臺(tái)階聚束AlN高溫?zé)嵬嘶鹦蚊惭莼芯?/h1>
2023-07-14 01:20:58聶子凱賁建偉張恩韜馬曉寶張山麗石芝銘呂順鵬孫曉娟黎大兵
人工晶體學(xué)報(bào) 2023年6期
聶子凱,賁建偉,張恩韜,馬曉寶,張山麗,石芝銘,呂順鵬,蔣 科,孫曉娟,黎大兵
(1.中國(guó)科學(xué)院長(zhǎng)春光學(xué)精密機(jī)械與物理研究所,發(fā)光學(xué)及應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長(zhǎng)春 130033;2.中國(guó)科學(xué)院大學(xué),材料科學(xué)與光電工程中心,北京 100049)
0 引 言
AlGaN是直接帶隙寬禁帶半導(dǎo)體,其帶隙寬度在3.4 eV至6.2 eV連續(xù)可調(diào),對(duì)應(yīng)發(fā)光波長(zhǎng)覆蓋365 nm至200 nm,是制備深紫外發(fā)光二極管(light-emitting diode, LED)的理想材料[1-4]。然而目前報(bào)道的AlGaN基深紫外LED外量子效率最高僅為20.4%,仍難以滿(mǎn)足應(yīng)用需求[5]。其中內(nèi)量子效率(internal quantum efficiency, IQE)和光提取效率(light extraction efficiency, LEE)是影響AlGaN基深紫外LED外量子效率的關(guān)鍵因素[6-7]。盡管研究人員嘗試了多種方法提高AlGaN基深紫外LED的IQE,例如設(shè)計(jì)電子阻擋層和使用超薄量子阱等方法[8-11],但是其IQE仍具有較大的提升空間。近年來(lái),研究人員提出一種利用大斜切角襯底形成面內(nèi)組分調(diào)制增強(qiáng)載流子局域化的方法以有效提升IQE[12-14]。該方法原理為利用大斜切角襯底使AlGaN的外延過(guò)程由臺(tái)階流模式生長(zhǎng)轉(zhuǎn)變?yōu)榕_(tái)階聚束生長(zhǎng)模式,由于Ga原子表面遷移率大于Al原子表面遷移率,Ga原子在臺(tái)階聚束的邊緣區(qū)域聚集從而形成面內(nèi)組分調(diào)制。由于AlGaN材料禁帶寬度隨Al組分升高而增大,面內(nèi)組分調(diào)制現(xiàn)象將會(huì)導(dǎo)致載流子在面內(nèi)產(chǎn)生局域化效應(yīng),在傳統(tǒng)量子阱結(jié)構(gòu)基礎(chǔ)上增加了載流子局域維度,進(jìn)而增大載流子輻射復(fù)合效率[15-16]。2019年,Sun等[17]研究發(fā)現(xiàn)相較于0.2°斜切角襯底,4°斜切角襯底外延AlGaN基LED的IQE從64%大幅提高至91%。此外,由于高Ga組分區(qū)域的折射率比高Al組分區(qū)域大,在面內(nèi)方向形成光限制結(jié)構(gòu),提升光束沿±c方向傳播比例,從而提升LEE。
除了載流子局域化效應(yīng),穿透位錯(cuò)密度(threading dislocation density, TDD)也是影響IQE的重要因素之一。位錯(cuò)在載流子輸運(yùn)和復(fù)合過(guò)程中會(huì)充當(dāng)非輻射復(fù)合中心、載流子陷阱和漏電通道,導(dǎo)致IQE降低[18-20]。而襯底斜切角也會(huì)影響AlN薄膜的位錯(cuò)密度,Shen等[21-23]利用0.5°和2°斜切襯底外延生長(zhǎng)AlN并測(cè)得其TDD分別為6×109cm-2和4×108cm-2,發(fā)現(xiàn)TDD隨斜切角度增大而下降。這種不同斜切角襯底上生長(zhǎng)AlGaN外延層之間的TDD差異將會(huì)影響不同斜切角襯底上AlGaN基LED載流子行為,不利于分析襯底斜切角對(duì)面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN的發(fā)光效率的影響。近年來(lái),Miyake等[24-27]提出了一種面對(duì)面高溫退火(face-to-face high-temperature annealing, FFA-HTA)方法,可簡(jiǎn)單高效降低AlN模板位錯(cuò)密度,其原理是利用高溫為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供能量促使位錯(cuò)相互作用發(fā)生湮滅。因此,利用FFA-HTA方法一方面有效降低TDD并提高LED工作效率,另一方面降低不同斜切角AlN薄膜之間的TDD差異,有利于研究襯底斜切角和載流子行為之間的關(guān)系。
盡管FFA-HTA能夠有效降低AlN位錯(cuò)密度,但是AlN薄膜表面形貌在高溫?zé)嵬嘶疬^(guò)程中也會(huì)發(fā)生變化。Fan等[28]發(fā)現(xiàn)在超過(guò)1300 ℃時(shí),AlN薄膜開(kāi)始分解,表面形貌變得粗糙并出現(xiàn)凹坑。根據(jù)AlGaN材料載流子面內(nèi)局域化效應(yīng)產(chǎn)生機(jī)理,臺(tái)階聚束形貌是形成AlGaN面內(nèi)組分調(diào)制進(jìn)而實(shí)現(xiàn)面內(nèi)載流子局域化的必要條件。因此在通過(guò)FFA-HTA方法獲得低位錯(cuò)密度AlN模板的同時(shí),闡明不同條件的FFA-HTA對(duì)AlN模板臺(tái)階聚束表面形貌影響規(guī)律及機(jī)理是至關(guān)重要的。然而,目前在FFA-HTA過(guò)程中不同斜切角的AlN模板臺(tái)階聚束表面形貌演變過(guò)程和相應(yīng)的物理機(jī)制卻尚不明確,阻礙了FFA-HTA方法在制備面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN基LED方面的應(yīng)用。
針對(duì)上述問(wèn)題,本工作對(duì)不同斜切角c面藍(lán)寶石襯底上生長(zhǎng)的AlN模板在FFA-HTA過(guò)程中的表面形貌演變過(guò)程進(jìn)行深入研究。分析了不同退火溫度下AlN表面形貌演變過(guò)程,利用第一性原理計(jì)算臺(tái)階聚束表面不同位置Al-N原子對(duì)的脫附能量,并據(jù)此建立了表面形貌演變的物理模型。相關(guān)成果有助于指導(dǎo)熱處理臺(tái)階聚束形貌AlN模板在制備面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN基LED方面的應(yīng)用。
