Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Широкозонные полупроводниковые соединения AN 9
1.1. Свойства полупроводниковых соединений А N. 9
1.2. Методы синтеза соединений A3N . 12
1.3.1. Газофазная эпитаксия из металлорганической фазы 13
1.3.2. Молекулярно-лучевая эпитаксия. 16
1.3.3. Хлорид-гидридная газофазная эпитаксия. 18
1.3.4. Проблемы синтеза алюмосодержащих нитридов методом ХГФЭ 21
1.4. Механизм формирования эпитаксиальных слоев А N при осаждении из газовой фазы. 25
1.5. Подложки для энитаксиального осаждения соединений AN 28
1.6. Свойства эпитаксиальных слоев GaN, синтезированных различными методами. 32
1.7. Легирование эпитаксиальных слоев GaN . 34
1.8. Метод селективного химического травления дислокационных дефектов в GaN. 37
1.9. Твердотельные источники света на основе соединений A3N 40
Глава 2 Методики синтеза и исследования эпитаксиальных слоев и гетероструктур 42
2.1 Установка синтеза 42
2.2 Методика осаждения эпитаксиальных слоев 46
2.3 Методики исследования слоев GaN, AlGaN, A1N и гетероструктур GaN/GaAIN 48
Глава 3 Синтез и исследование свойств эпитаксиальных слоев 50
3.1 Осаждение и исследование свойств нелегированных слоев и- GaN. 50
3.2 Синтез и исследование свойств эпитаксиальных слоев п-GaNI:Si 55
3.3 Синтез и исследование свойств эпитаксиальных слоевp-GaN:Mg 66
Глава 4 Синтез алюмосодержащих соединений А N методом ХГФЭ . 70
4.1 Синтез слоев A1N методом ХГФЭ и исследование их свойств. 70
4.2 Осаждение эпитаксиальных слоев AlxGai.xN (0<х<0.3) на подложках 6H-SiC 75
4.3 Осаждение слоев AIGaN на сапфировых подложках. 80
4.4. Фотоэлектрические свойства эпитаксиальных слоев n-AlGaN 85
4.5. Активация акцепторной примеси в слоях AIGaN:Mg и исследование механизмов протекания тока в контактах к слоям Pd-p- А1 0.06 Ga 0.94 N:Mg 89
Глава 5 Формирование многослойных гетероструктур в системе AlGaN/GaN 92
5.1. Структурные свойства гетеростругкур 92
5.2. Электролюминесцентные характеристики р-п переходов в гетероструктурах GaN/AlGaN. 95
Выводы 98
Список цитируемой литературы. 100
- Методы синтеза соединений A3N
- Легирование эпитаксиальных слоев GaN
- Методики исследования слоев GaN, AlGaN, A1N и гетероструктур GaN/GaAIN
- Синтез и исследование свойств эпитаксиальных слоевp-GaN:Mg
Введение к работе
Актуальность темы
Последнее десятилетие XX века ознаменовалось стремительным прогрессом в технологии полупроводниковых приборов на основе нитридов III группы -GaN, InN, AIN. Прежде всего, эти широкозонные материалы нашли применение при создании твердотельных источников света (светодиодов) синей, фиолетовой и зеленой областей спектра, а так же приборов, работающих в ультрафиолетовом диапазоне. Развитие технологии полупроводниковых приборов, основанных на широкозонных соединениях, обусловлено усовершенствованием методов синтеза материалов и применением новых подходов в процессе эпитаксиального роста плёнок нитридов. В 1990-2002 годах ряд научных коллективов стран Европы, США и Японии провёл большой объем научных исследований, посвященных GaN и твердым растворам InGaN, AlGaN {1]. Было развито промышленное производство приборов, основанных на соединениях А N. Однако, опубликованные данные об оптимальных режимах эпитаксиального выращивания и легирования GaN, структурных свойствах эпитаксиальных слоев, их физических и химических свойствах носят противоречивый характер.
