Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Свойства нитридов элементов III группы и методы их получения .
1.1. Структура A1N, InN,GaN. 15
1.2. Легирование. 16
1.3. Подложки. 18
1.4. Свойства нитридов Ш-группы. Сравнение с другими полупроводниковыми материалами .
1.5. Выращивание нитридов элементов III группы. 33
1.5.1. Источник V группы. 3 4
1.5.2. Хлоридная эпитаксия нитридов элементов III группы. 35
1.5.3. Молекулярно-лучевая эпитаксия(МЛЭ) нитридов элементов III группы.
1.5.4. Металл-органическая газофазная эпитаксия нитридов элементов Ш-группы.
1.5.5. Рост на сапфировых подложках. 39
1.5.6. Рост на подложках SiC. 41
1.6. Дефекты в эпитаксиальных слоях GaN выращенных на сапфире и SiC.
1.7. Методы снижения плотности дефектов в слоях GaN. 45
1.8. Химическая и термическая стабильность нитридов. 51
1.9. Выводы. 54
Глава 2. Методики ростовых экспериментов и исследования слоев и структур на основе нитридов элементов III группы .
2.1 Описание технологической установки. 56
2.1.1 Источники газов. 59
2.1.2. Система очистки газов. 59
2.1.3. Газовый блок и центральный смеситель потоков. 60
2.1.4. Реакторный блок. 66
2.1.5. Система откачки. 68
2.1.6. Автоматизированная система управления и регистрации.
2.1.7. Система рефлектометрии. 71
2.2. Методика ростовых экспериментов. 81
2.2.1. Подложки. 81
2.2.2. Методика роста на сапфировых подложках. 82
2.2.3. Методика роста на подложках 6H-SiC. 83
2.2.4. Методика роста на квазиподложках GaN. 84
2.2.5. Методика селективного роста a-GaN. 85
2.3. Методики исследования эпитаксиальных слоев GaN, AlxGai xN, InxGai xN и гетероструктур на их основе.
Глава 3. Особенности роста нитридов элементов III группы методом МОГФЭ
3.1. Исследование процессов при травлении и росте c-GaN в условиях типичных для МОГФЭ c-GaN.
3.1.1. Исследование влияния Н? и N2 на скорость разложения c-GaN .
3.1.2. Исследование зависимости скоростей травления и роста c-GaN от температуры, потока TMGa и типа несущего газа.
3.1.3. Исследование зависимости скорости травления c-GaN от парциального давления аммиака и водорода.
3.1.4. Исследование зависимости скоростей роста и травления c-GaN от состава газа носителя.
3.2. Исследование влияния водорода на процесс роста твердых растворов AlxGai xN и их состав.
3.3. Исследование травления и роста «-GaN. 108
3.3.1. Исследование влияния водорода на рост и травление а- GaN и сравнение с c-GaN.
3.3.2. Зависимость скоростей роста «-GaN и c-GaN от потоков NH3 и TMGa.
3.4. Выводы. 116
Глава 4. Исследование формирования слоев GaN на различных подложках .
4.1 Начальные стадии роста c-GaN на с-А1203 с использованием классического низкотемпературного зародышевого слоя GaN.
4.2. Начальные стадии роста c-GaN на с-А120з при использовании альтернативных зародышевых слоев и влияние их на свойства эпитаксиального слоя .
4.3. Особенности эпитаксиального роста GaN на буферных слоях AlGaN, выращенных нч подложках 6H-SiC, и исследование его свойств.
4.4. Селективный рост a-GaN. 150
4.5. Выводы. 160
Заключение. 163
Список цитируемой литературы 170
- Свойства нитридов Ш-группы. Сравнение с другими полупроводниковыми материалами
- Система очистки газов.
- Исследование влияния Н? и N2 на скорость разложения c-GaN
- Начальные стадии роста c-GaN на с-А120з при использовании альтернативных зародышевых слоев и влияние их на свойства эпитаксиального слоя
Введение к работе
Полупроводники AIN-GaN-InN и их твердые растворы представляют группу прямозонных широкозонных полупроводников. Свойства этих материалов позволяют применять их для создания оптоэлектронных приборов с энергией фотона от 0.7эВ то 6.2 эВ. Это позволяет фактически перекрыть весь видимый спектр излучения, * что дает значительную перспективу применения этих полупроводников. Это светодиоды и лазеры, работающие в голубой и зеленой областях спектра, для реализации полноцветных источников света и повышения плотности записи на оптических носителях информации, это солнечно слепые фотодетекторы и ультрафиолетовые источники света для медицинских и специальных применений. Электрофизические свойства этих полупроводников позволяют создавать на их основе мощные и высокочастотные электронные приборы.