1 實(shí) 驗(yàn)
使用中晟的金屬有機(jī)化合物化學(xué)氣相沉積(metal organic chemical vapor deposition, MOCVD)系統(tǒng)在c面斜切藍(lán)寶石襯底上外延生長(zhǎng)AlN,襯底斜切角分別為0.2°、0.5°和1°,生長(zhǎng)厚度為600 nm。MOCVD生長(zhǎng)使用三甲基鋁和氨氣作為鋁源和氮源,載氣均為氫氣。在生長(zhǎng)前使用氫氣在1 100 ℃下預(yù)處理10 min。第一步生長(zhǎng)約30 nm的低溫AlN成核層,生長(zhǎng)溫度850 ℃,生長(zhǎng)壓力50 mbar,Ⅴ/Ⅲ=16 900。第二步生長(zhǎng)約570 nm 的高溫AlN層,生長(zhǎng)溫度1 210 ℃,生長(zhǎng)壓力30 mbar,Ⅴ/Ⅲ=118。取10 mm×10 mm尺寸AlN樣品采用面對(duì)面退火的方式進(jìn)行高溫退火,使用藍(lán)寶石襯底濺射生長(zhǎng)200 nm的AlN作為覆蓋片。熱退火的氣氛為N2,流量為0.2 L/min,壓力為1 atm,熱退火的溫度分別為1 500、1 550、1 600、1 650、1 700 ℃,退火時(shí)間為1 h。
采用高分辨X射線(xiàn)衍射儀(high resolution X-ray diffraction, HR-XRD)測(cè)定樣品搖擺曲線(xiàn)(XRD rocking curve, XRC)的半峰全寬(full width at half maximum, FWHM)表征AlN位錯(cuò)密度。采用拉曼(Raman)光譜測(cè)量AlN的E2(high)峰位移量表征AlN的應(yīng)力狀態(tài),采用原子力顯微鏡(atomic force microscope, AFM)表征AlN形貌。
2 結(jié)果與討論
圖1 0.2°、0.5°及1.0°斜切角襯底上外延AlN的XRD 2θ-ω掃描圖譜Fig.1 XRD 2θ-ω scan graph of AlN samples with 0.2°, 0.5° and 1.0° offcut angle
圖2 0.2°、0.5°及1.0°斜切角AlN樣品在退火前后的XRD搖擺曲線(xiàn)半峰全寬統(tǒng)計(jì)圖Fig.2 XRC FWHM of AlN samples with 0.2°, 0.5° and 1.0° offcut angle before and after annealing
(1)
高溫?zé)嵬嘶鸪四軌蚪档臀诲e(cuò)密度,還能夠改變AlN應(yīng)力狀態(tài),將AlN由張應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài),從而降低薄膜龜裂幾率。圖3為退火前和1 700 ℃退火后的AlN拉曼光譜,虛線(xiàn)位置為無(wú)應(yīng)力狀態(tài)AlN的E2(high)振動(dòng)模式峰位置,圖中所有拉曼光譜均已歸一化。所有拉曼光譜均使用藍(lán)寶石襯底在417.8 cm-1處的A1g峰進(jìn)行校準(zhǔn)。對(duì)于AlN材料來(lái)說(shuō)E2(high)振動(dòng)模式拉曼峰位移可以用來(lái)表征應(yīng)力狀態(tài),AlN在無(wú)應(yīng)力狀態(tài)下E2(high)峰位于656 cm-1,若AlN樣品E2(high)峰小于該值則AlN存在雙軸張應(yīng)力,大于該值則為雙軸壓應(yīng)力。
圖3 AlN樣品E2(high)峰拉曼光譜Fig.3 Raman spectra of AlN E2(high) peak
AlN應(yīng)力值可以使用公式(2)計(jì)算[31]:
ω=ω0+ω′P+ω″P2
(2)
式中:ω為拉曼測(cè)試所得AlN樣品的E2(high)峰位置;ω0為AlN無(wú)應(yīng)力狀態(tài)的E2(high)峰位置,其值為656 cm-1;ω′和ω″為理論計(jì)算得到的擬合系數(shù),其值分別為5.39 cm-1·GPa-1和-0.05 cm-1·GPa-2。經(jīng)過(guò)計(jì)算,各斜切角度的AlN退火前后的應(yīng)力在表1中列出,其中正值表示壓應(yīng)力,負(fù)值表示張應(yīng)力。由表1中數(shù)據(jù)可知退火前AlN均為張應(yīng)力狀態(tài),而在退火之后AlN轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài)。應(yīng)力狀態(tài)由張應(yīng)力向壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變是由于藍(lán)寶石熱膨脹系數(shù)大于AlN熱膨脹系數(shù),在熱退火降溫過(guò)程中在AlN薄膜內(nèi)形成壓應(yīng)力[32]。
表1 AlN薄膜退火前后應(yīng)力情況Table 1 Stress of AlN film before and after annealing
AlN表面形貌對(duì)后續(xù)AlGaN外延的組分調(diào)制具有重要影響,為了探究高溫退火過(guò)程中AlN表面形貌演化過(guò)程,本文利用AFM對(duì)AlN表面微觀形貌進(jìn)行表征。由于1 500 ℃至1 600 ℃退火后形貌變化不顯著,因此圖4僅展示了不同斜切角襯底的AlN樣品在退火前和1 600、1 650和1 700 ℃退火后的形貌。在退火前,所有斜切角AlN均為臺(tái)階聚束形貌,如圖4(a)和(e)所示,臺(tái)階邊緣平直,臺(tái)面上幾乎沒(méi)有缺陷。在1 600 ℃退火后,臺(tái)階邊緣出現(xiàn)帶有六邊形或三角形特征的凹陷,如圖4(b)和(f)所示,這種凹陷形狀可能與AlN的六方結(jié)構(gòu)有關(guān)。當(dāng)退火溫度上升至1 650 ℃時(shí),0.2°斜切AlN臺(tái)階平面區(qū)域形成了直徑50～200 nm的凹坑,如圖4(c)所示,凹坑的邊緣同樣存在60°或120°的結(jié)構(gòu)。然而0.5°和1°的AlN臺(tái)階平面處幾乎沒(méi)有凹坑,僅臺(tái)階邊緣存在六方特征凹陷。當(dāng)退火溫度上升至1 700 ℃時(shí),所有AlN樣品表面均存在少量的晶粒,如圖4(d)和(h)所示,晶粒尺寸在20～100 nm,根據(jù)上述AlN退火形貌演化的分析,這些晶?？赡軄?lái)自臺(tái)階邊緣和臺(tái)面的六方凹坑不斷擴(kuò)大相互融合,最終在凹坑之間遺留少量不完全分解的AlN晶粒。
