Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Подложки для эпитаксиального выращивания пленок нитрида галлия и полупроводниковых структур на его основе 19
1.1 Сапфир 20
1.2 Карбид кремния 24
1.3 Кремний 25
1.4 Арсенид галлия 26
1.5 Нитрид галлия 26
1.6 Выводы к главе 1 31
Глава 2 Методы отделения пленок нитрида галлия 32
2.1 Технология управляемого скола SmartCutTM 32
2.2 Laser Lift-Off 36
2.3 Химические методы отделения 40
2.4 Тонкопленочные методы отделения 44
2.5 Выводы к главе 2 47
Глава 3 Взаимодействие инфракрасного излучения с пленками нитрида галлия 49
3.1 Взаимодействие оптического излучения с веществом 50
3.2 Макроскопическая теория Максвелла 52
3.3 Поглощение света в полупроводниках 56
3.4 Особенности зонной структуры нитрида галлия 60
3.5 Влияние степени легирования на поглощение света в нитриде галлия 62
3.6 Поглощение света с длиной волны 10.6 мкм в пленке нитрида галллия 65
3.7 Поглощение света с длиной волны 10.6 мкм в сапфире 67
3.8 Динамика температурного нагрева GaN на интерфейсах GaN/сапфир и n-GaN/n+-GaN при воздействии лазерного излучения с длиной волны 10.6 мкм 69
3.8.1 Распределение температуры в структуре n-GaN/Al2O3 при импульсном облучении ИК лазером 70
3.8.1.1 Распределение температуры вдоль лазерного луча: зависимость от плотности мощности лазерного излучения 71
3.8.1.2 Влияние длительности лазерного импульса и диаметра лазерного пятна на толщину слоя n-GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума 74
3.8.1.3 Влияние толщины пленки n-GaN на толщину слоя n-GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума 77
3.8.2 Распределение температуры в структуре n-GaN/n+-GaN/Al2O3 при импульсном облучении ИК лазером 78
3.8.2.1 Распределение температуры вдоль лазерного луча: зависимость от плотности мощности лазерного излучения 80
3.8.2.2 Влияние длительности лазерного импульса и диаметра лазерного пятна на толщину слоя GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума 82
3.8.2.3 Влияние толщины пленки n+-GaN на толщину слоя n-GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума 85
3.9 Сравнение результатов температурного нагрева в структурах n-GaN/Al2O3 и n-GaN/n+-GaN/Al2O3 при импульсном облучении ИК лазером 86
3.10 Выводы к главе 3 88
Глава 4 Лазерная установка для отделения тонких пленок 90
4.1 Постановка задачи 91
4.2 Автоматизация установки 93
4.3 Наносекундный импульсный CO2-лазер 96
4.4 Оптическая система 98
4.4.1 Регулировка энергии лазерного излучения наносекундного импульсного CO2-лазера 98
4.4.2 Делитель лазерного излучения 100
4.4.3 Система машинного зрения 101
4.4.4 Фокусирующая линза 103
4.5 Анализатор энергии лазерного излучения 105
4.6 Моторизированный трехкоординатный столик 105
4.7 Система крепления образца на трехкоординатном столике 106
4.8 Настройка оптической системы 108
4.9 Выводы к главе 4 111
Глава 5 Определение параметров облучения пленок и GaN структур 113
5.1 Экспериментальное определение пороговой плотности мощности лазерного облучения 114
5.2 Методика определения глубины нагрева материала 117
5.3 Влияние диаметра пятна лазера на процесс лазерного отделения 118
5.4 Влияние расположения полостей на процесс лазерного отделения 121
5.5 Влияние количества проходов на качество лазерного облучения 122
5.6 Облучение пленок GaN большой площади инфракрасным лазерным излучением 123
5.7 Влияние структурных особенностей, облучаемых образцов, на процесс лазерного отделения 127
5.8 Исследование облученных пленок 129
5.9 Выводы к главе 5 132
Глава 6 Отделение и исследование пленок GaN и структур на их основе 133
6.1 Процесс отделения облученных участков пленок и приборных GaN структур 133
6.2 Исследование слаболегированных пленок n-GaN отделенных от сапфировых подложек наносекундным CO2-лазером 136
6.2.1 Образцы и методика проведения эксперимента 136
6.2.2 Отделенные пленки GaN и сапфировые подложки 137
6.3 Исследование слаболегированных пленок n-GaN отделенных от сильнолегированных слоев n+-GaN наносекундным CO2-лазером 146
6.3.1 Образцы и методика проведения эксперимента 146
6.3.2 Отделенные пленки n-GaN и слои n+-GaN 148
6.4 Изготовление вертикального диода Шоттки на основе пленок, отделенных наносекундным CO2-лазером 151
6.5 Выводы к главе 6 154
