尚林濤,韓 崗,劉 銘,申 晨,晉舜國,李 達

(華北光電技術研究所,北京 1000015)

1 引 言

InSb材料的高電子遷移率、窄直接帶隙和低有效質(zhì)量的特點而受到關注幾十年[1]。尤其是其具有量子效率高、可靠性好、均勻性好的優(yōu)勢,在制備中波 3～5 μm大面陣焦平面陣列上具有一定的潛力[2]。

GaAs襯底材料具有半絕緣高阻特性,因此在研究InSb外延薄膜材料的Hall電學性能時通常采用GaAs襯底進行InSb的異質(zhì)外延生長,然后用四探針法在Hall測試儀上對材料電學性能進行表征。由于GaAs襯底和外延InSb薄膜之間存在較大的晶格失配(14.6 %),其異質(zhì)外延薄膜的質(zhì)量受到多種因素的影響。國內(nèi)外文獻報道反映大概在20世紀80到90年代對此有過較為廣泛的研究,近十幾年內(nèi)也有少量的研究報道[3-4]。報道采用了不同的外延生長技術并分析各種因素的影響,如采用低溫緩沖層[5],優(yōu)化生長溫度和V/III配比[6-7],生長不同的厚度以及有無GaAs緩沖層的影響等。

然而,報道的異質(zhì)外延InSb材料大都存在從室溫(300 K)到低溫(77 K)隨著溫度的降低本征電子遷移率反常降低的現(xiàn)象。根據(jù)半導體物理學中遷移率μ隨溫度T變化的公式:

(1)

(2)

由式(2)可知,遷移率μ隨溫度T的降低會增大。對于一個理想的本征半導體材料來說,隨著溫度T由300～77 K的下降,晶格的熱振動對載流子的散射作用會大幅降低,載流子遷移率μ會升高；同時根據(jù)本征載流子濃度的公式[5]:

(3)

由于電子的熱運動隨溫度下降而降低,用于導電的電子載流子濃度n會降低。

本文研究了GaAs基InSb異質(zhì)外延時生長溫度和速率、InSb層的厚度、低溫緩沖層質(zhì)量以及雙In源工藝對材料Hall電學性能等的影響。實驗發(fā)現(xiàn)在優(yōu)化的工藝參數(shù)基礎上采用雙In源分別用于低溫緩沖層和高溫外延層的生長工藝對外延生長過程中In源束流強度的穩(wěn)定和材料電學性能的提高具有重要的作用,可以生長出電學性能不發(fā)生反常的理想本征InSb異質(zhì)外延薄膜材料。

2 實 驗

實驗在DCA-MBE P600設備上進行。使用無偏角的2 in商用直接外延型GaAs襯底,無銦Mo托安裝,襯底經(jīng)loadlock加熱除氣,buffer緩沖室加熱去污后,在生長腔室中進行了生長實驗。實驗的生長程序類似于以前的報道[8],采用了優(yōu)化的生長溫度和V/III束流比[9]。材料結構分為三部分:低溫緩沖層、中間層和高溫層,研究采用不同的工藝方法進行了低溫緩沖層的生長(ALE和常規(guī)方法)以及生長速率、InSb層的厚度和雙In源控制工藝對材料電學性能的影響。材料生長結構示意圖如圖1所示,生長過程為:①GaAs(100)襯底在680 ℃經(jīng)過約20 min充分脫氧；②在670 ℃生長1 μm厚的GaAs緩沖層以平滑經(jīng)脫氧后粗糙的表面的形貌,為InSb的外延生長做好準備；③在380 ℃低溫生長約30 nm的InSb低溫緩沖層(用常規(guī)方法或ALE法)；④升溫至430 ℃,生長InSb中間層0.3～0.5 μm；⑤升溫至500 ℃,生長高溫InSb主層2～3 μm。在生長程序運行之前,已經(jīng)用無偏角的InSb(100)襯底通過反射式高能電子衍射(Reflection High Energy Electronic Diffraction,RHEED)對In和Sb源的束流大小和生長速率進行了測定和校準[9]。在生長過程中,用RHEED對外延樣品表面的狀況進行了實時的監(jiān)測。采用旋轉加熱以提高樣品的均勻性。樣品生長完成后對其分別進行了光學顯微鏡、臺階儀、XRD、原子力顯微鏡(atomic force microscope,AFM)和Hall電學表征。