Однако, на сегодняшний день, базовым материалом полупроводниковой электроники все еще остается кремний, материал активно применяемый уже более 40 лет. Индустрия кремниевой микроэлектроники несомненно доминирует на полупроводниковом рынке. Исследования полупроводников типа III-V, например GaAs, AlAs, GaP, InP, начали развиваться немного позже, и их использование закрывает относительно небольшую часть рынка, преимущественно оптоэлектронику. Однако, они имеют фундаментальные ограничения для применений в специальных областях электроники и оптоэлектроники, таких как высокомощные, высокочастотные приборы, приборы работающие при высоких температурах и оптоэлектронных приборах с высокой энергией квантов. Широкозонные полупроводники, напротив, очень интересны для этих приборов, так как почти все их физические свойства, такие как пробойное напряжение, теплопроводность, термическая и химическая стабильность значительно превосходят свойства кремния и узкозонных полупроводников III-V. Технология выращивания широкозонных материалов
оказалась достаточно сложной. Ярким примером такого широкозонного материала является SiC. Это непрямозонный полупроводник, который имеет несколько политипов с шириной запрещенной зоны около ЗэВ. Несмотря на то, что возможность его применения в высокочастотных и высокомощных приборах была продемонстрирована более 30 лет назад, приборы пришли на рынок достаточной недавно. Это связано со значительными трудностями в получении высококачественного материала. На сегодняшний день они практически преодолены и SiC активно усиливает свои позиции в высокомощной электронике. Однако, непрямая запрещенная зона SiC значительно ограничивает его применение в оптоэлектронных приборах.
Другая группа широкозонных полупроводников основана на соединениях Zn,Cd,Be - S,Se,Te (группа IT-VI полупроводников). Эти полупроводники имеют прямую запрещенную зону и могут применяться в оптоэлектронных приборах. На этих полупроводниках был продемонстрирован голубой лазер. Однако, время жизни такого лазера оказалось крайне низким из-за фундаментального ограничения этой группы материалов. Энергия образования дефекта в активной области оказалась сопоставима с энергией фотона, что приводит к сильной деградации структуры при высоких плотностях тока. Были необходимы широкозонные полупроводники с прямой запрещенной зоной, лишенные этих недостатков. И нитриды оказались отличным кандидатом на эту роль. История исследования нитридов началась еще в начале прошлого века, а в 70-х годах XX века интерес к этим материалам повышается и демонстрируются первые приборы на их основе [5,6,7,8]. Уже тогда многие исследователи обратили внимание на уникальные свойства нитридов. Однако, вследствие непреодолимых на тот момент сложностей выращивания и легирования эпитаксиальных пленок исстедования прекратились и только в начале 90-х годов XX века с появлением новых подходов к росту нитридов, началась интенсивная научная и техническая работа по созданию на основе нитридов различных оптоэлектронных приборов. Технология получения приборных
7 структур на основе нитридов имеет значительные трудности. Это, прежде всего, связано с отсутствием подложек для гомоэпитаксии и легированием для получения р-типа проводимости. Эти технологические проблемы потребовали разработки новых методов и подходов к гетероэпитаксиальному росту, что в свою очередь позволило значительно улучшить качество материала и эффективность структур.
В технологии полупроводниковых приборов изготовление собственно приборов совмещено с процессами синтеза материалов. Это определяет фундаментальную роль ростовых явлений и исследований механизма роста. Микроминиатюризация отдельных приборов в сочетании с увеличением диаметра исходных пластин предъявляет определенные требования к анализу ростовых процессов. В частности необходимы сверходнородность пленок по многим параметрам, сверхчистота, малое количество не только дислокаций и дефектов упаковки, но и неравновесных точечных дефектов и их кластеров. При этом, так как приборы представляют собой структуры с малой толщиной слоев, практическое использование эффектов в этих структурах определяет особое значение механизма ранних стадий кристаллизации не только неравновесных, но и нестационарных.
Современное производство полупроводниковых приборов на основе нитридов элементов III группы включает большое количество физико-химических процессов. Однако, общая теория пока не разработана, и процесс синтеза осуществляется в основном эмпирически и случайно. В свою очередь, несовершенство существующей технологии тормозит разработку теории. Тем более, что созданию идеализированной модели, необходимой в любой теории, препятствует давление актуальных практических задач и, более всего, веками сложившееся отношение к технологии как к рецептурной, а не научной деятельности. Во многом, МОГФЭ нитридов элементов III группы и на сегодняшний день является рецептурной деятельностью. Это можно связать с отсутствием нитридных подложек, когда начальные стадии кристаллизации и
8 эпитаксиального роста нитридов имеют много этапов, с тем, что физико-химические процессы, происходящие во время роста, мало исследованы. Поэтому, находя эмпирически некоторые рецепты и получая результат, исследователи двигаются дальше, не достигнув понимания процессов, происходящих с использованием данных рецептов. В данной работе делается попытка анализа процессов, происходящих при синтезе нитридов в условиях МОГФЭ. Сложилось так, что получение слоев III-N высокого кристаллического совершенства на инородных подложках происходит с использованием различных зародышевых и буферных слоев. При этом эти слои претерпевают сложную трансформацию на ранних стадиях роста для получения эпитаксиальных слоев высокого совершенства. Изменение условий в реакторе и является основной причиной трансформаций зародышевых и буферных слоев. Процессы, происходящие при трансформации этих слоев во время роста, имеют несколько стадий и связаны с начальными стадиями роста эпитаксиального слоя. Исследование влияния множества условий роста на многостадийный процесс, когда результаты роста на предыдущей стадии могут значительно влиять на характер роста на следующей практически невозможно. Для понимания закономерностей развития этого многостадийного процесса, необходимо понимание закономерностей роста эпитаксиального слоя GaN -влияние условий роста на различных стадиях многостадийного процесса на рост GaN, который уже растет в установившемся режиме роста. Кроме того, более глубокое понимание процессов, происходящих во время эпитаксиального роста GaN, приведет к сознательному управлению параметрами роста в случаях исследования новых методик роста и получения новых подходов для роста нитридов. Поэтому в данной работе сначала будут рассмотрены особенности роста, когда начальные стадии формирования эпитаксиального слоя уже завершены и происходит его рост. Это позволит понять, каким образом происходит трансформация зародышевых или буферных слоев на начальных
9 стадиях, какие процессы протекают при росте слоя, что, в свою очередь, позволит осознанно управлять ими в необходимых случаях.