Глава 7 Отделение фемтосекундным лазером светодиодных пленок на основе GaN и их исследование 155
7.1 Поглощение лазерного излучения с фемтосекундной длительностью импульсов 155
7.2 Установка на основе фемтосекундного лазера 156
7.3 Исследование облученных светодиодных пленок 158
7.4 Исследование вертикальных светодиодных структур на основе GaN отделенных от слоя GaN фемтосекундным титан-сапфировым лазером 160
7.4.1 Образцы и методика проведения эксперимента 160
7.4.2 Отделенные светодиодные пленки и слои n+-GaN 162
7.5 Выводы к главе 7 163
Заключение 165
Список литературы 167
- Сапфир
- Влияние длительности лазерного импульса и диаметра лазерного пятна на толщину слоя n-GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума
- Облучение пленок GaN большой площади инфракрасным лазерным излучением
- Отделенные пленки GaN и сапфировые подложки
Введение к работе
Актуальность темы. Перспективы применения нитрида галлия (GaN) для развития современной полупроводниковой промышленности трудно переоценить. Элементы силовой и СВЧ электроники на основе GaN уже сейчас превосходят аналогичные структуры на основе кремния (Si), арсениде галлия (GaAs) и карбиде кремния (SiC) по техническим и эксплуатационным параметрам ].
Выращивание структур на основе GaN, в основном, производят методом гетероэпитаксии на дешевых сапфировых (Al2O3) подложках. Однако, из-за большой плотности дислокаций в кристаллах GaN (> 106 см-2), планарной компоновки и плохого теплоотвода такие приборные структуры имеют рабочие характеристики ниже теоретически возможных для гомоэпитаксиальных структур GaN-on-GaN ]. Данные проблемы можно частично решить с помощью технологии Flip-Chip ] с последующим удалением сапфировой подложки по методу лазерного отделения Laser Lift-Off ]. В результате чего, удается добиться улучшения рабочих характеристик приборной структуры за счет обеспечения лучшего теплоотвода через теплопроводящую подложку.
Вышеперечисленные ограничения можно решить, если выращивать пленки и GaN структуры непосредственно на подложках из GaN. При реализации такой процедуры плотность дислокаций в структурах снижается и появляется возможность производить вертикальные приборные GaN структуры. В результате, чего удается достичь более высоких рабочих характеристик приборной структуры и уменьшить ее площадь ].
На сегодняшний день известны примеры производства объемных кристаллов
GaN с малым числом структурных дефектов . Однако, из-за сложностей
производства и малой распространенности технологии их стоимость высока.
Одним из путей решения данных проблем является многократное использование
дорогого объемного кристалла GaN в качестве исходной материнской подложки в
методе клонирования GaN подложек ]. Суть метода состоит в выращивании
любой полупроводниковой структуры на материнской GaN подложке с
последующим срезанием структуры методом скрытого лазерного слайсинга – Laser
Stealth Slicing (LSS) ]. Затем отделенная структура переносится на дешевую, хорошо проводящую тепло подложку, а слегка утонченная подложка полируется и на ней наращивается новая структура. Цикличное «наращивание–отделение– наращивание» на объемном кристалле GaN эпитаксиальной приборной структуры и составляет суть метода клонирования. Такой подход значительно удешевит производство полупроводниковых приборов на основе GaN.
Ключевым моментом технологии клонирования является лазерное отделение полупроводниковых структур от ростовой подложки. Поэтому перед нами стояла задача экспериментального исследования несколько методов лазерного отделения приборных слоев, которые были предложены в работах –].
Цель работы
Исследование физических процессов, происходящих при отделении тонких слоев GaN от ростовой подложки применительно к задаче разработки технологии клонирования подложек GaN.
Задачи
1. Разработать лазерную установку на основе инфракрасного лазера для
отделения пленок и структур на основе GaN от ростовой подложки и отработать
методику контроля и поддержания параметров лазерного облучения.
2. Экспериментально проверить идею использования различия
коэффициентов поглощения инфракрасного излучения в слоях GaN с разной
концентрацией свободных носителей заряда для отделения пленок и структур на
основе GaN от подложки GaN.