圖4 AlN在退火前和1 600～1 700 ℃退火后的AFM照片,掃描尺寸5 μm×5 μm。(a)～(d)0.2°斜切角AlN的AFM照片;(e)～(h)0.5°斜切角AlN的AFM照片;(i)～(l)1°斜切角AlN的AFM照片F(xiàn)ig.4 AFM image of AlN without annealing and with high-temperature annealing at 1 600～1 700 ℃, the scanning area used in the AFM is 5 μm×5 μm. (a)～(d) AFM image of AlN with 0.2° offcut angle; (e)～(h) AFM image of AlN with 0.5° offcut angle; (i)～(l) AFM image of AlN with 1° offcut angle
為了探究表面形貌變化與表面原子脫附的關(guān)系,本文進(jìn)一步增大樣品尺寸以減少中心區(qū)域脫附原子的散逸過(guò)程,使中心區(qū)域脫附與吸附過(guò)程達(dá)到平衡狀態(tài)。實(shí)驗(yàn)使用2英寸(1英寸=2.54 cm)AlN外延片在1 700 ℃進(jìn)行FFA-HTA,襯底斜切角、生長(zhǎng)條件和退火條件與10 mm×10 mm樣品一致。圖5為2英寸樣品中心區(qū)域退火后AFM照片,其中圖5(a)～(c)分別為0.2°、0.5°和1°斜切AlN表面形貌。與10 mm×10 mm樣品相比,2英寸晶圓中心位置表面形貌變化程度較小,退火后幾乎沒(méi)有出現(xiàn)凹坑現(xiàn)象。這表明表面原子脫附是AlN退火后表面形貌改變的主要原因。
圖5 2英寸斜切AlN外延片中心區(qū)域1 700 ℃退火后AFM照片F(xiàn)ig.5 AFM images of 2 inch AlN at center region after 1 700 ℃ annealing
為了更清晰地說(shuō)明熱退火過(guò)程中AlN形貌演化過(guò)程,根據(jù)以上AFM形貌結(jié)果和分析,本文建立如圖6所示的簡(jiǎn)化模型。纖鋅礦結(jié)構(gòu)AlN晶體可以抽象為以Al-N原子對(duì)為基本組成單元的密排六方結(jié)構(gòu),每個(gè)Al-N原子對(duì)都占據(jù)一個(gè)六棱柱的空間。模型中六棱柱的顏色表示各位置Al-N原子對(duì)的脫附能量差異。其中紅色代表在完整臺(tái)階邊緣形成的初始空位缺陷,黃色代表在完整臺(tái)面形成的初始空位缺陷,橙色代表在臺(tái)階邊緣空位缺陷周?chē)睦^發(fā)空位缺陷,綠色代表臺(tái)面上空位缺陷周?chē)睦^發(fā)空位缺陷。圖6(a)～(d)和圖6(e)～(h)分別代表小角度斜切和大角度斜切形貌演化過(guò)程,圖6(a)～(h)中內(nèi)嵌的小圖為0.2°和0.5°斜切AlN形貌,對(duì)應(yīng)圖4(a)～(h)中矩形框內(nèi)放大的AFM照片,范圍為1 μm×1 μm。
圖6(a)和(e)表示未退火前的臺(tái)階形貌,兩者之間差異在于大角度斜切臺(tái)階比小角度斜切臺(tái)階更高更窄,這與圖4中AFM照片相符。當(dāng)退火溫度開(kāi)始升高時(shí),臺(tái)階邊緣和臺(tái)面區(qū)域存在部分即將從表面脫附的Al-N原子對(duì),在模型中分別用紅色和黃色表示。當(dāng)溫度上升至1 600 ℃時(shí),如圖6(b)和(f)所示,臺(tái)階邊緣的Al-N原子對(duì)最先開(kāi)始分解并留下具有六方特征的凹坑,這與內(nèi)嵌的AFM照片相符合。當(dāng)溫度上升至1 650 ℃時(shí),如圖6(c)和(g)所示,臺(tái)面處的Al-N原子對(duì)也開(kāi)始脫附并形成凹坑。由于小斜切角的AlN臺(tái)階寬度較大,因此臺(tái)面處的凹坑有足夠的空間擴(kuò)展到較大尺寸。而大角度斜切的AlN臺(tái)階寬度較窄,臺(tái)面處的凹坑尚未擴(kuò)展至足夠大的尺寸就已經(jīng)和臺(tái)階邊緣的凹坑合并形成較大的V形缺口,因此AFM照片中只能觀測(cè)到小斜切角AlN臺(tái)面處存在凹坑。當(dāng)溫度上升至1 700 ℃時(shí),如圖6(d)和(h)所示,所有斜切角AlN的臺(tái)面凹坑和臺(tái)階邊緣凹坑均擴(kuò)展至較大尺寸并相互融合,僅留下少數(shù)融合過(guò)程中未完全分解的空隙并形成晶粒凸起。
為了驗(yàn)證上述熱退火形貌演化模型,本文利用第一性原理計(jì)算得出模型中五種位置的Al-N原子對(duì)脫附能量,并通過(guò)對(duì)比五種位置的脫附能的大小推測(cè)它們隨退火溫度上升形成的先后順序。由于脫附能的計(jì)算較為復(fù)雜,因此采用Al-N原子對(duì)空位(VAl-N)形成能代替脫附能以簡(jiǎn)化計(jì)算難度,減少計(jì)算量。
空位形成能的計(jì)算利用密度泛函理論使用維也納從頭模擬軟件包進(jìn)行第一性原理計(jì)算,使用廣義梯度近似方法作為普度-伯克-恩澤霍夫交換關(guān)聯(lián)函數(shù)。計(jì)算模型超胞大小設(shè)定為6×6×3共計(jì)294個(gè)原子,如圖7(a)所示,表面真空層設(shè)定為2 nm,底層的Al原子和N原子用氫原子飽和。在電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化過(guò)程設(shè)定收斂能量和收斂力為10-6eV和-0.01 eV/nm。VAl-N的形成能計(jì)算是通過(guò)在完整超胞基礎(chǔ)上移除Al-N原子對(duì)后計(jì)算總能量,再與完整超胞的總能量比較獲得。所有位置的VAl-N經(jīng)過(guò)電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化過(guò)的結(jié)構(gòu)如圖7(b)～(f)所示,熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)下的空位形成能Ef由公式(3)得出:
圖7 各種狀態(tài)下經(jīng)過(guò)電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化后的AlN超胞模型。(a)完整臺(tái)階超胞模型;(b)臺(tái)階邊緣形成初始空位的超胞模型;(c)臺(tái)面形成初始空位的超胞模型;(d)臺(tái)階邊緣垂直方向形成兩個(gè)空位的超胞模型;(e)臺(tái)階邊緣水平方向形成兩個(gè)空位的超胞模型;(f)臺(tái)面處形成兩個(gè)空位的超胞模型Fig.7 Supercell model of AlN optimized by electronic strcture in various states. (a) Without vacancy; (b) with an initial vacancy at step edge; (c) with an initial vacancy at step terrace; (d) with two vacancies vertically at step edge; (e) with two vacancies horizontally at step edge; (f) with two vacancies at step terrace
Ef=ED-EP+nAlμAl+nNμN(yùn)
(3)
式中:ED為無(wú)缺陷表面總能量;EP為存在缺陷表面總能量;μAl和μN(yùn)為脫附的Al原子和N原子的化學(xué)勢(shì);nAl和nN為空位缺陷的數(shù)量。退火氣氛為氮?dú)?因此原子化學(xué)勢(shì)在富N條件下計(jì)算,其中Al原子化學(xué)勢(shì)為3.74 eV,N原子化學(xué)勢(shì)為0。各種Al-N原子對(duì)脫附位置圖7中已經(jīng)標(biāo)出,其中E(VAl1-N1)為臺(tái)階邊緣初始空位的形成能,E(VAl2-N2)為臺(tái)面上初始空位形成能,E(VAl3-N3)為邊緣缺陷向下擴(kuò)展的空位形成能,E(VAl4-N4)為邊緣缺陷向橫向擴(kuò)展的空位形成能,E(VAl5-N5)為臺(tái)面缺陷向周?chē)鷶U(kuò)展空位形成能。各空位形成能數(shù)值在表2中詳細(xì)展示。
表2 不同位置Al-N原子對(duì)空位缺陷形成能Table 2 Formation energy of Al-N pairs vacancy defects forming on different sites
對(duì)比E(VAl1-N1)、E(VAl3-N3)和E(VAl4-N4)的大小關(guān)系可以得出:當(dāng)完整臺(tái)階邊緣形成初始空位缺陷之后,以這個(gè)臺(tái)階邊緣缺陷為基礎(chǔ)的繼發(fā)空位缺陷形成能較低,因此空位迅速橫向擴(kuò)展聚集形成大范圍表面缺陷,而縱向擴(kuò)展的空位形成能較高不易發(fā)生,這與1 600 ℃熱退火臺(tái)階邊緣形成六方特征凹坑相符合。對(duì)比E(VAl2-N2)和E(VAl5-N5)的大小關(guān)系可以發(fā)現(xiàn)當(dāng)臺(tái)面區(qū)域中心形成初始空位缺陷后,在其周?chē)尚碌目瘴蝗毕莸男纬赡茱@著降低,這表明在臺(tái)面處初始空位形成后,周?chē)脑訉?huì)以這個(gè)空位為中心相繼形成新的空位,最終導(dǎo)致凹坑的產(chǎn)生。對(duì)比E(VAl1-N1)和E(VAl2-N2)發(fā)現(xiàn)臺(tái)階邊緣的空位形成能遠(yuǎn)低于臺(tái)面區(qū)域的空位形成能。這說(shuō)明當(dāng)退火溫度較低時(shí)晶格振動(dòng)能量不足以使臺(tái)面處發(fā)生脫附,因此僅能夠在臺(tái)階邊緣發(fā)生脫附形成六方凹坑。隨著溫度升高晶格振動(dòng)能量增大臺(tái)面處發(fā)生脫附才會(huì)形成臺(tái)面凹坑。這與實(shí)驗(yàn)觀察的現(xiàn)象相符,即1 600 ℃退火AlN表面形貌僅在臺(tái)階邊緣處出現(xiàn)凹坑,升溫至1 650 ℃后0.2°斜切角AlN才在臺(tái)面處產(chǎn)生大量的凹坑。
3 結(jié) 論
本文系統(tǒng)地研究了臺(tái)階聚束形貌AlN在高溫?zé)嵬嘶疬^(guò)程中的形貌演變過(guò)程和物理機(jī)理。首先通過(guò)FFA-HTA方法降低了位錯(cuò)密度,并且減少不同斜切角AlN之間的位錯(cuò)密度差異,同時(shí)AlN應(yīng)力狀態(tài)由張應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力,可降低后續(xù)外延的龜裂問(wèn)題。隨后觀測(cè)表面形貌發(fā)現(xiàn),隨退火溫度升高在臺(tái)階邊緣處和臺(tái)面處先后出現(xiàn)六方特征凹坑,而增大退火樣品尺寸、減少中心區(qū)域原子散逸則可以抑制凹坑的出現(xiàn),證明表面原子脫附是出現(xiàn)凹坑的主要原因。在此基礎(chǔ)上提出基于表面脫附理論的表面形貌演變模型,并進(jìn)一步通過(guò)第一原理計(jì)算研究了表面形態(tài)的演變過(guò)程和物理機(jī)理。當(dāng)退火溫度為1 600 ℃時(shí),所有襯底斜切角外延的AlN均在臺(tái)階邊緣產(chǎn)生具有六方特征的凹坑,根據(jù)理論計(jì)算結(jié)果分析得出臺(tái)階邊緣區(qū)域初始空位形成能(10.72 eV)低于臺(tái)面區(qū)域初始空位形成能(12.12 eV),因此該溫度下不足以在臺(tái)面區(qū)域形成凹坑。隨著退火溫度升高至1 650 ℃,此時(shí)熱運(yùn)動(dòng)能量足以在臺(tái)面區(qū)域形成初始空位缺陷,且臺(tái)面區(qū)域繼發(fā)空位形成能(11.62 eV)低于臺(tái)面區(qū)域初始空位形成能(12.12 eV),導(dǎo)致空位迅速擴(kuò)大成為凹坑。然而AlN表面臺(tái)階寬度隨斜切角增大而變窄,導(dǎo)致大斜切角AlN的臺(tái)面凹坑與臺(tái)階邊緣凹坑發(fā)生相互融合形成V形邊緣形貌。本研究揭示了熱退火過(guò)程中AlN薄膜表面形貌演化規(guī)律和物理機(jī)理,為面內(nèi)組分調(diào)制的AlGaN基高效率深紫外LED提供基礎(chǔ)。