圖1 GaAs基InSb異質(zhì)外延生長結構示意圖

3 結果與討論

將四個不同生長參數(shù)的樣品(a)、(b)、(c)和(d)用四探針法進行Hall電學性能表征,結果如表1所示。

表1 四個不同生長參數(shù)樣品的Hall電學性能

3.1 生長溫度和速率對Hall電學性能的影響

參照以前的實驗數(shù)據(jù)[8]并對比表1(a)和其他樣品可以看出,在優(yōu)化生長溫度和V/III比的基礎上,適當?shù)慕档蜕L溫度并提高生長速率(如a樣品采用適當?shù)慕档蜕L溫度至485 ℃,提高生長速率至1 μm/h)可以稍微的提高室溫電子遷移率,達到6.2528×104cm2V-1s-1,室溫本征電子載流子濃度也幾乎達到理想的本征值,達到1.4231×1016cm-3。然而較高的生長溫度和較慢的生長速率,如(b)、(c)和(d)也可以維持較好室溫電子遷移率在6×104cm2V-1s-1左右,同時本征載流子濃度也同(a)一樣均顯示出隨溫度由下降而降低一階幅度。從實驗數(shù)據(jù)可以看出,溫度和生長速率對室溫載流子遷移率和本征載流子濃度影響不太大,本征載流子濃度隨溫度變化的趨勢是相同的,即本征載流子濃度都隨著溫度的降低而降低。

3.2 InSb層厚度對材料性能的影響

從表1中數(shù)據(jù)可以看出,隨著樣品InSb層厚度的增加,樣品XRD的FWHM在逐漸下降,表中的FWHM值從InSb層厚為2 μm時的186 arcsec,下降至InSb層厚為3 μm時的131 arcsec,即相當于增加1 μm厚度,樣品的FWHM下降了55 arcsec。同時樣品的本征載流子濃度也隨著樣品InSb厚度的增加而有下降變好的趨勢。這與John L.Davis[10]等報道的晶體FWHM隨InSb厚度的增加而減小的規(guī)律一致,即晶體質(zhì)量隨著膜厚的增加而提高。A.J.Noreika[11]也曾報道外延層需要生長到40 μm以上可以展示體晶一樣的特性。由于在異質(zhì)外延中,晶體的缺陷密度會隨著膜厚的增加而降低,因此更厚的膜會導致晶體質(zhì)量的提高。

3.3 InSb低溫緩沖層質(zhì)量對材料的影響

由于InSb外延層和GaAs襯底之間較大的晶格失配,它們之間較大的壓應力會在界面附近引入螺旋失配位錯。文獻[5]也用TEM研究過用于緩解失配的界面厚度不應小于30 nm,否則螺旋失配位錯會蔓延至表面。如圖2所示,樣品(c)在實際生長過程中,由于低溫緩沖層界面厚度實際只有約20 nm,小于30 nm,沒有很好的完全釋放界面失配應力,導致樣品表面出現(xiàn)較一些小的方形坑,最大直徑可達4 μm。

圖2 樣品(c)500倍光學顯微鏡圖像及其中的缺陷

可見,異質(zhì)外延中界面厚度對表面形貌具有一定的影響,低溫緩沖層的界面厚度不應小于30 nm。

另外,由樣品(b)和(c)的原子力圖像(圖3)可以看出,采用ALE低溫緩沖層的方法可以在一定范圍內(nèi)改善微觀表面粗糙度。在2 μm×2 μm的區(qū)域內(nèi),采用ALE方法的樣品(b)的平均粗糙度Ra=0.21 nm,均方根粗糙度Rq=0.27 nm,而采用常規(guī)方法的樣品(c)的Ra=0.31 nm,Rq=0.40 nm,前者均要小于后者?？梢?采用ALE低溫緩沖層的方法可以較大幅度的降低晶格失配,釋放因晶格失配而造成的壓應力,降低表面粗糙度。

圖3 樣品(b)和(c)的原子力圖像

3.4 雙In源生長方法對InSb異質(zhì)外延樣品Hall電學性能的改進

文獻[6]、[7]中也曾提到,不采用特殊的低溫緩沖層技術,甚至不需要生長GaAs緩沖層,只通過優(yōu)化生長溫度和V/III比也可以異質(zhì)外延生長出高質(zhì)量電學性能的本征InSb材料。AlSb具有差的導電性,ALE方法可能會引入機械快門故障。而且,如表1中的數(shù)據(jù)所反映的,雖然(a)～(c)樣品的室溫電子遷移率已經(jīng)接近理論本征值,但77 K的電子遷移率卻一致的反常降低,并沒有符合公式(2)所預期的結果。為了提高材料質(zhì)量,我們采用了雙In源(In#1和In#2)來分別獨立地用于異質(zhì)外延中低溫緩沖層和高溫層的III族束流。實驗前,待束流源溫度穩(wěn)定后,先精確地校準好In#1和In#2的束流大小,In#2源用于低溫緩沖層的生長,In#1源用于中間層和高溫層的生長。這樣就避免了In源在由低溫升至高溫過程中造成不可預料的束流數(shù)值大小的波動和不穩(wěn)定性等影響因素。材料樣品(d)在高溫層生長30 min后拍到的樣品RHEED圖像如圖4所示,可以看到如同質(zhì)外延InSb表面一樣清晰的p-(1×3)和1×1重構的RHEED圖像。它是重構轉變點Tt以上時看到的典型的重構類型[9]。