Метод хлорид-гидридной газофазной эпитаксии (ХГФЭ) широко применим в росте эпитаксиальных слоев соединений A3N. Этот метод пригоден для проведения эпитаксии с высокими скоростями осаждения (десятки микрон в час), что делает его очень удобным для формирования толстых слоев и синтеза квазиобъемных кристаллов нитридов [2,3]. Альтернативным применением метода ХГФЭ является осаждение тонких слоев при относительно малых скоростях роста (5-20 микрон в час), что позволяет получать в одном ростовом процессе высококачественные эпитаксиальные слои разного состава и разного типа проводимости при изменении состава газовой фазы. Этим обусловливается принципиальная возможность к формированию многослойных гетероструктур методом ХГФЭ в системе AlGaN/GaN, однако практические результаты, достигнутые в этой области исследований, весьма незначительны. Лишь недавно появились публикации, в которых сообщается о синтезе светодиодных гетероструктур методом ХГФЭ в системе AlGaN/GaN [4].
Кристаллическое качество эпитаксиальных слоев является критичным параметром любой приборной структуры. Из-за технологических проблем и дороговизне методов синтеза объемных кристаллов GaN до сих пор не создано промышленного метода получения родственных подложек. Как правило, эпитаксия этих соединений проводится либо на подложках SiC разных политипов, либо на сапфире. Вследствие рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки, различий в коэффициентах термического расширения, кристаллическое качество пленки во многом определяется начальной стадией роста. Для осаждения качественных слоев необходимо согласование режимов обработки поверхности подложки (азотирование) и условий эпитаксиального роста пленки, что значительно усложняет процесс синтеза нитридов.
Создание любых полупроводниковых приборов невозможно без технологии синтеза материалов п и р-типа проводимости. Контролируемый уровень легирования и сохранение кристаллического совершенства пленки с увеличением концентрации примеси - еще одна важная задача синтеза. В широкозонных соединениях А N долгое время существовала проблема получения материалов р-типа проводимости. Донорная природа большинства собственных дефектов и фоновых примесей в нитридах приводит к компенсации акцепторной примеси, в качестве которой используется Mg. Вследствие этого активация примеси требует дополнительных технологических процедур.
Слои твердых растворов AlxGai.xN широко применимы в технологии нитридов, причем AlxGa(.xN может быть как частью приборной структуры, так и служить буферным слоем между подложкой и структурой, Как правило, в научной литературе высказывается мнение о невозможности осаждения кристаллически-совершенных слоев твердых растворов AlxGaj.xN и A1N из хлоридной газовой фазы вследствие высокой реакционной способности паров трихлорида алюминия в температурном диапазоне синтеза нитридов (800 С -1100С), приводящее к разрушению кварцевых частей установок, загрязнению эпитаксиальных слоев кремнием. Синтезируемый при этом материал демонстрирует неприемлемое для приборных структур качество. Существует весьма ограниченное количество публикаций, в которых сообщалось бы о синтезе кристаллически-совершенных слоев A]xGaj.xN методом ХГФЭ,
Также, отмечается невозможность получения слоев AlxGa],xN р-типа проводимости методом ХГФЭ вследствие неконтролируемого их легирования во время синтеза атомами донорной примеси (Si), источником которых является материал реактора [5].
Таким образом, исследование газофазных реакций и изучение особенностей эпитаксии A1N и AlGaN нитридов в хлорид-гидридной системе является важной исследовательской работой, результатом которой может стать развитие технологии ХГФЭ и достижение эффективного и экономичного метода для производства светодиодов УФ и синего диапазона.
Цель работы состояла в изучении закономерностей осаждения алюмосодержащих соединений A"N из хлоридной газовой фазы с последующим формированием многослойных гетероструктур в системе AlGaN/GaN.