-
Исследовать возможность нагрева сапфировой подложки для отделения от нее пленок и структур на основе GaN, используя факт сильного поглощения инфракрасного излучения по сравнению с GaN с малой концентрацией свободных носителей заряда.
-
Экспериментально проверить возможность отделения тонкого слоя GaN от ростовой подложки с помощью фемтосекундного лазера и сделать выводы о дальнейшем развитии работы.
5. Продемонстрировать отделение работоспособной вертикальной структуры диода Шоттки и светодиодной структуры от ростовой подложки.
Научная и практическая новизна
-
Сконструирована лазерная установка на основе инфракрасного CO2-лазера с длиной волны = 10.6 мкм и длительностью лазерного импульса tp = 60 нс для отделения структур на основе GaN от ростовой подложки.
-
Экспериментально проверена модель поглощения лазерного излучения инфракрасного диапазона свободными носителями заряда в эпитаксиальных пленках GaN и фононами в сапфировых подложках.
3. Проведено одномерное численное моделирование динамики нагрева
структур n-GaN/Al2O3 и n-GaN/n+-GaN/Al2O3 лазерным излучением с длиной волны
= 10.6 мкм и длительностью лазерного импульса tp = 60 нс при облучении сквозь
слабо поглощающую пленку n-GaN.
4. Определены условия, необходимые для успешного отделения пленки GaN
от ростовой подложки GaN и сапфировой подложки, при фокусировке лазерного
излучения сквозь пленку GaN.
5. На сконструированной лазерной установке выполнено облучение пленок
GaN и структур на его основе и выполнено их последующее отделение от ростовой
подложки GaN и от сапфировой подложки.
6. Предложен и экспериментально проверен метод отделения, основанный на
эффекте нелинейного многофотонного поглощения лазерного излучения с длиной
волны = 1.03 мкм и длительностью лазерного импульса tp = 350 фс в
эпитаксиальных пленках GaN.
7. На установке на основе инфракрасного титан-сапфирового лазера с длиной волны = 1.03 мкм и длительностью лазерного импульса tp = 350 фс выполнено облучение участка светодиодной пленки на основе GaN лазерным излучением, сфокусированным сквозь светодиодную пленку на заданной глубине. Выполнено отделение облученного участка пленки от объемного кристалла GaN.
8. Для демонстрации работоспособности методик отделения полученные свободные пленки и структуры на основе GaN были использованы для создания работоспособных образцов вертикальных полупроводниковых приборов.
Объекты и методы исследования
1. При исследовании взаимодействия лазерного излучения с GaN
полупроводниковые структуры были представлены MOCVD структурами n-
GaN/Al2O3 с толщиной пленки n-GaN от 5 до 10 мкм и HVPE структурами n-
GaN/n+-GaN/Al2O3 с толщиной пленок n-GaN и n+-GaN от 15 до 30 мкм. Толщина
подложки сапфира была равна 300 мкм. Диаметр образцов — 2 дюйма (50.8 мм).
2. При отработке методики контроля и поддержания параметров лазерного
облучения учитывались длина волны и энергия лазерного излучения, диаметр
лазерного пятна и шаг облучения, структурные особенности пленок нитрида
галлия.
3. Свободные пленки n-GaN размером от 0.5 х 0.5 мм2 до 2 х 2 мм2,
отделенные импульсным инфракрасным CO2-лазером с длиной волны = 10.6 мкм.
4. Реализация тестового образца вертикальной структуры диода Шоттки,
получена на основе свободных пленок n-GaN размером 1 х 1 мм2, отделенных
импульсным инфракрасным CO2-лазером с длиной волны = 10.6 мкм и
длительностью лазерного импульса tp = 60 нс.
5. Реализация вертикальных светодиодных структур, получена на основе
пленок n-GaN размером 0.5 х 0.5 мм2, отделенных импульсным инфракрасным
титан-сапфировым лазером с длиной волны = 1.03 мкм и длительностью
лазерного импульса tp = 350 фс.
6. Информация о характеристиках полупроводниковых структур и приборов
получена как в результате численных расчетов, так и экспериментов.
Экспериментальные исследования были выполнены с помощью оптического
микроскопа, установки для рентгеноструктурного анализа, сканирующей
электронной и атомно-силовой микроскопии, катодолюминесценции и
рамановской спектроскопии.
Основные положения, выносимые на защиту
1. Отделение тонких пленок нитрида галлия от объемных кристаллов
нитрида галлия возможно за счет эффекта поглощения ИК излучения на свободных
носителях заряда в слоях нитрида галлия при различии концентрации свободных
электронов в подложке и отделяемой пленке.