Основной целью работы. являлось исследование особенностей процесса эпитаксии GaN и AlGaN из мєталлорганических соединений, влияние этих особенностей на формирование эпитаксиальных слоев GaN на подложках сапфира ((0001), (11-20)) и 6H-SiC, а также разработка новых методик эпитаксиального роста GaN и исследование их влияния на характеристики выращиваемых слоев.
Научная новизна работы.
Обнаружено, что в водород-содержащей атмосфере одновременно с эпитаксиальным ростем слоев GaN методом МОГФЭ при температурах более 1000С наблюдается разложение GaN, которое не зависит от подачи триметилгаллия (TMGa) в реактор и определяется парциальными давлениями водорода, аммиака и температурой. Предложена согласующаяся с экспериментом модель процесса разложения GaN, из которой следует, что разложение приводит к формированию на поверхности подвижного слоя адсорбированного галлия, находящегося в квазиравновесии с кристаллом. Обнаружено, что разложение нитрида галлия в азотной атмосфере практически полностью подавляется аммиаком.
Обнаружено, что разложение GaN в водород-содержащей атмосфере является ключевым фактором на начальных стадиях формирования эпитаксиального слоя GaN на сапфировых подложках с использованием зародышевых слоев GaN. Отжиг зародышевого слоя в водород-содержащей атмосфере приводит к трехмерному росту на начальных стадиях роста эпитаксиального слоя, в то время как отжиг в отсутствии
10 водорода позволяет изменять характер роста на начальных стадиях с трехмерного на квазидвумерный.
Обнаружено, что скорости разложения GaN в водород-содержащей атмосфере для аи с ориентации кристалла близки не только качественно, но и количественно.
Обнаружено, что при росте твердых растворов AlGaN в водород-содержащей атмосфере увеличение концентрации триметилалюминия (ТМА1) в реакторе повышает скорость вхождения Ga в твердый раствор, что приводит к нелинейной зависимости состава твердого раствора от отношения мольных потоков TMAl/(TMAl+TMGa), подающихся в реактор.
Обнаружено, что при росте GaN на подложках 6H-SiC с использованием буферных слоев AlGaN, уменьшение содержания А1 в буферных слоях от 17.5% до 4% приводит к монотонному изменению характера роста на начальных стадиях с квазидвумерного на трехмерный.
Обнаружено, что при селективном росте a-GaN на частично маскированной подложке a-GaN/r-A^Oj, наличие водорода в атмосфере реактора приводит к анизотропии скоростей роста в направлениях а и с.
Практическая ценность работы.
В результате проведенных исследований были предложены новые методики, позволяющие выращивать приборные структуры: была предложена и разработана методика роста буферного слоя GaN с высоким сопротивлением для использования в полевых транзисторах на основе гетероструктур AlGaN/GaN с двумерным электронным газом; была разработана методика роста слоев GaN на подложках 6H-SiC, имеющих высокое кристаллическое совершенство и электрофизические характеристики для применения в буферных слоях приборных структур. Была предложена и разработана методика горизонтального разращивания a-GaN, позволяющая понизить
плотность прорастающих дефектов в слое, для выращивания неполярных гетероструктур.
Положения, выносимые на защиту.
Концентрация водорода в атмосфере реактора при эпитаксии с- и я-GaN методом МОГФЭ определяет степень неравновесности процесса роста эпитаксиальных слоев GaN.
Отжиг зародышевого слоя GaN в азот-аммиачной атмосфере при эпитаксии на сапфировой подложке позволяет исключить фазу трехмерного роста GaN, приводящую к возникновению проводимости по дефектным каналам вблизи подложки, и получить высокоомный буферный слой для использования в полевых транзисторах на основе гетероструктур AlGaN/GaN.