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聶子凱,賁建偉,張恩韜,馬曉寶,張山麗,石芝銘,呂順鵬,蔣 科,孫曉娟,黎大兵
(1.中國(guó)科學(xué)院長(zhǎng)春光學(xué)精密機(jī)械與物理研究所,發(fā)光學(xué)及應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長(zhǎng)春 130033;2.中國(guó)科學(xué)院大學(xué),材料科學(xué)與光電工程中心,北京 100049)
0 引 言
AlGaN是直接帶隙寬禁帶半導(dǎo)體,其帶隙寬度在3.4 eV至6.2 eV連續(xù)可調(diào),對(duì)應(yīng)發(fā)光波長(zhǎng)覆蓋365 nm至200 nm,是制備深紫外發(fā)光二極管(light-emitting diode, LED)的理想材料[1-4]。然而目前報(bào)道的AlGaN基深紫外LED外量子效率最高僅為20.4%,仍難以滿(mǎn)足應(yīng)用需求[5]。其中內(nèi)量子效率(internal quantum efficiency, IQE)和光提取效率(light extraction efficiency, LEE)是影響AlGaN基深紫外LED外量子效率的關(guān)鍵因素[6-7]。盡管研究人員嘗試了多種方法提高AlGaN基深紫外LED的IQE,例如設(shè)計(jì)電子阻擋層和使用超薄量子阱等方法[8-11],但是其IQE仍具有較大的提升空間。近年來(lái),研究人員提出一種利用大斜切角襯底形成面內(nèi)組分調(diào)制增強(qiáng)載流子局域化的方法以有效提升IQE[12-14]。該方法原理為利用大斜切角襯底使AlGaN的外延過(guò)程由臺(tái)階流模式生長(zhǎng)轉(zhuǎn)變?yōu)榕_(tái)階聚束生長(zhǎng)模式,由于Ga原子表面遷移率大于Al原子表面遷移率,Ga原子在臺(tái)階聚束的邊緣區(qū)域聚集從而形成面內(nèi)組分調(diào)制。由于AlGaN材料禁帶寬度隨Al組分升高而增大,面內(nèi)組分調(diào)制現(xiàn)象將會(huì)導(dǎo)致載流子在面內(nèi)產(chǎn)生局域化效應(yīng),在傳統(tǒng)量子阱結(jié)構(gòu)基礎(chǔ)上增加了載流子局域維度,進(jìn)而增大載流子輻射復(fù)合效率[15-16]。2019年,Sun等[17]研究發(fā)現(xiàn)相較于0.2°斜切角襯底,4°斜切角襯底外延AlGaN基LED的IQE從64%大幅提高至91%。此外,由于高Ga組分區(qū)域的折射率比高Al組分區(qū)域大,在面內(nèi)方向形成光限制結(jié)構(gòu),提升光束沿±c方向傳播比例,從而提升LEE。
除了載流子局域化效應(yīng),穿透位錯(cuò)密度(threading dislocation density, TDD)也是影響IQE的重要因素之一。位錯(cuò)在載流子輸運(yùn)和復(fù)合過(guò)程中會(huì)充當(dāng)非輻射復(fù)合中心、載流子陷阱和漏電通道,導(dǎo)致IQE降低[18-20]。而襯底斜切角也會(huì)影響AlN薄膜的位錯(cuò)密度,Shen等[21-23]利用0.5°和2°斜切襯底外延生長(zhǎng)AlN并測(cè)得其TDD分別為6×109cm-2和4×108cm-2,發(fā)現(xiàn)TDD隨斜切角度增大而下降。這種不同斜切角襯底上生長(zhǎng)AlGaN外延層之間的TDD差異將會(huì)影響不同斜切角襯底上AlGaN基LED載流子行為,不利于分析襯底斜切角對(duì)面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN的發(fā)光效率的影響。近年來(lái),Miyake等[24-27]提出了一種面對(duì)面高溫退火(face-to-face high-temperature annealing, FFA-HTA)方法,可簡(jiǎn)單高效降低AlN模板位錯(cuò)密度,其原理是利用高溫為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提供能量促使位錯(cuò)相互作用發(fā)生湮滅。因此,利用FFA-HTA方法一方面有效降低TDD并提高LED工作效率,另一方面降低不同斜切角AlN薄膜之間的TDD差異,有利于研究襯底斜切角和載流子行為之間的關(guān)系。
盡管FFA-HTA能夠有效降低AlN位錯(cuò)密度,但是AlN薄膜表面形貌在高溫?zé)嵬嘶疬^(guò)程中也會(huì)發(fā)生變化。Fan等[28]發(fā)現(xiàn)在超過(guò)1300 ℃時(shí),AlN薄膜開(kāi)始分解,表面形貌變得粗糙并出現(xiàn)凹坑。根據(jù)AlGaN材料載流子面內(nèi)局域化效應(yīng)產(chǎn)生機(jī)理,臺(tái)階聚束形貌是形成AlGaN面內(nèi)組分調(diào)制進(jìn)而實(shí)現(xiàn)面內(nèi)載流子局域化的必要條件。因此在通過(guò)FFA-HTA方法獲得低位錯(cuò)密度AlN模板的同時(shí),闡明不同條件的FFA-HTA對(duì)AlN模板臺(tái)階聚束表面形貌影響規(guī)律及機(jī)理是至關(guān)重要的。然而,目前在FFA-HTA過(guò)程中不同斜切角的AlN模板臺(tái)階聚束表面形貌演變過(guò)程和相應(yīng)的物理機(jī)制卻尚不明確,阻礙了FFA-HTA方法在制備面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN基LED方面的應(yīng)用。
針對(duì)上述問(wèn)題,本工作對(duì)不同斜切角c面藍(lán)寶石襯底上生長(zhǎng)的AlN模板在FFA-HTA過(guò)程中的表面形貌演變過(guò)程進(jìn)行深入研究。分析了不同退火溫度下AlN表面形貌演變過(guò)程,利用第一性原理計(jì)算臺(tái)階聚束表面不同位置Al-N原子對(duì)的脫附能量,并據(jù)此建立了表面形貌演變的物理模型。相關(guān)成果有助于指導(dǎo)熱處理臺(tái)階聚束形貌AlN模板在制備面內(nèi)組分調(diào)制AlGaN基LED方面的應(yīng)用。