2. Отделение слабо легированных слоев нитрида галлия и структур на его
основе возможно за счет поглощения ИК излучения фононами в сапфировой
подложке.
-
Пороговая плотность мощности излучения импульсного СО2-лазера, необходимая для отделения пленок и структур на основе GaN от подложек GaN, примерно в 2 раза меньше, чем плотность мощности, необходимая для отделения пленок и структур на основе GaN от сапфировых подложек.
-
Экспериментально показано, что эффект нелинейного многофотонного поглощения может быть использован для отделения слоев GaN заданной толщины, путем фокусировки излучение фемтосекундного лазера в заданной точке объема прозрачного кристалла GaN.
Достоверность полученных результатов
Достоверность полученных результатов определяется использованием современных экспериментальных методик и методов расчета, воспроизводимостью результатов, согласием полученных результатов с существующими литературными данными в случаях, когда такое сопоставление возможно.
Апробация работы
Основные результаты диссертационной работы докладывались и
обсуждались на международных конференциях и семинарах:
1st International School and Conference on Optoelectronics, Photonics, Engineering and Nanostructures (Россия, Санкт-Петербург, 2014);
XII Российская Конференция по Физике Полупроводников (Россия, Звенигород, 2015);
Международный форум «Микроэлектроника 2016» (Россия, Респ. Крым, Алушта,
2016);
Результаты обсуждались на семинаре в ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН (Россия, Санкт-Петербург, 2017).
Публикации автора
По материалам диссертации опубликовано 5 работ, из них 2 тезиса доклада и 3 статьи, входящие в "Перечень рецензируемых научных изданий, в которых должны быть опубликованы результаты диссертаций на соискание ученой степени кандидата наук". Список опубликованных статей приводится в конце автореферата.
Личный вклад автора
Основные результаты, полученные в работе, получены непосредственно автором. Автор участвовал в создании, настройке и испытаниях лазерной установки по отделению тонких пленок и полупроводниковых GaN структур. Выбор общего направления исследования, постановка рассматриваемых задач, обсуждение и обработка полученных результатов осуществлялись автором совместно с научным руководителем.
Структура и объем диссертации
Диссертация состоит из введения, 7 глав, заключения и списка литературы. Общий объем диссертации 197 страниц, включая 70 рисунков и 4 таблицы. Список литературы включает 225 библиотечных названий и 3 публикации автора. Нумерация литературы сквозная. Нумерация рисунков многоуровневая (включает номер главы). Нумерация формул многоуровневая (включает номер пункта).
Сапфир
Подложки из сапфира являются одними из самых распространенных для гетероэпитаксии GaN. Эпитаксиальный рост GaN на сапфире методом хлорид-гидридной газофазной эпитаксии (HVPE - Hydride Vapour Phase Epitaxy) был впервые описан в работе Маруськи [54].
Основным преимуществом эпитаксиального выращивания GaN на сапфире является относительно низкая стоимость сапфировых подложек. При этом технология получения сапфировых подложек достаточно хорошо отработана, что позволяет получать сапфировые подложки разного диаметра и хорошего качества с конкретными параметрами под ту или иную задачу. Однако, у технологии роста GaN на сапфире есть недостатки, ухудшающие качество эпитаксиальных пленок GaN и характеристики конечного прибора.
Во-первых, рассогласование параметров решеток GaN (AGaN = 3.189 нм) и сапфира (AsapP = 4.758/л/знм) достигает 16 % [10, 55, 56]. Такая большая разница в постоянных решетки приводит к возникновению в пленке GaN большого числа дислокаций (рис. 1.1). Плотность дислокаций в образцах GaN, выращенных на сапфировых подложках, составляет от 107 до 109 см-2 [57–60]. Для уменьшения плотности дислокаций можно увеличивать толщину наращиваемого GaN или же применять технологию эпитаксиального разращивания ELOG (epitaxial lateral overgrowth). Однако, стоимость выращенных таким методом кристаллов GaN резко повышается за счет трудного и времязатратного ростового процесса [60].