При выращивании эпитаксиальных слоев GaN на подложках 6H-SiC с использованием буферных слоев AlGaN, содержание А1 в буферном слое 6-8% приводит к трехмерному характеру роста на начальных стадиях и наилучшему кристаллическому совершенству эпитаксиальных слоев.
При росте я-GaN на частично маскированной подложке в атмосфере водорода, использование объемной концентрации TMGa более 2-Ю"4 и аммиака менее 5-10"" приводит к значительной анизотропии скоростей роста вдоль с и а направлений GaN, что позволяет получить высокие горизонтальные скорости роста (вдоль направления с GaN) эпитаксиальных слоев над маской и реализовать процесс горизонтального разращивания «-GaN.
Апробация работы.
Результаты диссертационной работы докладывались на 5 международных, б всероссийских конференциях по физике и технологии полупроводников.
12 Основное содержание диссертации опубликовано в двадцати печатных работах [1*-20*].
Структура и объем.
Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, заключения и списка цитируемой литературы. Материал изложен на 184 страницах, включая 131 страницу текста, 71 рисунок и 5 таблиц. Список цитируемой литературы содержит 132 наименования.
Первая глава содержит обзор литературных данных о свойствах нитридов и их сравнение с другими полупроводниками, методах получения, подложках, используемых для выращивания нитридов. Приведены данные о методиках роста на инородных подложках и способах уменьшения плотности дефектов в растущих слоях. Рассмотрены актуальные вопросы по стабильности нитридов в условиях их синтеза.
Вторая глава содержит описание технологической установки созданной для выращивания нитридов элементов III группы методом МОГФЭ, методик эпитаксиального роста и применявшихся подложек, метода in-situ контроля толщины и морфологии растущего слоя, методов исследования полученных структур и эпитаксиальных слоев.
Третья глава посвящена исследованию особенностей роста GaN и твердых растворов AlGaN в условиях МОГФЭ. Рассматривается влияние водорода, азота, аммиака на процесс роста эпитаксиальных слоев, определяются зависрімости скоростей травления и роста от атмосферы в реакторе при температурах синтеза нитридов, их взаимосвязь друг с другом. В четвертой главе описывается формирование эпитаксиальных слоев GaN на сапфировых подложках и подложках 6H-SiC, рассматривается влияние состава атмосферы реактора на начальные стадии роста на сапфировых подложках, определяется как характер начальной стадии роста (трехмерный или квазидвумерный рост) связан с особенностями структуры и свойств
13 эпитаксиальных слоев GaN. Рассматриваются особенности применения буферных слоев AlGaN для эпитаксиального роста слоев GaN на подложках 6H-SiC и влияние состава по А1 на начальные стадии роста. Также, в этой главе описывается селективный роста a-GaN. Определяется влияние состава атмосферы реактора на анизотропию скоростей роста по разным кристаллографическим направлениям GaN, осуществляется анализ причин этой анизотропии. Описывается реализация процесса горизонтального разращивания с формированием на поверхности полученного слоя активной области светодиода.
Свойства нитридов Ш-группы. Сравнение с другими полупроводниковыми материалами
Основные физические свойства GaN приведены в таблице 3. Основные физические свойства GaN, A1N в сравнении с другими полупроводниковыми материалами приведены в таблице 4. Большая ширина запрещенной зоны III-N полупроводников предполагает, что эти материалы имеют большой потенциал для применения в высокочастотных, высокотемпературных, высоко мощных приборах. Но в отличие от SiC, который так же имеет большую ширину запрещенной зоны, соединения III-N имеют еще и прямую зонную структуру, поэтому они обладают исключительными характеристиками для применения их в светоизлучающих приборах - светодиодах и лазерах сине-зеленого диапазона.
Как было предсказано теорией и уже подтверждено экспериментально, GaN, InN, A1N, имеющие вюрцитную структуру кристаллической решетки, являются пироэлектрическими материалами [45-48]. Для них характерны большие значения пироэлектрической (спонтанной) поляризации до Р AIN 0-09KJI/M", которая наблюдается и без приложения электрического поля. В противоположность ферроэлектричеким кристаллам эта спонтанная поляризация всегда направлена вдоль [000-1] и не может изменить направление при приложении внешнего электрического поля. Направление спонтанной поляризации может контролироваться только изменением полярности материала [45,49,50]. Хотя спонтанная поляризация очень велика в нитридах элементов III группы, коэффициенты, описывающие ее изменение с температурой, оказываются не велики [48],[51], что является большим преимуществом для использования этих материалов в высокомощных, высокотемпературных приборах, поверхностно акустических волновых приборах.
Пироэлектрические кристаллы всегда являются и пьезоэлектрическими. Пьезоэлектрические константы нитридов элементов III группы в 5-20 раз больше, чем в арсенидах III группы [45]. Сильные пьезоэлектрические свойства GaN и A1N в сочетании с высокими прочностью и скоростью звука уже используются для изготовления поверхностно акустических волновых устройств, для электрических фильтров с передаточными частотами свыше ПТц [52,53]. Так же эти поверхностно акустические волновые приборы использовались для измерения пьезоэлектрических и констант упругости для A1N и GaN [54,55].