Научная новизна работы состоит том, что была разработана методика формирования многослойных гетероструктр в системе Ga-Al-HCl-NH3-Ar, включая следующие аспекты: - исследованы особенности процесса легирования эпитаксиальных слоев нитридов при их синтезе методом ХГФЭ. Выявлены параметры синтеза, позволяющие контролировать степень легирования как донорными, так и акцепторными примесями. Предложен и реализован метод синтеза слоев n-GaN:Si при использовании кристаллического кремния в качестве источника легирующей примеси. Впервые методом ХГФЭ сформированы структуры AlGaN: Mg, обладающие р-типом проводимости, установлены условия активации акцепторной примеси; - изучены условия формирования из хлоридной газовой фазы эпитаксиальных слоев A1N и твердых растворов AlxGai.xN в широком диапазоне содержания компонентов. Предложена методика предварительной обработки поверхности сапфировых подложек в газовой фазе, целесообразная для улучшения кристаллического качества эпитаксиальных слоев. Продемонстрирован направленный синтез кристаллически-совершенных слоев AIxGa[.xN заданного химического состава. - в результате проведенных исследований о влиянии параметров газовой фазы на свойства эпитаксиальных слоев, предложена и реализована методика осаждения из хлоридной газовой фазы многослойных гетероструктур с заданной толщиной и составом составляющих слоев общего вида u-GaN /n-GaN /n-AlGaN/ p-GaN.
Практическая ценность работы.
В данном исследовании была показана возможность формирования гетероструктр в системе AlGaN/GaN из хлорид-гидридной газовой фазы, что делает возможным применение полученных результатов при разработке технологии светодиодных структур синего диапазона методом ХГФЭ.
Апробация результатов. Материалы диссертационной работы докладывались на следующих конференциях и семинарах:
3-ий Международный семинар по карбиду кремния и родственным материалам ISSCRM-2000. Великий Новгород, 2000г. - 4-е Всероссийское Совещание " Нитриды галлия, алюминия, индия- структуры и приборы". С-Петербург, 2000г.
1-я Всероссийская Конференция "Нитриды галлия, индия и алюминия".
Москва, 2001г.
4th International Conference on Nitride Semiconductors ICNS-4., USA, Denver
2001г.
IV Международная конференция "Химия высокоорганизованных веществ и научные основы нанотехнологии. С-Петербург, 2004 г.
Положения, выносимые на зашиту.
1 .Формирование гетероструктур в системе AlGaN/GaN реализовано методом хлорид-гидридной газофазной эпитаксии.
2.Использование кристаллического кремния в качестве источника донорной примеси позволяет проводить управляемое легирование слоев GaN в широком диапазоне содержания легирующей примеси при сохранении кристаллического совершенства слоев.
З.Вхождение A1N в твердую фазу при синтезе трехкомпонентных твердых растворов AlxGa i-^N лимитируется побочными реакциями в газовой фазе.
4. Улучшение структурных свойств эпитаксиальных слоев твердых растворов AlxGai.xN достигается предварительным формированием буферного слоя оксинитридов на поверхности сапфира.
5. Дырочная проводимость в структурах Al4Ga|.xN:Mg реализуется при содержании A1N менее 0.L Структуры с составом по A1N>0.1 являются изолирующими или п-ти па проводимости вследствие высокой концентрации структурных дефектов донорной природы.
Публикации: Основные результаты работы опубликованы в 10 печатных работах, в том числе в 5 научных статьях и в материалах 5 конференций.
Структура и объем. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав заключения и списка литературы, изложенных на 108 машинописных листах. Диссертация включает так же 62 рисунка, 6 таблиц и список литературы из 103 наименований.
Первая глава содержит обзор литературы по свойствам широкозонных полупроводниковых соединений типа A3N. Приводятся основные методы синтеза нитридов. Раскрывается проблема синтеза алюмосодержащих соединений методом ХГФЭ.
Вторая глава содержит описание применявшегося технологического оборудования, приводятся методики эпитаксиального осаждения соединений
А N и методы исследования полученных образцов.
В третьей главе обсуждаются результаты экспериментов по оптимизации параметров газофазного осаждения нелегированных слоев u-GaN. Приводятся характеристики легированных слоев n-GaN;Si и p-GaN:Mg и обсуждаются особенности проведения легирования донорными и акцепторными примесями в методе ХГФЭ.
В четвёртой главе обсуждаются результаты экспериментов по осаждению алюмосодержащих нитридов (A1N и твердых растворов AIxGai.xN) методом
ХГФЭ и получению слоев AlGaN:Mg р-типа проводимости.