Во-вторых, тепловые характеристики GaN и сапфира сильно отличаются. Так коэффициент теплового расширения GaN (3.17 10-6 К-1) меньше, чем у сапфира (5 10-6 К-1), поэтому в конце процесса роста при остывании в GaN появляются термонапряжения, которые носят сжимающий характер [9, 10, 11]. В итоге пленка GaN и сапфировая подложка при остывании до комнатной температуры изгибаются, а при резком охлаждение наблюдается растрескивание наращиваемой структуры (рис. 1.2). В-третьих, высокомощные приборные GaN структуры на основе сапфира имеют ограничения на максимальные рабочие токи [22–25]. Ограничение связано с тем, что из-за низкого коэффициента теплопроводности сапфира от приборной структуры отводится малое количество тепловой энергии, выделяющейся при ее работе. Поэтому приходится либо ограничивать максимальную рабочую мощность прибора, либо применять дополнительные меры по охлаждению приборной структуры, которые увеличивают ее стоимость и габариты.
В-четвертых, сапфир, в отличие от GaN, не пропускает электрический ток. Поэтому при изготовление подобных приборных структур контакты размещаются на одной стороне (рис. 1.3, б). Данное ограничение приводит к необходимости проведения дополнительных технологических циклов изготовления приборной структуры для нанесения контактов. Таким образом, происходит как усложнение технологического процесса, так и усложнение конструкции приборной структуры, что увеличивает площадь, занимаемую каждым отдельным элементом. Следовательно, площадь подложки, используемая для производства приборов, расходуется менее эффективно, что отрицательно сказывается на конечной стоимости прибора. Также из-за одностороннего расположения контактов инжекция носителей заряда в рабочую область прибора происходит неравномерно (рис. 1.3). Поэтому фактически работает не весь прибор, а только его часть, что ухудшает его рабочие параметры [14–18]. Зачастую это приводит к тому, что приходится вместо одного высокопроизводительного элемента использовать набор из таких элементов, которые в совокупности обеспечивают приемлемые рабочие характеристики.
В-пятых, при изготовление сложных полупроводниковых структур важно точно контролировать концентрацию примесей в активной области приборной структуры. Однако, при гетероэпитаксии GaN на сапфире имеет место неконтролируемое легирование кислородом, заимствуемым из подложки [61–63]. Нежелательное легирование приводит к возрастанию концентрации свободных носителей заряда (электронов), что может привести к отклонению рабочих характеристик прибора от заданных.
Таким образом, использование сапфировой подложки не позволяет достичь теоретически возможных характеристик GaN приборов. Тем не менее, большинство полупроводниковых приборов на основе GaN, от которых не требуются высокие рабочие характеристики, успешно производятся на сапфире.
Влияние длительности лазерного импульса и диаметра лазерного пятна на толщину слоя n-GaN, нагретого до температуры диссоциации, величину и положение температурного максимума
На рис. 3.10, a и b представлены расчетные кривые максимальной температуры в сапфировой подложке Tmax (кривые 1) и на границе n-GaN/Al2O3 Tn/s (кривые 2), а также толщины слоя n-GaN, прогреваемого до Tdiss от единичного лазерного выстрела, Ldiss,n (кривые 3) в зависимости от длительности лазерного импульса tp и диаметра лазерного пятна d. Кривые представляют результаты численного моделирования температурных профилей.
Как видно из рис. 3.10, a, при уменьшении длительности лазерного импульса до 10 нс и сохранении энергии импульса постоянной I0 = 40 мкДж толщина Ldiss,n увеличивается. При tp 10 нс наблюдается уменьшение Ldiss,n. Это связано с увеличением плотности мощности W 1/tp в месте облучения при tp 10 нс и уменьшением характерной длины термодиффузии Ln = (Dntp)1/2 при tp 10 нс.
Так, при tp 10 нс плотность мощности W 1/tp растет компенсируя уменьшение длин термодиффузии Ln и Ls, что приводит к росту максимальной температуры в сапфире Tmax и на границе n-GaN/Al2O3 Tn/s. В результате чего, за время облучения tp выделившаяся тепловая энергия, возникшая при поглощении энергии лазерного излучения I0, «успевает» распределиться между сапфиром и n-GaN, приводя к росту Ldiss,n.
При tp 10 нс тепловая энергия локализуется в очень малой области за счет существенного уменьшения длин термодиффузии Ln и Ls. В результате чего, также уменьшается доля энергии, «вытекающей» из сапфира в пленку n-GaN, что приводит к резкому росту Tmax и Tn/s, а Ldiss,n уменьшается.