Используя измеренные и рассчитанные константы упругости и пьезоэлектрические константы, было показано, что эффекты, вызванные спонтанной и пьезоэлектрической поляризацией, могут оказывать значительное влияние на концентрацию, распределение и рекомбинацию, на свободные носители в напряженных гетероструктурах на основе нитридов III группы. Наблюдение эффекта Франца-Келдыша и эффекта Штарка в InGaN/GaN и AlGaN/GaN структурах с квантовыми ямами наглядно продемонстрировало наличие сильных электрических полей, вызванных градиентами спонтанной и пьезоэлектрической поляризации [56,57,58].
Важность поляризационных эффектов приобретает особую значимость в случае транзисторных структур на основе AlGaN/GaN гетероструктур. Высокие показатели AlGaN/GaN транзисторов, по сравнению с аналогичными устройствами из других материалов, достигаются благодаря двумерному электронному газу, возникающему из-за эффектов поляризации, и имеющему концентрацию носителей в канале до 2-Ю13 см"2. Это позволяет создавать полевые транзисторы на основе AlGaN/GaN гетероструктур с рабочими частотами свыше 601Гц и мощностью свыше 10Вт мм"1. [59].
Система очистки газов.
Система очистки газов представляла собой набор предварительных и финишных очисток. Очистке подвергались азот, водород, аммиак. При очистке азота использовалась трех ступенчатая очистка: первая ступень -предварительная осушка и очистка от паров масла - регенерируемая очистка с адсорбентом (синтетический цеолит марки NaAy); вторая - очистка, поглощающая кислород, и, наконец, финишная очистка азота (Saes Getters) позволяющая получать на выходе чистый азот с концентрацией примесей менее ЮррЬ. При очистке водорода использовалась двухступенчатая очистка: первая ступень - предварительная осушка и очистка от паров масла - регенерируемая очистка с адсорбентом (синтетический цеолит марки NaAy); вторая — очистка с использованием серебряно-палладиевой мембраны, позволяющая получать на выходе чистый водород с концентрацией примесей менее ЮррЬ. Для очистки аммиака использовалась финишная очистка (Аегопех) позволяющая получать на выходе аммиак с концентрацией примесей менее ЮррЬ. Контроль очистки азота осуществлялся с применением кислородного датчика и датчиков паров воды (Panametrics).
В газовом блоке происходит формирование потоков парогазовой смеси перед подачей их в центральный смеситель. Центральный смеситель может независимо коммутировать каждый поток в реактор (рабочая линия) или мимо реактора в систему откачки (вент линия). Такая конструкция позволяет осуществлять быструю смену атмосферы в реакторе и получать резкие границы слоев при росте сложных многослойных структур. Схематически газовый блок изображен на рис.14. Он состоит из формирователя несущих потоков, источников металлорганики, регуляторов гидридных потоков. В газовом блоке использовались автоматические регуляторы расхода газа (Bronkhorst), действующие на калориметрическом принципе (обозначение на схемах "РРГ"). В качестве переключающих газовые потоки элементов использовались клапана с пневматическим приводом (QualiFlow) (обозначение на схемах "К").
Формирователь несущих газовых потоков. Этот блок необходим для управления потоками, подающимися в качестве несущих в источники метащюрганики, продувочными потоками гидридных линий, потоками несущего газа, подаваемого в реактор. В этом блоке происходит коммутация азот-водород для подачи в соответствующие потребители. Кроме того, здесь же находится система регулирования потоков и создания азот-водородных смесей для использования в качестве подаваемого в реактор несущего газа.
Регуляторы гибридных газов. В газовом блоке имеются три гидридных канала: два аммиачных и силановый. Каждый аммиачный канал представляет собой регулятор расхода газа (РРГ) (макс, расход 7л/мин и Зл/мин), вход которого может быть подключен к источнику аммиака или азоту/водороду. Это позволяет продувать газовые линии при простоях установки или в случае отсутствия необходимости использования источника. В силановом канале используется схема "двойного разбавления", что позволяет изменять концентрацию силана подающегося в реактор, на 5 порядков.
Источники металлорганических соединений. В газовом блоке имеются семь источников металлорганических соединений. Они объединены в три группы. Для двух групп источников несущий газ может независимо переключаться с азота на водород. Как отмечалось выше, твердые растворы InGaN и InN не стабильны в водород содержащей атмосфере при ростовых температурах, поэтому для группы источников с триметилиндием (TMInl и ТМ1п2) в качестве несущего газа использовался азот. Металлорганические соединения (МОС), применяемые в качестве источников, при используемых температурах представляют собой умеренно летучие жидкости и порошки. В реактор они доставляются в парообразном виде несущим газом, который пропускается через эти вещества. Контейнеры из нержавеющей стали, в которых находится МОС, расположены в термостатах.