В пятой главе обсуждаются результаты исследований структурных, оптических и электрических свойств многослойных гетероструктур в системе AlGaN/GaN
Методы синтеза соединений A3N
Высокие температуры плавления и соответствующее им давление азота (например, для GaN Тпл -2791 К и Р N2=4 ГПа) препятствуют применению традиционных методов синтеза объемных кристаллов путем кристаллизации из стехиометрических расплавов, таких как метод Бриджмена и метод Чохральского. Выращивание из нестехиометрическх расплавов также затруднено из-за малой растворимости азота в расплавах металла. Например, растворимость азота в расплаве галлия при 1200С и Р №= 8 кбар составляет 10"5ат.%. При таких концентрациях азота скорости кристаллизации пленок GaN не превышают 0.04 мкм/ч. Увеличение температуры и давления способствует увеличению растворимости азота; для того же GaN при 1800С и PN2= 20 кбар растворимость азота в жидком галлии составляет 0.01 ат.%. При тех же условиях растворимость азота в жидком алюминии составляет 0.05 ат.%. При Р N2= 20 кбар и температуре 940С растворимость азота в жидком индии равна 5.6 10"5ат.%. Несмотря на указанные трудности, предпринимались многочисленные попытки получения монокристаллов бинарных нитридов с использованием реакций прямого азотирования металлов. Привлекательность этого направления в технологии изготовления кристаллического материала связана прежде всего с тем, что в реакционной смеси присутствуют только компоненты соединения, поэтому получающийся продукт наименее загрязнен посторонними примесями.
Впервые порошок A1N был получен в 1862 году при взаимодействии расплава А1 и N2 [16]. Недостаток метода прямого синтеза заключается в пассивации поверхности расплава пленкой AlN,4TO препятствует дальнейшему протеканию реакции. Более распространенным методом производства порошка A1N является реакция взаимодействия AlFj и газообразного аммиака при высоких температурах (Т 1000С) [171: Давление аммиака в системе должно быть не ниже 1 атм.; образующийся в результате взаимодействия газообразный HF необходимо немедленно удалять из реакционной камеры. В 1932 году был предложен метод синтеза порошка GaN, заключающийся во взаимодействии металлического Ga и газообразного аммиака при нагревании примерно до 1000С [18]: В 1970-х годах этот метод был усовершенствован [19]. Лодочка с металлическим галлием загружалась в кварцевую реакционную камеру, помещенную внутрь резистивного нагревателя. Над лодочкой продувалась газовая смесь, состоящая из азота и аммиака. При Т 1000С наблюдалось образование тонкой металлической пленки GaN на поверхности расплавленного металла. В результате синтеза были получены объемные кристаллы GaN в виде иголок и призм величиной ДО 500 МКМ. Ранние этапы развития технологии соединений A3N позволили определить базовые принципы получения монокристаллов, установить кристаллическую структуру, параметры решетки, исследовать оптические и электрические свойства. Дальнейшим этапом развития технологии стало эпитаксиальное наращивание слоев нитридов на различных подложках.
Методика осаждения эпитаксиальных слоев нитридов из металлорганической газовой фазы получила развитие в конце 70-х годов [20]. В настоящее время эпитаксия из металлорганической фазы (МОГФЭ) стала основным методом промышленного изготовления эпитаксиальных пленок и тонкопленочных структур на основе бинарных нитридов А N и твердых растворов для оптоэлектронных приложений. В основе этой технологии лежит реакция взаимодействия между парами металл оорганических соединений и газообразными гидридами типа NxHy (обычно NHj ), которая происходит на поверхности подложки, нагретой до 800С-1000С. Реагенты поставляются в потоке газа-носителя. Механизм химических превращений, приводящих к образованию пленки нитрида в рассматриваемой системе, сложен и включает комплекс газофазных и поверхностных реакций. Несмотря на то, что механизмы реакций и соответствующие им кинетические параметры синтеза пленок A N изучены недостаточно, метод зарекомендовал себя настолько хорошо (возможностью получения однородных высококачественных слоев соединений большой площади, эффективностью управления ростовыми процессами с прецизионным контролем параметров осаждения, возможностью легирования пленки в процессе роста и т.д.), что в настоящее время он реализован в промышленных установках массового производства пленок и приборных структур на основе А N. Осаждение эпитаксиальных пленок MeN (Ме=А1, Ga, In) методом МОГФЭ традиционно выполняется с использованием смесей триметилалюминия А1(СНз)з, триметилгаллия Са(СНз)з, триметилиндия 1п(СНз)з с аммиаком NHj.