1 實(shí) 驗(yàn)
使用中晟的金屬有機(jī)化合物化學(xué)氣相沉積(metal organic chemical vapor deposition, MOCVD)系統(tǒng)在c面斜切藍(lán)寶石襯底上外延生長(zhǎng)AlN,襯底斜切角分別為0.2°、0.5°和1°,生長(zhǎng)厚度為600 nm。MOCVD生長(zhǎng)使用三甲基鋁和氨氣作為鋁源和氮源,載氣均為氫氣。在生長(zhǎng)前使用氫氣在1 100 ℃下預(yù)處理10 min。第一步生長(zhǎng)約30 nm的低溫AlN成核層,生長(zhǎng)溫度850 ℃,生長(zhǎng)壓力50 mbar,Ⅴ/Ⅲ=16 900。第二步生長(zhǎng)約570 nm 的高溫AlN層,生長(zhǎng)溫度1 210 ℃,生長(zhǎng)壓力30 mbar,Ⅴ/Ⅲ=118。取10 mm×10 mm尺寸AlN樣品采用面對(duì)面退火的方式進(jìn)行高溫退火,使用藍(lán)寶石襯底濺射生長(zhǎng)200 nm的AlN作為覆蓋片。熱退火的氣氛為N2,流量為0.2 L/min,壓力為1 atm,熱退火的溫度分別為1 500、1 550、1 600、1 650、1 700 ℃,退火時(shí)間為1 h。
采用高分辨X射線(xiàn)衍射儀(high resolution X-ray diffraction, HR-XRD)測(cè)定樣品搖擺曲線(xiàn)(XRD rocking curve, XRC)的半峰全寬(full width at half maximum, FWHM)表征AlN位錯(cuò)密度。采用拉曼(Raman)光譜測(cè)量AlN的E2(high)峰位移量表征AlN的應(yīng)力狀態(tài),采用原子力顯微鏡(atomic force microscope, AFM)表征AlN形貌。
2 結(jié)果與討論
圖1 0.2°、0.5°及1.0°斜切角襯底上外延AlN的XRD 2θ-ω掃描圖譜Fig.1 XRD 2θ-ω scan graph of AlN samples with 0.2°, 0.5° and 1.0° offcut angle
圖2 0.2°、0.5°及1.0°斜切角AlN樣品在退火前后的XRD搖擺曲線(xiàn)半峰全寬統(tǒng)計(jì)圖Fig.2 XRC FWHM of AlN samples with 0.2°, 0.5° and 1.0° offcut angle before and after annealing
(1)
高溫?zé)嵬嘶鸪四軌蚪档臀诲e(cuò)密度,還能夠改變AlN應(yīng)力狀態(tài),將AlN由張應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài),從而降低薄膜龜裂幾率。圖3為退火前和1 700 ℃退火后的AlN拉曼光譜,虛線(xiàn)位置為無(wú)應(yīng)力狀態(tài)AlN的E2(high)振動(dòng)模式峰位置,圖中所有拉曼光譜均已歸一化。所有拉曼光譜均使用藍(lán)寶石襯底在417.8 cm-1處的A1g峰進(jìn)行校準(zhǔn)。對(duì)于AlN材料來(lái)說(shuō)E2(high)振動(dòng)模式拉曼峰位移可以用來(lái)表征應(yīng)力狀態(tài),AlN在無(wú)應(yīng)力狀態(tài)下E2(high)峰位于656 cm-1,若AlN樣品E2(high)峰小于該值則AlN存在雙軸張應(yīng)力,大于該值則為雙軸壓應(yīng)力。
圖3 AlN樣品E2(high)峰拉曼光譜Fig.3 Raman spectra of AlN E2(high) peak
AlN應(yīng)力值可以使用公式(2)計(jì)算[31]:
ω=ω0+ω′P+ω″P2
(2)
式中:ω為拉曼測(cè)試所得AlN樣品的E2(high)峰位置;ω0為AlN無(wú)應(yīng)力狀態(tài)的E2(high)峰位置,其值為656 cm-1;ω′和ω″為理論計(jì)算得到的擬合系數(shù),其值分別為5.39 cm-1·GPa-1和-0.05 cm-1·GPa-2。經(jīng)過(guò)計(jì)算,各斜切角度的AlN退火前后的應(yīng)力在表1中列出,其中正值表示壓應(yīng)力,負(fù)值表示張應(yīng)力。由表1中數(shù)據(jù)可知退火前AlN均為張應(yīng)力狀態(tài),而在退火之后AlN轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài)。應(yīng)力狀態(tài)由張應(yīng)力向壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變是由于藍(lán)寶石熱膨脹系數(shù)大于AlN熱膨脹系數(shù),在熱退火降溫過(guò)程中在AlN薄膜內(nèi)形成壓應(yīng)力[32]。
表1 AlN薄膜退火前后應(yīng)力情況Table 1 Stress of AlN film before and after annealing
AlN表面形貌對(duì)后續(xù)AlGaN外延的組分調(diào)制具有重要影響,為了探究高溫退火過(guò)程中AlN表面形貌演化過(guò)程,本文利用AFM對(duì)AlN表面微觀形貌進(jìn)行表征。由于1 500 ℃至1 600 ℃退火后形貌變化不顯著,因此圖4僅展示了不同斜切角襯底的AlN樣品在退火前和1 600、1 650和1 700 ℃退火后的形貌。在退火前,所有斜切角AlN均為臺(tái)階聚束形貌,如圖4(a)和(e)所示,臺(tái)階邊緣平直,臺(tái)面上幾乎沒(méi)有缺陷。在1 600 ℃退火后,臺(tái)階邊緣出現(xiàn)帶有六邊形或三角形特征的凹陷,如圖4(b)和(f)所示,這種凹陷形狀可能與AlN的六方結(jié)構(gòu)有關(guān)。當(dāng)退火溫度上升至1 650 ℃時(shí),0.2°斜切AlN臺(tái)階平面區(qū)域形成了直徑50～200 nm的凹坑,如圖4(c)所示,凹坑的邊緣同樣存在60°或120°的結(jié)構(gòu)。然而0.5°和1°的AlN臺(tái)階平面處幾乎沒(méi)有凹坑,僅臺(tái)階邊緣存在六方特征凹陷。當(dāng)退火溫度上升至1 700 ℃時(shí),所有AlN樣品表面均存在少量的晶粒,如圖4(d)和(h)所示,晶粒尺寸在20～100 nm,根據(jù)上述AlN退火形貌演化的分析,這些晶?？赡軄?lái)自臺(tái)階邊緣和臺(tái)面的六方凹坑不斷擴(kuò)大相互融合,最終在凹坑之間遺留少量不完全分解的AlN晶粒。