Всего в установке имеется четыре термостата, источники расположены следующим образом: 1 термостат - TMGal и TMGa2, 2 термостат - ТМА11 и ТМА12, 3 термостат - TMInl и Cp2Mg, 4 термостат — ТМ1п2. Если предположить, что происходит полное насыщение парами МОС несущего газа, то мольный расход МОС можно определить, используя уравнение Менделеева-Клапейрона. В результате несложных преобразований можно получить: где FMoc мольный расход МОС (моль/мин), FlLZ - объемный расход несущего газа через испаритель (м3/мин), РмосС 0") - парциальное давление паров МОС (атм), Тсп - температура в испарителе (К), Рисп - общее давление в испарителе с МОС (атм).
Таким образом, мольный расход МОС зависит от температуры, потока несущего газа и давления в испарителе. В источниках МОС, имеющихся в эпитаксиальной установке, предусмотрена возможность независимого изменения всех этих параметров. Все источники МОС имеют схему, изображенную на рис.16. Мольный расход МОС регулируется с помощью РРГ несущего газа, автоматического регулятора давления (РД), температурой испарителя, регулируемой термостатом. Дополнительная продувка линии, по которой осуществляется доставка паров МОС в центральный смеситель, необходима для предотвращения конденсации МОС на стенках трубки и уменьшения времени доставки паров МОС в реактор. Схема источника позволяет осуществлять непрерывную продувку газовых линий в промежутках между использованием испарителя.
Исследование влияния Н? и N2 на скорость разложения c-GaN
В качестве альтернативы водороду в качестве газа-носителя в МОГФЭ нитридов используется азот. Для исследования влияния только азота и водорода на травление слоев при ростовых температурах был проведен ряд экспериментов, в которых после выращивания на квазиподложках c-GaN слоя GaN толщиной 0.5мкм в типовых условиях происходило отключение подачи компонент III и V группы в реактор, и структура оставалась в атмосфере водорода или азота при ростовой температуре. В случае водорода травление слоя происходило очень быстро со скоростью порядка Юнм в секунду, при этом на поверхности накапливались капли металлического галлия. В случае азота травление происходило значительно медленнее, и хотя капли галлия также образовывались на поверхности травящегося слоя, это происходило медленно и удавалось измерить скорость травления до того, как сигнал рефлектометра значительно уменьшался из-за рассеяния лазерного луча на каплях галлия. На рис.25а изображена зависимость скорости травления c-GaN в чистом азоте от температуры подложки. Энергия активации процесса разложения GaN, полученная из этой зависимости, составляет 2.87±0.12эВ, что согласуется с данными, приведенными в литературе для разложения GaN в этом температурном диапазоне [127]. На рис.256 представлены изображения поверхности слоев GaN после травления в чистом азоте при температуре 1070С, полученные с помощью растрового электронного микроскопа. При травлении в азоте на поверхности слоя GaN образуются ограненные ямки травления. Эти ямки могут быть связаны с количеством прорастающих дефектов в слое GaN, так как их плотность примерно такого же порядка. То есть на прорастающих дефектах, выходящих на поверхность слоя, разложение идет быстрее.
Это было замечено и другими исследователями [131]. Также, с появлением и увеличением по площади этих ямок можно связать уменьшение сигнала рефлектометра. На поверхности слоя наблюдается большое количество капель галлия, которые расположены и на гладких участках и в ямках. Видно, что под каплей галлия травление идет медленнее. Этот факт показан на рисунке 256 стрелками.
Из вышесказанного можно сделать следующие выводы. При температурах 1020-1160С нитрид галлия разлагается как в азоте, так и в водороде. Скорость разложения в водороде при таких температурах велика и составляет более 10нм/с. При разложении в азоте на поверхности GaN наблюдается образование металлических капель галлия и ямок травления плотность которых имеет тот же порядок, что и плотность прорастающих дефектов, характерная для таких слоев GaN. Скорость процесса в этом случае составляет 0.05 до 1.5нм/с в интервале температур 1020-1160С, соответственно. Необходимо отметить, что типичные скорости роста слоев с-GaN методом МОГФЭ составляют 0.5нм/с. Из этого следует, что во время прерываний роста в процессе эпитаксии при формировании сложных гетероструктур необходимо учитывать травление слоя в несущем газе. Однако, практически более интересен случай отключения из реактора только источника III группы, когда аммиак подаваемый в реактор, должен стабилизировать слой и значительно повлиять на процесс разложения GaN.
Для исследования зависимостей скоростей травления и роста c-GaN от температуры и потока TMGa были проведены эксперименты, в которых в качестве газа носителя использовался водород и азот. Таким образом, скорости роста и травления исследовались в азот-аммиачной, водород-аммиачной и азот-водород-аммиачной атмосфере [11 ,14 ,17 ]. После выращивания на квазиподложках c-GaN слоя GaN толщиной 0.5мкм в типовых условиях производилось изменение соответствующих параметров процесса (атмосферы реактора, потока TMGa и т.д.) и осуществлялся рост или травление в изучаемых условиях. Измерение скорости роста или травления осуществлялось с помощью рефлектометра. Типовые условия роста являются оптимальными для роста слоев c-GaN в данной установке.