Иногда в качестве металлсодержащих реагентов используются металлоорганические соединения с производными этана, например, триэтилгаллий Ga(C2Hj)3 и другие. В обычных условиях металлорганические соединения представляют собой легко испаряющиеся жидкости. Следует отметить, что металлорганические соединения токсичны и легко воспламеняются на воздухе, что требует специальных мер безопасности при обращении с ними. Током газа-носителя пары металлорганических соединений из термостатированных испарителей поставляются в реакционную зону. Температурный диапазон испарения метал лор гани ки от -30 С до +30С. Типичная схема газораспределительной системы для подачи летучих реагентов в камеру роста показана на рис. 1.2. Процесс образования пленкиАЬГ в методе МОГФЭ может быть описан на примере синтеза A1N следующей последовательностью химических реакций [5]: температуры подложки в рассматриваемых процессах определяются прочностью N-H связей в высокотемпературных комплексах, разрыв которых в конечном итоге приводит к образованию нитрида. Очевидно, что прочность N-H связей в комплексе определяется прочностью связей вещества, используемого в процессе в качестве носителя азота. Стабильность аммиака
Легирование эпитаксиальных слоев GaN
Многие годы проблема легирования GaN для получения материала п-типа проводимости в принципе не ставилась. Сильнодефектные эпитаксиальные слои GaN имели высокую фоновую концентрацию нескомпенсированыых доноров. По мере совершенствования методов эпитаксиального выращивания GaN, фоновая концентрация электронов в материале была снижена до уровня ниже 5х10і6см" при характерной подвижности носителей до 600 CM2ETV [53]. В результате, нелегированные эпитаксиальные слои стали высокоомными, что привело к необходимости легирования для получения слоев п-типа проводимости. Кремний является наиболее распространенной донорной примесью, источником которого служит моносилан S1H4 [54]. Моносилан обычно используют в сильно разбавленных смесях (5-200 ppm) SiH4/H2, S1H4/A1". Использование смесей силана с инертными газами позволяет осуществлять управляемое легирование слоев, однако воспроизводимость результатов ухудшается со временем. Вследствие содержания следов кислорода в инертном газе-разбавителе на уровне нескольких ррт происходит реакция, приводящая к постепенному уменьшению концентрации SitU: Также сообщалось о получении п-типа проводимости при легировании GaN германием, оловом и селеном [55]. В целом, получение материала п-типа не представляет больших трудностей.
Значительно более серьезной проблемой при создании электронных приборов на основе GaN является синтез материала р-типа проводимости. На сегодняшний день, единственной применяемой акцепторной примесью в слоях p-GaN, синтезированных методами газофазной эпитаксии, является Mg. В методе МОГФЭ источником Mg, как правило, служит бисциклопентадиенил магния (Cp2Mg) - умеренно летучее порошкообразное вещество с температурой плавления 176 С. В методе ХГФЭ используют металлический магний, легко вводимый в GaN в процессе эпитаксиального роста. Концентрация введенного Mg может достигать 1020см без существенного ухудшения структурных свойств [56]. Однако, легирование слоев GaN:Mg не приводит к возникновению проводимости р-типа. Слои GaN:Mg -изолирующие. Еще в начале 80-х годов было обнаружено, что в результате локальной обработки электронным пучком GaN:Zn становится ярким люминофором [57]. Аналогичные наблюдения для GaN:Mg были сделаны группой И.Акасаки [58]. Было обнаружено, что после такой обработки GaN:Mg демонстрирует р-тип проводимости (эта процедура получила название "активация р-типа"). Важным достоинством способа получения p-GaN электронным пучком является возможность формирования каналов р-типа проводимости произвольной формы в изолирующем материале при соответствующем управлении электронным пучком [59]. Это существенно расширяет спектр возможных конструкций прибора. В то же время, активация p-GaN электронным пучком является длительной и дорогой процедурой. Первые эффективные светодиоды, созданные группой Ш.Накамуры, также имели р-слои, сформированные обработкой электронным пучком [60].