При отделении тонких пленок GaN от ростовых подложек длительность лазерного импульса tp определяет максимальную высоту рельефа поверхности (шероховатость) пленки, по которой происходило отделение. Шероховатость отделенной пленки зависит от толщины слоя, нагреваемого до температуры Tdiss. Из рис. 3.10, а видно, что толщина слоя n-GaN прогреваемого до Tdiss существенно уменьшается при длительности лазерного импульса tp 10 нс. Так, уменьшение tp с 10 нс до 100 пс приводит к уменьшению Ldiss,n от 0.19 до 0.07 мкм. Следовательно, уменьшение tp приводит к уменьшению глубины полостей, образовавшихся при диссоциации GaN, что уменьшает шероховатость отделенных пленок. Таким образом, для уменьшения шероховатости поверхности отделенной пленки необходимо уменьшать время облучения с переходом в пико-или фемтосекундный диапазон tp. Из рис. 3.10, б видно, что уменьшение d от 20 до 15 мкм приводит к росту Tn/s и Tmax. Поэтому энергия лазерного излучения, необходимая для нагрева n-GaN до температуры диссоциации, может быть снижена. При уменьшении d сила, с которой газообразный азот, находящийся под давлением p 105 бар, действует на пленку в одной сферической полости уменьшится от 2.5 до 0.6 кгс [A3]. Таким образом, для того, чтобы избежать растрескивания пленки необходимо фокусировать лазерный луч в пятно с минимально возможным диаметром.
Облучение пленок GaN большой площади инфракрасным лазерным излучением
В п. 5.1 показано, что взаимодействие инфракрасного лазерного излучения с GaN может приводить к его термической диссоциации с образованием полости, заполненной Ga и N2 на границе раздела материалов (гл. 3, п. 3.8). Данный результат означает, что совокупность близкорасположенных полостей (п. 5.4), может привести к их объединению. В результате чего, может произойти отслоение пленки GaN от подложки.
На рис. 5.6 показана оптическая фотография образца n-GaN/Al2O3 после облучения наносекундным импульсным CO2-лазером на разработанной нами лазерной установке (гл. 4). Видно, что объединение полостей может привести к образованию трещины (рис. 5.6, а) или же к выкалыванию кусочка облученного участка пленки GaN (рис. 5.6, б). Это связано с тем, что в результате объединения отдельных полостей, заполненных N2 (рис. 5.2), под поверхностью пленки GaN образовался газовый пузырь размер, которого близок к размеру облученного участка. Поэтому пленка деформировалась, что привело к ее растрескиванию или выкалыванию кусочка GaN.
Для устранения данного явления необходимо обеспечивать отвод газообразного N2 от места диссоциации GaN. Для этого импульсным CO2-лазером (п. 4.3) производилось разрезание пленки GaN на отдельные чипы (рис. 4.5). После чего облучение импульсным CO2-лазером начиналось так, чтобы край первого ряда полостей (рис. 5.5) соприкасался с каналом. В результате чего, N2 должен был выйти из полости через предварительно подготовленный канал (рис. 5.7). Также разделение пленки на отдельные области позволит частично уменьшить напряжения в пленке GaN, что должно что снизить вероятность возникновения трещин в объеме облучаемого участка пленки в процессе лазерного сканирования [207].
На рис. 5.8 и рис. 5.9 представлены оптические микрофотографии на просвет MOCVD образца n-GaN/Al2O3 и HVPE образца n-GaN/n+-GaN/Al2O3, облученных инфракрасным ( = 10.6 мкм) лазерным излучением с tp = 64 нс, со стороны пленки n-GaN. Из представленных рисунков видно, что соблюдение вышеперечисленных условий привело к успешному облучению участков образцов размером от 0.5 х 0.5 до 1 х 1 мм2 без их повреждения и общим размером облученной области от 2 х 2 до 4 х 4 мм2. Так, за счет правильно подобранных плотности мощности в импульсе W и расстояния между полостями в результате лазерного облучения на пленках образовались области, в которых произошло полное отделение пленки за счет объединения отдельных полостей без их выкалывания. При этом наличие каналов способствовало стравливанию газообразного N2 из-под поверхности данных областей, что сохранило целостность облученных участков пленки n-GaN. Стоит отметить, что размер отдельных облучаемых участков пленок не ограничивается 1 х 1 мм2, а мог быть задан в пределе значений от 0.5 х 0.5 мм2 до 2 х 2 мм2.