В случае, когда азот использовался в качестве газа носителя, не наблюдалось изменение скорости роста в исследуемом диапазоне температур (рис.27). Скорость роста линейно зависела от потока TMGa, и при отключении его из реактора травления не наблюдалось. Так же нулевому потоку TMGa на зависимости скорости роста от потока TMGa соответствует нулевая скорость роста (рис.26а). Это говорит о том, что в азот-аммиачной смеси разложение GaN компенсирует образование GaN из аммиака и освободившегося галлия на поверхности эпитаксиального слоя, результирующая скорость травления в этом случае близка к нулю.
В водород-аммиачной атмосфере при отключении TMGa из реактора наблюдалось травление эпитаксиального слоя c-GaN. На рефлектограмме наблюдались осцилляции, соответствующие уменьшению толщины слоя. По периоду осцилляции определялась скорость травления слоя. Необходимо отметить, что при исследовании скоростей травления в вордород-аммиачной атмосфере травление слоев шло планарно и обратимо, то есть при подаче TMGa в реактор снова начинался эпитаксиальный рост. На рис.266 представлена зависимость скорости роста эпитаксиального слоя c-GaN от потока TMGa для температуры 1070С в водород-аммиачной атмосфере. Из рисунка видно, что зависимость линейная и нулевая скорость роста достигается при ненулевом потоке TMGa. Это говорит о том, что при потоках TMGa меньше этого характерного потока рост не идет, а наблюдается травление GaN. Строя аппроксимацию скорости роста на нулевой поток TMGa, молено определить скорость травления, которое происходит одновременно с ростом эпитаксиального слоя. Вышесказанное для водород-аммиачной атмосферы справедливо и для азот-водород-аммиачной атмосферы. Зависимость скорости роста от потока TMGa для соотношения потоков N2:H2 как 1:1 представлена на рис.26в.
При непосредственном- измерении скоростей травления в тех же условиях (температура, давление, атмосфера), в которых исследовались зависимости скорости роста от потока TMGa, было обнаружено, что измеренные скорости травления совпадают с полученными из аппроксимации зависимостей скоростей роста с хорошей точностью.
Начальные стадии роста c-GaN на с-А120з при использовании альтернативных зародышевых слоев и влияние их на свойства эпитаксиального слоя
Как известно из литературных источников, в результате квазитрехмерного роста GaN в случае использования классического зародышевого слоя 3D-GaN вблизи сапфировой подложки возникает слой толщиной порядка сотен нанометров с большим количеством дефектов, возникающих вследствие поглощения одних зародышей другими и срастанием различных зародышей [132]. Часто этот слой имеет проводимость п-типа. Это не оказывает существенного влияния на работу приборов, выращенных на таких слоях и имеющих сильно легированный буферный слой п-типа (например, светодиоды), однако, в транзисторных структурах эта дефектная область значительно ухудшает характеристики приборов. Для исключения такого влияния необходимо значительно уменьшить толщину этой проводящей области вблизи подложки, а в идеальном случае полностью ее исключить. Можно предположить, что формирование этой области связано с тем, что при использовании классического зародышевого слоя 3D-GaN на начальных стадиях роста происходит распад его на отдельные крупные зародыши со сравнительно небольшой их плотностью на поверхности подложки. Из литературных источников известно, что использование зародышевых слоев A1N улучшает характеристики транзисторных структур, выращенных на сапфировых подложках, хотя исследование начальных стадий роста для этих зародышевых слоев (A1N), к лс видно из литературных данных, проводилось не достаточно глубоко вследствие малого количества исследователей, применяющих такие зародышевые слои. A1N не травится в водороде при высоких температурах, и это означает, что при использовании зародышевых слоев A1N при их отжиге в водород содержащей атмосфере не происходит их распад на отдельные зародыши и, соответственно, начальные стадии роста эпитаксиального слоя GaN значительно меняются по сравнению с классическим зародышевым слоем 3D-GaN. Таким образом, можно сформулировать основное отличие этих альтернативных зародышевых слоев от классического слоя 3D-GaN. Это отсутствие распада этих зародышевых слоев на отдельные крупные зародыши. Выше упоминались зародышевые слои A1N, однако, похожего эффекта можно добиться, и используя зародышевый слой GaN. Как было показано выше, именно разложение GaN в водороде играет ключевую роль при формировании зародышей в случае классического 3D-GaN зародышевого слоя, поэтому, если исключить разложение GaN на стадии формирования зародышей, то можно избежать его распада на .крупные отдельные зародыши. Как было показано в главе 3, при замене водород-аммиачной атмосферы на азот-аммиачную разложение GaN практически подавляется. Поэтому был предложен новый тип зародышевого слоя: низкотемпературный зародышевый слой GaN с отжигом в азот-аммиачной атмосфере (зародышевый слой 2D-GaN) [4 , 19 ]. Технологическое отличие в использовании зародышевого слоя 2D-GaN от классического зародышевого слоя 3D-GaN заключается в замене используемого при отжиге этого слоя водорода на азот.