Однако в последствии, Ш.Накамура обнаружил, что аналогичный эффект может быть достигнут отжигом слоев GaN:Mg в атмосфере азота или в вакууме при температуре 700С в течение 20 минут [61]. Позже была показана возможность применения процедуры быстрого отжига в атмосфере азота (-1100 С, 30 сек.) для активации магния [62]. Подробные исследования, проведенные различными научными группами, показали, что механизм действия любой из вышеперечисленных процедур активации р-типа проводимости в GaN:Mg состоит в удалении из слоя водорода, пассивирующего акцептор. На сегодняшний день, данное объяснение является общепринятым. Аналогичное пассивирующее действие водорода хорошо известно для р-легированных GaAs и твердых растворов AllnP [63]. В частности было показано, что после отжига слоя GaN:Mg в атмосфере азота концентрация атомов водорода значительно уменьшается (по данным вторично-ионной масс-спектроскопии) [64]. Повторное насыщение GaN:Mg водородом, обработкой в водородной плазме [65] или отжигом в среде аммиака [66] снова делает материал изолирующим. Следует отметить, что применение послеростового отжига эпитаксиальных слоев GaN:Mg не всегда приводит к возникновению р-типа проводимости. Успешность эксперимента во многом зависит от кристаллического совершенства слоя и концентрации в нем донорных примесей. Разработана теоретическая модель о роли водорода в GaN:Mg [67], в соответствии с которой при росте GaN:Mg акцептор Mg" компенсируется донором Н+.
При охлаждении эпитаксиального слоя формируются комплексы Mg-N-H(pnc. 1.9). В процессе послеростового отжига в безводородной атмосфере эти комплексы разрушаются, и водород удаляется из эпитаксиального слоя. Другим механизмом может быть компенсация акцептора Mg" вакансиями азота (этот дефект является донором) или донорными примесями: О" или Si". Такой материал и после отжига остается компенсированным. Методом МОГФЭ p-GaN был впервые получен более десяти лет назад, но, несмотря на теоретическую проработку вопроса, получение р-типа проводимости в GaN и сегодня является критерием, характеризующим совершенство разработанной методики . Легирование акцепторными примесями при синтезе нитридов методом ХГФЭ является менее исследованной областью, вследствие чего в литературе практически не встречается упоминаний о подобных экспериментах. В 1970-х годах М.Сано провел ряд экспериментов, целью которых было получить и исследовать свойства слоев GaN:Mg/Ab03. Было установлено, что повышение температуры на источнике магния (Тм«) выше 610С ведет к заметному изменению морфологии поверхности слоя по сравнению с нелегированными образцами (Рис. 1.10)
Методики исследования слоев GaN, AlGaN, A1N и гетероструктур GaN/GaAIN
Толщина эпитаксиальных слоев определялась с помощью интерференционного микроскопа МИИ-4 путем наблюдения полос интерференции от гетерограницы и поверхности слоя. Погрешность определения толщины этим способом не превышала 10%.В отдельных случаях толщина слоя GaN определялась по периоду модуляции спектра оптического отражения или прямым измерением при исследовании скола структуры на электронном микроскопе. Исследования проводились на растровом электронном микроскопе CamScan, сочетающего в себе качества как оптического, так и просвечивающего электронного микроскопов. Морфология поверхности образцов исследовалась с помощью оптического микроскопа OLYMPUS СХ 3 и атомно-силового микроскопа Р-47 Solver. Спектры фотолюминесценции (ФЛ), оптического отражения и пропускания снимались на установке, собранной на базе монохроматора МДР-23 и охлаждаемого фотоэлектронного умножителя ФЭУ-83, работающего в режиме счета фотонов или в режиме синхронного детектирования. Фотолюминесценция возбуждалась непрерывным He-Cd лазером (Д=325 нм, плотность мощности -0.5 Вт/см2) или импульсным азотным лазером (Х=337.1 нм); плотность мощности регулировалась в пределах от 300 Вт/см до 1.5 МВт/см изменением фокусировки и использованием фильтров. Погрешность измерения интенсивности ФЛ составляла 5%, погрешность измерения длины волны 1 нм.