Отделенные пленки GaN и сапфировые подложки
На рис. 6.3 представлено СЭМ-изображение торца образца n-GaN/Al2O3 после облучения наносекундным импульсным CO2-лазером (гл. 4, п. 4.3). Толщина пленки n-GaN равна 10 мкм. Из рис. 6.3, а видно, что на глубине 10 мкм происходило образование полости. Распределение концентрации свободных носителей заряда по глубине пленки было получено из спектров рамановского рассеяния с использованием методики описанной в (гл. 5, п. 5.2) и приведено на рис. 6.3, б. Из представленных результатов можно заключить, что при облучении лазерным излучением с = 10.6 мкм поглощение энергии лазерного излучения действительно происходит на границе n-GaN/Al2O3. Так, слабо легированный слой n-GaN прозрачен для ЛИ, а сапфировая подложка поглощает основную долю энергии ЛИ, нагревая тонкий слой GaN. В результате чего, происходит диссоциация тонкого слоя GaN и образование полости на границе раздела n-GaN/Al2O3. Данный результат хорошо согласуется с результатами численного моделирования динамики нагрева GaN на интерфейсе GaN/сапфир излучением наносекундного импульсного CO2-лазера, представленного в гл. 3, п. 3.8.1.1.
Микрофотография N-полярной стороны пленки n-GaN толщиной 6 мкм, перенесенной на стеклянную подложку на фоне распечатанного текста показана на рис. 6.4, а. Размер отделенного участка пленки равен 1 1 мм2. Темные пятна на пленке – следы Ga, возникшего при диссоциации GaN. Пленка имеет периодическую неоднородную поверхность в виде шестигранников, возникшую в результате лазерного сканирования. Отметим, что N-полярная сторона отделенной пленки n-GaN получается профилированной в виде матрицы из близко расположенных микролинз и оптически искажает текст, находящееся под ней.
Исследование СЭМ и АСМ-изображений N-полярной стороны, отделенных пленок n-GaN (рис. 6.5, а и б) показало, что неровности, возникшие в результате лазерного сканирования, имеют выпуклую форму в виде микролинз. Расстояние между центрами неровностей составляет 30–35 мкм. В центре каждой неровности присутствует область диаметром 15–20 мкм, в которой происходила диссоциация GaN. На рис. 6.4, б эти области видны в виде небольших темных точек в центре шестигранников. На пленке присутствуют капли Ga, оставшиеся после сканирования импульсным лазером (рис. 6.5, а). Вокруг каждой области диссоциации образовывалась микротрещина протяженностью 10–15 мкм, распространяющаяся вдоль интерфейса n-GaN/сапфир и вглубь пленки. Угол к поверхности подложки, под которым уходят микротрещины, вычислялся по углу наклона кривой, описывающей профиль поверхности свободной пленки n-GaN (рис. 6.5, б). Для пленок толщиной 6 и 9 мкм он составлял 2.4 и 1.2 соответственно. Максимальное значение шероховатости при этом равнялось 0.45 и 0.21 мкм соответственно. Отметим также, что при лазерном сканирование пленок толщиной менее 6 мкм возрастала вероятность выкалывания пленки.
На СЭМ и АСМ-изображениях (рис. 6.6, а и рис. 6.6, б) подложки сапфира после отделения пленки n-GaN наблюдается картина аналогичная наблюдаемой на N-полярной стороне отделенной пленки. Из рис. 6.6, а видно, что после отделения пленки на поверхности сапфира остаются лунки, в центре которых наблюдаются темные участки диаметром 15–20 мкм. Исследование с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии показало, что в данных областях наравне с атомами Ga и N присутствуют в больших количествах атомы Al и О. Таким образом, темные участки в большей степени представляют собой сапфир, в котором произошло поглощение излучения наносекундного импульсного CO2-лазера. Вокруг областей диссоциации присутствуют островки GaN, оставшиеся после отделения пленки. Из рис. 6.6, а и рис. 6.6, б видно, что после зоны диссоциации появляется трещина, имеющая как латеральную, так и вертикальную составляющую, из-за которой трещина уходит вглубь пленки [176, 216]. Близкое расположения полостей ограничивает распространение трещин, что приводит к формированию шестигранных лунок на подложке и микролинз на отделенной пленке (рис. 6.4, б и рис. 6.5, а).
Поляризованные спектры рамановского рассеяния ростовой подложки сапфира после отделения от нее пленки n-GaN толщиной 9 мкм показаны на рис. 6.7. Спектры измерены в шести равноудаленных друг от друга точках.