На рисунке 49 представлена рефлектограмма процесса роста эпитаксиального слоя c-GaN с использованием зародышевого слоя 2D-GaN. Над стрелками на рисунке 49 указаны номера рисунков, на которых изображена поверхность структуры в отмеченных этими стрелками моментах роста. На первом этапе, как и в случае классического 3D-GaN зародышевого слоя, формирование 2D-GaN зародышевого слоя осуществляется осаждением на сапфире при температуре 550С полуаморфного слоя GaN толщиной 10-20нм в водород-аммачной атмосфере. На рефлектограмме при этом наблюдается увеличение сигнала, соответствующее увеличению толщины слоя (область I). После этого атмосфера в реакторе меняется на азот-аммиачную и происходит нагрев и отжиг зародышевого слоя.
Во время отжига происходит изменение структуры зародышевого слоя, его кристаллизация. Однако, в отличие от случая классического зародышевого слоя 3D-GaN, на рефлектограмме наблюдается малое изменение сигнала, которое можно связать с изменением показателя преломления с увеличением температуры (область II). Сигнал рефлектометра существенно не изменяется, что говорит о незначительном изменении толщины и морфологии поверхности зародышевого слоя во время отжига. На рисунке 50а приведено изображение поверхности отожженного в азот-аммиачной атмосфере зародышевого слоя 2D-GaN, полученное с помощью РЭМ. Видно, что поверхность его негладкая, однако, слой остался сплошным и не распался на отдельные зародыши. Возможно, его можно представить как большое количество мелких зародышей вплотную граничащих друг с другом. Значительное отличие по сравнению с классическим зародышевым слоем 3D-GaN наблюдается на начальных стадиях высокотемпературного роста эпитаксиального слоя GaN на этом зародышевом слое. На рефлектограмме (рис.49 область III) сразу после подачи TMGa в реактор начинаются осцилляции, соответствующие осцилляциям, характерным для слоевого роста GaN (квазидвумерный рост). На рис.50б,в приведены изображения поверхности и скола слоя c-GaN, полученные с помощью РЭМ, после 120 секунд от начала высокотемпературного роста с использованием зародышевого слоя 2D-GaN на сапфировой подложке. Видно, что уже на толщине 100нм растущий слой имеет гладкую поверхность и не имеет дефектов, связанных со срастанием отдельных зародышей. На рисунке 50г приведено изображение поверхности эпитаксиального слоя GaN, полученное с помощью РЭМ, после 3000 секунд от начала высокотемпературного роста. Таким образом, даже если механизм роста на начальных стадиях высокотемпературного роста GaN и остается таким же (смыкание зародышей и планаризация поверхности), то это происходит настолько быстро, что можно утверждать, что квазидвумерный рост начинается практически сразу после начала высокотемпературного роста GaN.
Аналогичным образом на начальных стадиях происходит рост GaN с использованием зародышевых слоев A1N [4 , 19 ]. На рисунке 51а,б представлены рефлектограммы процессов роста c-GaN на с-сапфире с использованием различных зародышевых слоев A1N. В первом случае (рис.51а) это низкотемпературный зародышевый слой A1N (LT-A1N) с отжигом в водород-аммиачной атмосфере и последующим высокотемпературным ростом эпитаксиального слоя GaN. Во втором случае (рис.516) использовался высокотемпературный зародышевый слой A1N (HT-A1N). В обоих случаях область II (рост высокотемпературного эпитаксиального слоя c-GaN) сразу начинается с осцилляции сигнала рефлектометра, характерных для квазидвумерного роста слоя GaN. Это означает, что в случае использования зародышевых слоев A1N квазидвумерный рост GaN также наблюдается с самого начала высокотемпературного роста эпитаксиального слоя. Использование зародышевых слоев, не распадающихся на отдельные зародыши, приводит к отсутствию фазы трехмерного роста высокотемпературного эпитаксиального слоя GaN. На рисунках 52,53,54 приведены изображения слоев e-GaN, выращенных с использованием различных типов зародышевых слоев, полученные с помощью ПЭМ в разных условиях наблюдения, и данные о плотности и типу дислокаций вблизи поверхности слоя [4 ]. В случае классического зародышевого слоя 3D-GaN (рис.52) наблюдается самая низкая плотность дислокаций, выходящих на поверхность слоя, однако, вблизи подложки область с большим количеством дислокаций, связанная с фазой трехмерного роста этого слоя, значительно толще, чем в случае использования зародышевого слоя 2D-GaN(pnc.53) или НТ-АШ(рис.54).