Спектры электролюмиесценции (ЭЛ) снимались на установке, собранной на базе монохроматора базе монохроматора МДР-23. Погрешность измерения интенсивности ЭЛ составляла 5%, погрешность измерения длины волны 1 нм. Концентрация некомпенсированных носителей определялась с помощью измерений вольт-фарадных характеристик (ВФХ) с использованием ртутного зонда. Погрешность определения концентрации нескомпенсированных носителей этим методом составляет 50% при измерении концентрации вдиапазоне до 5хЮ18см"". При концентрации выше 5х1018см"3 погрешность возрастала до 100%. Установка была сконструирована на базе стандартного измерителя емкости переходов маломощных транзисторов Л2-28. Установка позволяла измерять емкость барьера Шоттки в диапазоне 0,1-1000 пФ при диаметре ртутного зонда 300 мкм. Измерения проводились на частотах 300 КГц и 10 МГц, напряжение смещения контролировалось с точностью 0.1 В. Распределение основных компонент (Ga, Al, N) легирующих (Mg, Zn, Si) и фоновых (О, С, Н) примесей в отдельных эпитаксиальных слоях GaN и AlGaN и гетероструктурах исследовалось на ионном микрозонде IMS-4f (САМЕСА, Франция). Погрешность определения концентрации примесей составляла около 10% при использовании калибровочных образцов-имплантантов. Микрозонд сочетает в себе возможности вторично-ионного масс-спектрометра, вторично-ионного масс-профилометра и вторично-ионного микроскопа. Исследование кристаллического совершенства эпитаксиальных слоев и гетероструктур GaN/AlGaN производилось на двухкристалльном рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 с гониометром ГУР-8, Диапазон определения состава твердых растворов AIGaN составлял 0.04-1 мольных долей A1N с погрешностью 3%. Спектральная чувствительность исследовалась на установке, собранной на базе монохроматора МДР-23 и газоразрядной ксеноновой лампе ДКсШ-200. Погрешность измерения чувствительности составляла 20%.
Увеличение количества газовых каналов в установке повлекло за собой изменение геометрии реактора. Любые изменения конструкции установки тем или иным образом сказываются на результатах экспериментов, и для оценки возможностей лпитаксиальЕюй установки с новой геометрией реактора был проведен ряд предварительных экспериментов по осаждению нелегированных слоев u-GaN на карбидкремниевых подложках, Задача состояла в корректировке условий осаждения с целью получения качественных монокристаллических эпитаксиальных слоев, однородных по толщине.На рис.3.1 .приведены профиль распределения температуры вдоль реактора и график зависимости скорости осаждения GaN от температуры.
В диапазоне температур 950 С - 1000 С наблюдается переход из кинетической области процесса в диффузионную, где скорость осаждения GaN практически не зависит от температуры. Скорость осаждения является чрезвычайно важным параметром процесса эпитаксии из-за непосредственно влияния на структурные характеристики синтезируемых слоев. Анализ литературных данных и экспериментальный опыт свидетельствуют, что понижение скорости роста и повышение температуры синтеза улучшают структурные характеристики слоев. Однако слишком сильное уменьшение скорости роста ( 10 мкм/час) так же невыгодно, поскольку теряется преимущество метода ХГФЭ в высоких скоростях роста. Для выявления оптимальной скорости роста в одном эксперименте слой GaN осаждался со скоростью 0.3мкм/мин, в другом, при прочих идентичных параметрах процесса - со скоростью 1мкм/мин. Толщина слоев составила около 10 микрон. Методика эпитаксиального осаждения изложена в разделе 2.2, Регулирование скорости осаждения осуществлялось изменением потока GaCl. График зависимости скорости осаждения монокристаллического слоя GaN от потока GaCl через реактор представлен на рис.3.2. Скорость высокотемпературного эпитаксиального осаждения слоев GaN прямо пропорциональна потоку GaCl через реактор и может быть регулироваться в широких пределах.