圖4 AlN在退火前和1 600～1 700 ℃退火后的AFM照片,掃描尺寸5 μm×5 μm。(a)～(d)0.2°斜切角AlN的AFM照片;(e)～(h)0.5°斜切角AlN的AFM照片;(i)～(l)1°斜切角AlN的AFM照片F(xiàn)ig.4 AFM image of AlN without annealing and with high-temperature annealing at 1 600～1 700 ℃, the scanning area used in the AFM is 5 μm×5 μm. (a)～(d) AFM image of AlN with 0.2° offcut angle; (e)～(h) AFM image of AlN with 0.5° offcut angle; (i)～(l) AFM image of AlN with 1° offcut angle
為了探究表面形貌變化與表面原子脫附的關(guān)系,本文進(jìn)一步增大樣品尺寸以減少中心區(qū)域脫附原子的散逸過(guò)程,使中心區(qū)域脫附與吸附過(guò)程達(dá)到平衡狀態(tài)。實(shí)驗(yàn)使用2英寸(1英寸=2.54 cm)AlN外延片在1 700 ℃進(jìn)行FFA-HTA,襯底斜切角、生長(zhǎng)條件和退火條件與10 mm×10 mm樣品一致。圖5為2英寸樣品中心區(qū)域退火后AFM照片,其中圖5(a)～(c)分別為0.2°、0.5°和1°斜切AlN表面形貌。與10 mm×10 mm樣品相比,2英寸晶圓中心位置表面形貌變化程度較小,退火后幾乎沒(méi)有出現(xiàn)凹坑現(xiàn)象。這表明表面原子脫附是AlN退火后表面形貌改變的主要原因。
圖5 2英寸斜切AlN外延片中心區(qū)域1 700 ℃退火后AFM照片F(xiàn)ig.5 AFM images of 2 inch AlN at center region after 1 700 ℃ annealing
為了更清晰地說(shuō)明熱退火過(guò)程中AlN形貌演化過(guò)程,根據(jù)以上AFM形貌結(jié)果和分析,本文建立如圖6所示的簡(jiǎn)化模型。纖鋅礦結(jié)構(gòu)AlN晶體可以抽象為以Al-N原子對(duì)為基本組成單元的密排六方結(jié)構(gòu),每個(gè)Al-N原子對(duì)都占據(jù)一個(gè)六棱柱的空間。模型中六棱柱的顏色表示各位置Al-N原子對(duì)的脫附能量差異。其中紅色代表在完整臺(tái)階邊緣形成的初始空位缺陷,黃色代表在完整臺(tái)面形成的初始空位缺陷,橙色代表在臺(tái)階邊緣空位缺陷周?chē)睦^發(fā)空位缺陷,綠色代表臺(tái)面上空位缺陷周?chē)睦^發(fā)空位缺陷。圖6(a)～(d)和圖6(e)～(h)分別代表小角度斜切和大角度斜切形貌演化過(guò)程,圖6(a)～(h)中內(nèi)嵌的小圖為0.2°和0.5°斜切AlN形貌,對(duì)應(yīng)圖4(a)～(h)中矩形框內(nèi)放大的AFM照片,范圍為1 μm×1 μm。
圖6(a)和(e)表示未退火前的臺(tái)階形貌,兩者之間差異在于大角度斜切臺(tái)階比小角度斜切臺(tái)階更高更窄,這與圖4中AFM照片相符。當(dāng)退火溫度開(kāi)始升高時(shí),臺(tái)階邊緣和臺(tái)面區(qū)域存在部分即將從表面脫附的Al-N原子對(duì),在模型中分別用紅色和黃色表示。當(dāng)溫度上升至1 600 ℃時(shí),如圖6(b)和(f)所示,臺(tái)階邊緣的Al-N原子對(duì)最先開(kāi)始分解并留下具有六方特征的凹坑,這與內(nèi)嵌的AFM照片相符合。當(dāng)溫度上升至1 650 ℃時(shí),如圖6(c)和(g)所示,臺(tái)面處的Al-N原子對(duì)也開(kāi)始脫附并形成凹坑。由于小斜切角的AlN臺(tái)階寬度較大,因此臺(tái)面處的凹坑有足夠的空間擴(kuò)展到較大尺寸。而大角度斜切的AlN臺(tái)階寬度較窄,臺(tái)面處的凹坑尚未擴(kuò)展至足夠大的尺寸就已經(jīng)和臺(tái)階邊緣的凹坑合并形成較大的V形缺口,因此AFM照片中只能觀測(cè)到小斜切角AlN臺(tái)面處存在凹坑。當(dāng)溫度上升至1 700 ℃時(shí),如圖6(d)和(h)所示,所有斜切角AlN的臺(tái)面凹坑和臺(tái)階邊緣凹坑均擴(kuò)展至較大尺寸并相互融合,僅留下少數(shù)融合過(guò)程中未完全分解的空隙并形成晶粒凸起。
為了驗(yàn)證上述熱退火形貌演化模型,本文利用第一性原理計(jì)算得出模型中五種位置的Al-N原子對(duì)脫附能量,并通過(guò)對(duì)比五種位置的脫附能的大小推測(cè)它們隨退火溫度上升形成的先后順序。由于脫附能的計(jì)算較為復(fù)雜,因此采用Al-N原子對(duì)空位(VAl-N)形成能代替脫附能以簡(jiǎn)化計(jì)算難度,減少計(jì)算量。
空位形成能的計(jì)算利用密度泛函理論使用維也納從頭模擬軟件包進(jìn)行第一性原理計(jì)算,使用廣義梯度近似方法作為普度-伯克-恩澤霍夫交換關(guān)聯(lián)函數(shù)。計(jì)算模型超胞大小設(shè)定為6×6×3共計(jì)294個(gè)原子,如圖7(a)所示,表面真空層設(shè)定為2 nm,底層的Al原子和N原子用氫原子飽和。在電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化過(guò)程設(shè)定收斂能量和收斂力為10-6eV和-0.01 eV/nm。VAl-N的形成能計(jì)算是通過(guò)在完整超胞基礎(chǔ)上移除Al-N原子對(duì)后計(jì)算總能量,再與完整超胞的總能量比較獲得。所有位置的VAl-N經(jīng)過(guò)電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化過(guò)的結(jié)構(gòu)如圖7(b)～(f)所示,熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)下的空位形成能Ef由公式(3)得出:
圖7 各種狀態(tài)下經(jīng)過(guò)電子結(jié)構(gòu)優(yōu)化后的AlN超胞模型。(a)完整臺(tái)階超胞模型;(b)臺(tái)階邊緣形成初始空位的超胞模型;(c)臺(tái)面形成初始空位的超胞模型;(d)臺(tái)階邊緣垂直方向形成兩個(gè)空位的超胞模型;(e)臺(tái)階邊緣水平方向形成兩個(gè)空位的超胞模型;(f)臺(tái)面處形成兩個(gè)空位的超胞模型Fig.7 Supercell model of AlN optimized by electronic strcture in various states. (a) Without vacancy; (b) with an initial vacancy at step edge; (c) with an initial vacancy at step terrace; (d) with two vacancies vertically at step edge; (e) with two vacancies horizontally at step edge; (f) with two vacancies at step terrace
Ef=ED-EP+nAlμAl+nNμN(yùn)
(3)
式中:ED為無(wú)缺陷表面總能量;EP為存在缺陷表面總能量;μAl和μN(yùn)為脫附的Al原子和N原子的化學(xué)勢(shì);nAl和nN為空位缺陷的數(shù)量。退火氣氛為氮?dú)?因此原子化學(xué)勢(shì)在富N條件下計(jì)算,其中Al原子化學(xué)勢(shì)為3.74 eV,N原子化學(xué)勢(shì)為0。各種Al-N原子對(duì)脫附位置圖7中已經(jīng)標(biāo)出,其中E(VAl1-N1)為臺(tái)階邊緣初始空位的形成能,E(VAl2-N2)為臺(tái)面上初始空位形成能,E(VAl3-N3)為邊緣缺陷向下擴(kuò)展的空位形成能,E(VAl4-N4)為邊緣缺陷向橫向擴(kuò)展的空位形成能,E(VAl5-N5)為臺(tái)面缺陷向周?chē)鷶U(kuò)展空位形成能。各空位形成能數(shù)值在表2中詳細(xì)展示。
表2 不同位置Al-N原子對(duì)空位缺陷形成能Table 2 Formation energy of Al-N pairs vacancy defects forming on different sites
對(duì)比E(VAl1-N1)、E(VAl3-N3)和E(VAl4-N4)的大小關(guān)系可以得出:當(dāng)完整臺(tái)階邊緣形成初始空位缺陷之后,以這個(gè)臺(tái)階邊緣缺陷為基礎(chǔ)的繼發(fā)空位缺陷形成能較低,因此空位迅速橫向擴(kuò)展聚集形成大范圍表面缺陷,而縱向擴(kuò)展的空位形成能較高不易發(fā)生,這與1 600 ℃熱退火臺(tái)階邊緣形成六方特征凹坑相符合。對(duì)比E(VAl2-N2)和E(VAl5-N5)的大小關(guān)系可以發(fā)現(xiàn)當(dāng)臺(tái)面區(qū)域中心形成初始空位缺陷后,在其周?chē)尚碌目瘴蝗毕莸男纬赡茱@著降低,這表明在臺(tái)面處初始空位形成后,周?chē)脑訉?huì)以這個(gè)空位為中心相繼形成新的空位,最終導(dǎo)致凹坑的產(chǎn)生。對(duì)比E(VAl1-N1)和E(VAl2-N2)發(fā)現(xiàn)臺(tái)階邊緣的空位形成能遠(yuǎn)低于臺(tái)面區(qū)域的空位形成能。這說(shuō)明當(dāng)退火溫度較低時(shí)晶格振動(dòng)能量不足以使臺(tái)面處發(fā)生脫附,因此僅能夠在臺(tái)階邊緣發(fā)生脫附形成六方凹坑。隨著溫度升高晶格振動(dòng)能量增大臺(tái)面處發(fā)生脫附才會(huì)形成臺(tái)面凹坑。這與實(shí)驗(yàn)觀察的現(xiàn)象相符,即1 600 ℃退火AlN表面形貌僅在臺(tái)階邊緣處出現(xiàn)凹坑,升溫至1 650 ℃后0.2°斜切角AlN才在臺(tái)面處產(chǎn)生大量的凹坑。
3 結(jié) 論
本文系統(tǒng)地研究了臺(tái)階聚束形貌AlN在高溫?zé)嵬嘶疬^(guò)程中的形貌演變過(guò)程和物理機(jī)理。首先通過(guò)FFA-HTA方法降低了位錯(cuò)密度,并且減少不同斜切角AlN之間的位錯(cuò)密度差異,同時(shí)AlN應(yīng)力狀態(tài)由張應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力,可降低后續(xù)外延的龜裂問(wèn)題。隨后觀測(cè)表面形貌發(fā)現(xiàn),隨退火溫度升高在臺(tái)階邊緣處和臺(tái)面處先后出現(xiàn)六方特征凹坑,而增大退火樣品尺寸、減少中心區(qū)域原子散逸則可以抑制凹坑的出現(xiàn),證明表面原子脫附是出現(xiàn)凹坑的主要原因。在此基礎(chǔ)上提出基于表面脫附理論的表面形貌演變模型,并進(jìn)一步通過(guò)第一原理計(jì)算研究了表面形態(tài)的演變過(guò)程和物理機(jī)理。當(dāng)退火溫度為1 600 ℃時(shí),所有襯底斜切角外延的AlN均在臺(tái)階邊緣產(chǎn)生具有六方特征的凹坑,根據(jù)理論計(jì)算結(jié)果分析得出臺(tái)階邊緣區(qū)域初始空位形成能(10.72 eV)低于臺(tái)面區(qū)域初始空位形成能(12.12 eV),因此該溫度下不足以在臺(tái)面區(qū)域形成凹坑。隨著退火溫度升高至1 650 ℃,此時(shí)熱運(yùn)動(dòng)能量足以在臺(tái)面區(qū)域形成初始空位缺陷,且臺(tái)面區(qū)域繼發(fā)空位形成能(11.62 eV)低于臺(tái)面區(qū)域初始空位形成能(12.12 eV),導(dǎo)致空位迅速擴(kuò)大成為凹坑。然而AlN表面臺(tái)階寬度隨斜切角增大而變窄,導(dǎo)致大斜切角AlN的臺(tái)面凹坑與臺(tái)階邊緣凹坑發(fā)生相互融合形成V形邊緣形貌。本研究揭示了熱退火過(guò)程中AlN薄膜表面形貌演化規(guī)律和物理機(jī)理,為面內(nèi)組分調(diào)制的AlGaN基高效率深紫外LED提供基礎(chǔ)。
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