взаимодействуют с плазменным облучением по сравнению с инертными областями бездефектного т слоя, приводя к формированию контрастных областей).
Таким образом, набор методами AFM информации о морфологии поверхности основных областей эпитаксиальных структур на основе GaN, ее сопоставление с условиями роста, оптическими и электрическими характеристиками, является эффективным методом установления взаимосвязи дефектов роста, особенно их топологических особенностей, формируемых в процессе роста, и выходных характеристик конечных приборных структур [57]. Поэтому развитие методов AFM для исследования эпитаксиальных структур на основе GaN является актуальной задачей и играет важную роль в совершенствовании процессов роста и параметров приборов.
Послойный анализ структурных особенностей плёнок GaN при ионно-лучевом стравливании
Ранее было установлено, что оптимальные режимы травления GaN для получения анизотропного профиля травления с вертикальными стенками и чистым дном, при отсутствии клина травления, обеспечиваются в случае использовании рабочего газа в виде смеси аргона с 20% добавкой кислорода, j=0.15 мА/см2 и U = 600 В [60]. Процесс глубокого травления GaN с применением ионно-лучевого метода и с использованием в качестве рабочего газа смеси кислорода с аргоном или чистого кислорода, как известно [4], совместим со стандартными технологическими процессами изготовления структур микроэлектроники.
Однако при формировании анизотропных профилей травления с глубиной, соответствующей толщине пленки было определено, что средняя скорость травления профиля в этом режиме не превышала 0.16 мкм/час, что было меньше значения 0.22 мкм/час для чистой поверхности. Дно профиля характеризовалось наличием неоднородного рельефа, формируемого непосредственно в процессе распыления, а скорость травления не была постоянной на протяжении процесса.
Оптимизация режимов получения анизотропного профиля в толстом слое GaN со сплошными вертикальными стенками и дном, не содержащих элементов привнесенной дефектности, обусловленной самим процессом распыления, выявила более оптимальные и более мягкие режимы облучения. Здесь в качестве рабочего газа использовался чистый кислород, у = 0.25 мА/см и U = 400 В. Средняя скорость травления в данном режиме составила 0.21 мкм/час. Данное значение соответствовало скорости травления в аналогичном режиме GaN без маски. Ионы кислорода с такой энергией могут вызывать радиационные повреждения в поверхностном слое толщиной до 1.5 нм (таб. 2.1), который после нескольких минут облучения экранировался самоформирующимся из-за радиационных дефектов нарушенным слоем GaOx несколько меньшей толщины. Ионы кислорода при столкновении с поверхностью нейтрализуются и разрушают связи в GaN, азот образует летучие соединения с кислородом, часть атомов галлия удаляется в процессах распыления, а часть - вступает в соединения с адсорбированными и приповерхностно имплантированными атомами кислорода.
Благодаря химической инертности нитрида галлия является эффективным метод прерывания процесса ионного распыления на различных стадиях для определения физической картины протекающих процессов. Анализ SEM и AFM изображений сформированной поверхности позволяет выявить дефекты роста и установить их распределение по толщине и по размерам вплоть до подложки. Облучение быстрыми ионами поверхностного слоя облегчает обнаружение дефектных областей пониженной плотности на значительных по толщине расстояниях (на рис.2.6 облучение ионами Аг с энергией 100 кэВ и дозами 5 и 16 микрокулон). Пробег при ионной имплантации зависит от плотности мишени, где она меньше - там вакансии формируются на большей глубине, а скорость травления в областях повышенной плотности вакансий всегда существенно больше (таблицы 2.1-2.4). Рис.2.6 позволяет выявить области сопряжения вертикальных монокристаллических колонн (см. главу 1). Ионно-лучевое распыление производилось ионами аргона с энергией 0,4 эВ и плотностью тока 0,15 мА/см". Средняя скорость распыления составила 1,5±0,2 нм/мин и, как было установлено, не зависела от дозы имплантации. Привнесенная дефектность от ионно-лучевого распыления подавляла интенсивность PL исходной поверхности не более чем на 40% [8-А].
Основные результаты комбинированного использования ионно-лучевого распыления и предложенных методов анализа состояния поверхности и поперечных сечений образцов суммируется нижеследующим: послойное ионно-лучевое распыление позволяет выявить скрытые дефекты роста типа пустот и проколов, которые имеют частично геометрическую огранку (гексагональной формы ямки травления и. пирамидки роста) (рис.2.7); ионная имплантация і способствует выявлению глубоких анизотропных дефектных областей благодаря скорости их распыления, которая в 2-4 раза превышает среднюю скорость распыления; наличие скрытых дефектов типа проколов является причиной воздействия имплантации на глубину в 5—15 раз превышающей расчетную длину пробега ионов аргона в нитриде галлия (согласно данным AFM и PL); скрытые дефекты являются основными каналами для утечек тока после металлизации (рис.2.8). Благодаря тому, что средняя энергия ионов в пучке значительно превышает энергию связи GaN, ионно-лучевое распыление нечувствительно к методам выращивания структур. Оно позволяет с единой точки зрения анализировать полученные методами MOCVD (рис.2.6, 2.7), МВБ (рис.2.8) и другие образцы на разных подложках и разной топологии исполнения.