Синтез и исследование свойств эпитаксиальных слоевp-GaN:Mg
Как уже отмечалось в главе 1, Mg является единственной применяемой акцепторной примесью в слоях GaN, синтезированных методом ХГФЭ Степень легирования контролировалась изменением температуры источника примеси. Абсолютная концентрация Mg в слоях не измерялась вследствие отсутствия достоверной калибровки масс-спектрометра. Для оценки концентрации электрически-активной примеси исследовались вольт-фарадные характеристики. Концентрация нескомпенсированных доноров Na-Nd возрастала от 2х1017 см 3 до 1хЮ,асм"3 при изменении температуры источника легирующей примеси (рис.3Л7). Активация акцепторной примеси в слоях GaN:Mg производилась послеростовым отжигом структур в атмосфере азота (точка росы 90С). Был определен режим активации акцепторной примеси, соответствующий 10 минутам отжига при температуре 800С. В спектрах фотолюминесценции слоев GaN:Mg при 300 К (рис.3.18) доминирует линия 2,8-3.0 эВ с фононными репликами, присутствует также относительно слабая краевая линия ФЛ. Такой вид спектров ФЛ характерен для эпитаксиальных слоев GaN:Mg, синтезированных методом МОГФЭ, и встречается во многих публикациях [86, 87]. Тем не менее, природа наблюдаемых полос ФЛ на сегодняшний день однозначно не установлена. 1 ft С увеличением концентрации нескомпенсировнных акцепторе выше 5x10 см морфология поверхности пленки, фотолюминесцентные и электрофизические свойства материала значительно ухудшались. В спектрах электролюминесценции наблюдалось сохранение интенсивности синей полосы (360 нм) и рост интенсивности желтой дефектной полосы (рис.3.19). Если дефектная природа эпитаксиального слоя лимитирует активацию акцептора, необходимым условием успешного легирования является синтез материала с высоким кристаллическим качеством.
Толщина слоев GaN:Mg составляла 2-3 мкм, экранируя сильнодефектную область вблизи подложки. Если бы толщина слоев была 0.5 мкм, вполне вероятно, что реализовать р-тип проводимости не удалось. В главе 1 сообщалось о некоторых подходах к синтезу алюмосодержащих соединений методом ХГФЭ. В данном исследовании конструкция реактора оставалась такой же, что и при синтезе слоев GaN. Однако, было несколько изменено температурное распределение вдоль реактора с целью получения более резкого перепада температуры между зоной роста и зоной источников. Это было достигнуто понижением температуры источников до 500С. При такой настройке нагревателя реакционно-активные компоненты смешивались и подавались в реактор при более низкой температуре, что обеспечивало следующие принципиальные преимущества: -уменьшение эффективности взаимодействия АІСІз с кварцем -подавление побочных реакций в газовой фазе с увеличением эффективности массопереноса от зоны источников в зону осаждения. Осаждение слоев AIN на подложках 6H-SiC осуществлялось по методике, сходной с методикой синтеза слоев GaN, за исключением замены источника металлического Ga на А1. Эпитаксиальные слои A1N осаждались на фрагментах монокристаллических подложек 6H-SiC со скоростью 0.2-0.5 мкм/мин. Толщины слоев составляли от 0.1 до 1 мкм. Цель экспериментов состояла в изучении влияния температуры синтеза на структурные свойства пленок. Температура осаждения изменялась в широком диапазоне, от 700С до 1200С, тогда как прочие параметры системы были неизменными.
Поверхность слоев A1N, выращенных при относительно низких температурах ( 950С) качественно отличалась от поверхности высокотемпературных слоев. Осаждение при низких температурах обусловливало образование мелкокристаллической структуры без четко выраженных кристаллографических направлений. Слои, синтезированные при температуре выше 950С, имели четко выраженную гексагональную огранку. Средний латеральный размер кристаллитов уменьшался с понижением температуры синтеза (рис. 4.1) с одновременным увеличением их плотности распределения на поверхности.