圖4 雙In源生長過程中樣品表面的RHEED圖像

樣品(d)的Hall電學性能如表1所示,室溫300 K到低溫77 K的電子遷移率μ沒有出現(xiàn)反常下降現(xiàn)象,而是如理論公式(2)所預期的結果,300 K和77 K的電子遷移率分別為:3.6546×104cm2V-1s-1和7.9453×104cm2V-1s-1,77 K較300 K的電子遷移率提高了2倍；300 K和77 K的本征載流子濃度n分別為:3.9521×1016cm-3和7.7687×1015cm-3。也如公式(3)所預期的,出現(xiàn)了載流子濃度隨溫度降低而下降的現(xiàn)象,由1×1016cm-3下降一階幅度至1×1015cm-3,符合理想的情況。值得注意的是,我們將樣品(d)放置一年后,重測Hall電學性能,結果發(fā)現(xiàn),300 K和77 K的遷移率率稍微有所變化,分別為:5.6797×104cm2V-1s-1和6.7660×104cm2V-1s-1,300 K和77 K的本征載流子濃度分別變?yōu)?2.2009×1016cm-3和9.1362×1015cm-3。室溫電子遷移率有一定升高,低溫77 K的電子遷移率也有一些下降,但仍然沒有出現(xiàn)低溫電子遷移率低于室溫電子遷移率的反?，F(xiàn)象；本征載流子濃度雖然也相應的出現(xiàn)一定幅度的變化,室溫的略有降低,低溫的略有升高,但依然符合理論公式,未出現(xiàn)反常。

隨后,我們對樣品(d)進行了Hall電學性能隨溫度變化的變溫Hall實驗,結果如圖5所示。樣品(d)的電子遷移率隨著溫度的降低而升高,峰值出現(xiàn)在大約99 K附近,然后隨著溫度的進一步降低而下降；由于隨著溫度的降低,晶格的熱振動對電子的散射作用降低,因此遷移率會升高；但隨著溫度的進一步降低,位錯和雜質(zhì)散射成為限制遷移率的主導因素,因此遷移率會隨著溫度進一步降低而下降。本征載流子濃度則隨溫度的降低而不斷下降,然后趨于穩(wěn)定,跟文獻報道[6-7]的變化趨勢基本類似。但是遷移率的峰值出現(xiàn)在99 K附近而沒有出現(xiàn)跟體晶材料一樣的80 K附近,反映出材料還不是最理想的本征材料。這可能與材料表面有一定的氧化或污染或者材料內(nèi)部還有一定的位錯缺陷等有關,材料質(zhì)量還待進一步優(yōu)化提高。

圖5 樣品(d)的電子遷移率和本征載流子濃度隨溫度的變化

4 結 論

本文采用三步工藝進行了GaAs基InSb的異質(zhì)外延生長,結合實驗數(shù)據(jù)和文獻資料研究了生長溫度和速率、InSb層的厚度、低溫緩沖層質(zhì)量和雙In源工藝對材料Hall電學性能等的影響。發(fā)現(xiàn)溫度和生長速率對室溫載流子遷移率和本征載流子濃度影響不太大；異質(zhì)外延中,晶體的缺陷密度會隨著膜厚的增加而降低,因而晶體的FWHM會逐漸地減小；低溫緩沖層的界面質(zhì)量和厚度對表面形貌具有一定的影響,低溫緩沖層的界面厚度不應小于30 nm,采用ALE低溫緩沖層的方法可以較大幅度的降低晶格失配,釋放壓應力,降低表面粗糙度,對局部表面具有平滑作用。獲得2.5 μm厚GaAs基InSb樣品最高室溫電子遷移率可達6.2528×104cm2V-1s-1,3 μm GaAs基InSb樣品的FWHM可穩(wěn)定在約131 arcsec。實驗發(fā)現(xiàn)在優(yōu)化的工藝參數(shù)基礎上采用雙In源分別用于低溫緩沖層和高溫外延層的生長工藝對外延生長過程中In源束流強度的穩(wěn)定和材料電學性能的提高具有重要的作用,可以生長出電學性能不發(fā)生反常的理想本征InSb異質(zhì)外延薄膜材料。獲得2 μm厚GaAs基InSb層在300 K和77 K的Hall電子遷移率分別為3.6546×104cm2V-1s-1和7.9453×104cm2V-1s-1,FWHM=186 arcsec；變溫Hall實驗進一步證實了電學性能隨溫度的變化符合理論公式的預期。GaAs基的InSb異質(zhì)外延生長的研究可以為其他相關工藝參數(shù)的確定提供借鑒。還需要進一步的優(yōu)化工藝以提高材料質(zhì)量達到穩(wěn)定的最佳理想電學性能。