Процессы сглаживания поверхности и заращивания мелких дефектов при длительном распылении
В оптимальных режимах длительного ионно-лучевого распыления пленок на основе AmN материалов, как было показано в 2.4 сглаживание (планаризация) рельефа поверхности на наноразмерном уровне. Шероховатость рельефа поверхности на этом уровне соответствует дефектам первого типа из табл. 3.1. Следует отметить, что в первом приближении при рассмотрении эволюции рельефа поверхности можно не делать различия между выступами и впадинами. Действительно, впадина может образовываться близкими выступами и, наоборот. Полученные экспериментальные данные позволяют предположить, что эволюция рельефа поверхности происходит на наноразмерном уровне согласно рис.3.1, а дефекты роста первого типа просто распыляются. Рис.3.1. Основные этапы эволюции рельефа поверхности на наноразмерном уровне (а - угловая анизотропия попадания продуктов распыления во впадины, b - формирование нарушенного наноразмерного окисленного слоя, с -накопление окисленных продуктов распыления во впадинах, d - сглаживание рельефа поверхности до неравномерностей толщины нарушенного слоя).
Иллюстрирует сглаживание рельефа поверхности на феноменологическом уровне. Однако обоснование данного процесса может быть произведено при помощи выражений, описывающих зависимости процессов распыления от плотности тока, развитости исходного рельефа и его состояния при распылении. Измерения коэффициентов распыления на монокристаллах показывают, что микрокристаллические зерна, которые составляют пленкиАшЫ материалов распыляются с разными скоростями в зависимости от их ориентации по отношению к направлению ионного пучка [76]. Если учесть эффекты, связанные с наличием дефектного рельефа на границах зерен, с распылением отраженными ионами и с повторным осаждением распыленного материала (все эти эффекты не играют первостепенного значения на рассматриваемом наноразмерном уровне), то скорость распыления v,- участка / на поверхностном рельефе дается выражениями: где Ns — концентрация атомов в твердом теле, Y- коэффициент распыления, в -угол падения ионов и J - плотность потока частиц в ионном пучке. Y(0) представляет собой зависимость коэффициента распыления от угла падения ионов на склон. В рассматриваемых условиях (рис. 3.1, а, Ь), эта модель верна для трехмерных конфигураций межзеренных границ и углов падения ионного пучка от нормальной до скользящей геометрии. Она свидетельствует о наличии направленного потока во впадины рельефа поверхности на начальной стадии распыления. На следующем этапе происходит аморфизация рельефа поверхности, ускоренное распыление несвязанного галлия на остроконечных выступах, более замедленное распыление проуктов переосаждения в виде оксидов галлия и практически отсутствие распыления собственно нитрида галлия (см. таблицы 2.1 - 2.4). С увеличением длительности распыления развитие нанороструктуры происходит за счет увеличения протяженности плоских элементов рельефа (рис. 3.1, Ь) и уменьшения изломанности рельефа поверхности на единицу длины (рис. 3.1, с). В более общем вклад в развитие рельефа вносят и более мелкие особенности рельефа (например, адатомы). Этот вклад можно учесть введением потока отраженных ионов. В этом более общем случае скорость распыления v„ элемента поверхности (по направлению нормали) будет определяться тремя компонентами: v» =jj-\/i Yo + HuKja)dJRYR-\l{FimdJ4(K-rs)l (3.3) где Ns - концентрация атомов в образце, JD - плотность потока ионов в первичном ионном пучке, YD — коэффициент распыления первичными ионами, cUR — плотность потока рассеянных ионов (приходящих с энергией ER на рассматриваемый элемент поверхности), YR — коэффициент распыления рассеянными ионами, dJs — плотность потока распыленных атомов (налетающих с энергией Е$ на рассматриваемый элемент поверхности), К — коэффициент прилипания распыленных атомов, a Ys — коэффициент распыления атомами, попадающими на рассматриваемый элемент поверхности из окружения Q. В выражении (3.4) слагаемое vD представляет собой скорость распыления первичными ионами кислорода, v учитывает влияние отраженных ионов, a vs - вклад процессов распыления быстрыми распыленными атомами и повторного осаждения распыленного материала. При достаточно высоком вкладе vs происходит последовательное уменьшение и исчезновение мелких структур рельефа, сначала вблизи наиболее изломанных участков, а затем и на других участках (рис. 3.1). В любом случае, если глубина нарушенного слоя сранима с шероховатостью рельефа поверхности, а распыление рабочего слоя незначительно, наблюдаются процессы, приводящие к планаризации рельефа поверхности на наноразмерном уровне в рассматриваемых условиях.