Первая точка (p.1) была выбрана на границе между двумя соседними лунками, а последняя точка (p.6) совпадала с центром лунки (рис. 6.6, а и рис. 6.6, б). Для удобства анализа каждый спектр сдвинут по вертикальной шкале, и его интенсивность увеличена в соответствии с коэффициентом, указанным рядом со спектром. В спектре, измеренном в точке p.1, кроме линий сапфира (они отмечены на рисунке знаком звездочка ) регистрируется также линия на частоте со = 569.3 см"1. Эту линию следует отнести к фононной моде GaN симметрии E2(high), наблюдение которой в рамановском спектре этого материала разрешено правилами отбора для используемой геометрии рассеяния [217]. Регистрация фононной моды GaN в этом спектре, свидетельствует о сохранении слоя GaN на границе между двумя соседними лунками. Однако, как можно заключить из анализа отношения интенсивности линии сапфировой подложки на частоте w = 417 см"1 к интенсивности фононной моды GaN на частоте со = 569.3 см"1, толщина слоя GaN по мере приближения к центру лунки существенно уменьшается. Об этом же свидетельствуют масштабирующие множители для спектров, полученных в точках p.1–p.6. Качественно наше заключение, полученное из анализа рамановских спектров, хорошо коррелирует с данными, полученными методом атомно-силовой микроскопии, представленными на рис. 6.5, а и рис. 6.5,6.
Можно отметить, что по мере приближения к центру лунки в рамановских спектрах наблюдается низкочастотный сдвиг положения максимума фононной линии E2(high). Так, для точки p.1 эта линия находится на частоте со = 569.3 см"1, а в точке p.6 она регистрируется уже на частоте со = 564.2 см"1. Известно, что значение частоты фонона симметрии E2(high), очень чувствительно к величине и знаку механических напряжений в плоскости слоя GaN. При этом высокочастотный сдвиг этой моды по отношению к ее положению в объемном недеформированном GaN (со = 567.8 см"1) указывает на наличие сжимающих напряжений, а низкочастотный сдвиг свидетельствует о присутствии растягивающих напряжений. С использованием констант деформационных потенциалов фононных мод GaN, полученных в работе [217], мы выполнили оценки величин напряжений в плоскости в точках p.1–p.6 для оставшегося на подложке слоя n-GaN. Для точек p.1 и p.2 эти оценки дают близкие значения (xx) = -0.59 ГПа, причем знак этих напряжений указывает на сжатие слоя GaN в направлении перпендикулярной оси C, что типично для роста этого материала на подложке сапфира. Однако начиная с точки p.3 знак напряжений меняется, что говорит о наличии деформации растяжения в точках p.3–p.6. Оценки показывают, что величина растягивающих напряжений в точке p.3 составляет (xx) = +0.33 ГПа и затем монотонно увеличивается к центру лунки, достигая в точке p.6 значительного значения (xx) = +1.33 ГПа.
Наряду с изменением знака напряжений по направлению к центру лунки можно отметить также монотонное увеличение ширины на половине высоты фононной линии E2(high). Так, если для точки p.1 его значение FWHM = 4.0 см-1, то в точке p.6 значение этого параметра составляет уже FWHM = 13.0 см-1. Кроме того, для точек p.5 и p.6 в спектрах кроме уширенной линии E2(high) наблюдается широкая спектральная полоса, простирающаяся от 500 до 750 см-1. Эта полоса коррелирует с областью дисперсии высокочастотных оптических фононов и воспроизводит плотность фононных состояний в дефектных кристаллах GaN [218]. Несомненно, что отмеченные выше особенности спектров свидетельствуют о наличии большого количества структурных дефектов в слое n-GaN, который примыкает непосредственно к подложке. Нетипичный для роста GaN на сапфире растягивающий характер напряжения указывает на сильный эффект воздействия лазерного излучения на слой n-GaN, что и привело к возникновению микротрещин и последующему отделению пленки.
На основе вышеприведенных результатов может быть сделан вывод о том, что при облучении образца большая часть поглощенного лазерного излучения нагревала сапфир, что приводило к разогреву слоя n-GaN, прилегающего к сапфиру. При достаточном разогреве GaN происходила его диссоциация на Ga и газообразный N2 и, как следствие, между пленкой n-GaN и подложкой сапфира образовывалась полость с избыточным давлением N2 и каплями Ga. Величина давления в момент образования полости могла достигать значений более 105 бар при температурах 2090 К и выше [97, 176, 219]. При достаточно близком расположении полостей происходило их объединение, что приводило к формированию тонкого ( 0.5 мкм) сильно ослабленного слоя GaN вблизи интерфейса n-GaN/Al2O3. Наличие данного слоя привело к практически полному отделению облученного участка пленки GaN от сапфировой подложки. Данный результат хорошо согласуется с результатами численного моделирования, представленного в гл. 3, п. 3.8.1.