Технология изготовления омических контактов кр-GaN слоям
Сочетание методов периодического ионно-лучевого осаждения-распыления с операциями квазиимпульсного отжига в активной среде позволило разработать универсальную технологию изготовления контактных структур (рис. 4.3, а-в). Технология включает операции заращивания дефектов роста (рис. 4.3, а), нанесение ионно-лучевым методом соответствующей контактной структуры (рис. 4.3, б), операции литографии и ионно-лучевого травления (рис. 4.3, в). Технология перспективна для разработки малосерийных приборов оптоэлектроники на основе нитрида галлия (таких как светоизлучающие диоды, детекторы излучения и лазеры) со слоями р-типа проводимости, полученных легированием магнием до уровня концентрации 1018 см"3. Контактные слои получены двух типов: низкоомные, отражающие; высокоомные, пропускающие излучение ближней ультрафиолетовой и видимой областей спектра. а - поверхность после заращивания дефектов роста, б - нанесение контактной структуры, в - формирование контактных площадок.
Перед изготовлением контактов необходимо активировать поверхность или удалить поверхностный нарушенный слой толщиной до 5 нм, содержащий посторонние примеси и магний не в основном состоянии [80-81].
Подготовка поверхности, включающая удаление распылением поверхностного нарушенного слоя, пассивацию околодефектных областей, производилась посредством предварительной обработки образцов длительностью от 2 до 4 минут в СВЧ-разряде мощностью 800 Вт при давлении кислорода до 10 Тор. Предварительно образцы подвергались стандартной процедуре препарирования химическими методами (механодинамическое полирование с последующим кипячением в ДМФА и обработкой в 10% растворе НС1 (2 минуты)).
Функциональные слои наносили методом ионно-лучевого распыления-осаждения с применением источников ионов на основе самостоятельного разряда. Невысокая скорость распыления порядка 1 нм/с позволяла контролировать толщину осажденных слоев по времени нанесения с нанометровой точностью. Наличие в потоке распыленных частиц до 15% высокоэнергетической составляющей со средней энергией до 50 эВ обеспечивало высокие адгезионные свойства формируемых слоев без привнесенной радиационной дефектности.
Нанесение нанометрового слоя для согласования свойств поверхности и контактной структуры производилось распылением ионами кислорода металлических мишеней. Металлы Pd, Pt, Au не образуют стабильных оксидов, и экспериментально было установлено, что их наноразмерные слои, полученные с использованием ионов кислорода, по электрофизическим свойствам не отличаются от использования инертной атмосферы. Распыление Be ионами кислорода приводило к осаждению наноразмерного слоя ВеО р-типа проводимости. Менее успешными оказались попытки формирования промежуточных слоев MgO, ZnO из-за образования неосновных фаз в значительном количестве [82].
Структура прозрачных контактов: 1 - 10Ве/10Аи(О2); 2 - 10Ве/30Аи(О2); 4 - 10Be/30Au(Ar); 5 - 10Pd/30Au(O2); 8 - 1800ITO(O2). ІТО представлял собой сплав оксидов индия и олова с относительным содержанием индия 95% и олова 5%. Структура отражательных контактов: 3 - 10Be(O2)/900Au(Ar), 6 -10Pd/900Au(Ar); 7 - 600Pd(Ar). Здесь число указывает время распыления в секундах соответствующей мишени ионами рабочего газа, указанного в скобках.
Сопротивление единицы площади поверхности контактных структур, измеренное четырехзондовым методом, имело следующие значения (в Ом/см"): 1 - не измерялся; 2 - 120-150; 3 - 0.9; 4 - 25-40; 5 - 100; 6 - 1.2-1.5; 7 - 3.5-5; 8 - больше 300.
Все пленки характеризовались после осаждения более гладкой морфологией поверхности, чем исходная поверхность p-GaN. Максимальную прозрачность на длине волны 550 нм показали пленки ITO (до 90%). В области длин волн 380 - 500 нм все прозрачные слои пропускали от 55 до 75% света. Среди отражающих слоев контакт 7 на основе палладия отражал от 75 до 80%. Характеристики отражения других контактных систем были хуже. Однако этот контакт имел сравнительно высокое значение удельного сопротивления. Наиболее перспективной оказалась контактная структура 3, но для повышения коэффициента отражения до 80% потребовалось между бериллием и золотом дополнительно нанести слой палладия.
Измерение удельного омического сопротивления проводилось при помощи кольцевых тестовых структур. Полная величина измеряемого сопротивления RT между кругом радиуса г0 и концентрическим кольцом внутреннего радиуса г і определяется выражением [83]:
Для сильно легированных материалов можно принять Рп=рп Решение системы уравнений для соответствующих значений колец тестовых структур определяет значение RT. Для исследуемых образцов (1а — толстые слои Mg(02)/Au (квазиимпульсный отжиг 550С); 3 -10Be(O2)/900Au(Ar) (отжиг 600С); 6 - 10Pd/900Au(Ar) (отжиг 700С)) были измерены вольтамперные характеристики тестовых структур для четырех диаметров (221, 240, 270 и 300 мкм). Удельное омическое сопротивление контактов определялось на линейном участке вольтампернои характеристики при напряжении до 1 В (табл. 4.2, рис. 4.4, а-в).
