采用分子束外延（MBE）方法制備了高質(zhì)量的高Al組分AlGaN薄膜,在室溫下獲得了266 nm波長的深紫外發(fā)光。利用原位監(jiān)控系統(tǒng),結合原子力顯微鏡（AFM）和變溫光致發(fā)光（PL）譜研究了生長前端的Ga原子的表面活性作用對AlGaN薄膜的生長模式、表面形貌和光學性質(zhì)的影響,并通過二次離子質(zhì)譜儀（SIMS）探究了生長溫度與p型AlGaN Mg摻雜濃度的變化關系及內(nèi)在機理。結果顯示,Ga原子不僅參與AlGaN的結晶,而且在薄膜生長和Mg摻雜中發(fā)揮著表面活性劑的作用,能夠促進Al原子的遷移與并入。Ga原子作為表面活性劑有利于AlGaN薄膜進行二維層狀生長,改善AlGaN薄膜的表面形貌和光學特性;它還能夠提高Al原子的并入效率,使AlGaN薄膜具有更短的發(fā)光波長。此外,適當降低p型AlGaN薄膜的生長溫度,能減少Mg原子脫吸附并增強Ga原子的表面活性劑作用,從而提高Mg的摻雜濃度。 

【文章來源】：半導體技術. 2020,45(09)北大核心

【文章頁數(shù)】：7 頁

【部分圖文】：

AlGaN薄膜在生長過程中的RHEED衍射圖

圖2(a)、(b)和(c)分別是AlN模板、樣品A和樣品B在5 μm×5 μm掃描范圍內(nèi)的AFM表面形貌圖。對比兩個樣品的表面形貌圖可以發(fā)現(xiàn)在Ga源BEP較小的條件下,生長的AlGaN薄膜表面形貌較差,Ra約為3.22 nm,且表面上有很多小島,這表明樣品A是在三維島狀模式下生長的。然而,在Ga源BEP較大的條件下生長的AlGaN薄膜表面較平坦,Ra約為1.77 nm。圖2(d)為樣品B在330 nm×330 nm掃描范圍內(nèi)的AFM表面形貌圖,從圖中可以看到清晰的原子級臺階,這說明樣品B是在二維模式下生長的。圖3為兩個樣品的室溫PL譜,圖中IPL,nor為歸一化PL強度。樣品A和樣品B的PL發(fā)光峰的波長(λ)分別為305 nm和266 nm,對應的半峰全寬分別為19.66 nm和12.57 nm。與樣品A相比,樣品B在生長過程中Al源BEP占比有所降低,但樣品具有更高的Al組分和更好的發(fā)光性能。樣品B的生長表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生長過程中被Ga原子層覆蓋,由于Ga—N鍵比Al—N鍵脆弱,修飾臺階的Ga原子降低了Al原子從上臺面落入下臺面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)勢壘[16]。另外,由于Ga原子的存在,擴散到上臺面的Al原子需要克服一個額外的能量勢壘[17],Al原子還需要和臺面或臺階上的Ga原子交換位置以并入晶格。這些現(xiàn)象導致Ga原子不僅參與晶體生長,還促使原本遷移率較小的Al原子向下傳輸,增強生長表面Al原子的擴散,從而抑制三維島狀生長的熱力學驅(qū)動力,促進薄膜逐層生長的同時增大了Al原子的并入效率。

圖3為兩個樣品的室溫PL譜,圖中IPL,nor為歸一化PL強度。樣品A和樣品B的PL發(fā)光峰的波長(λ)分別為305 nm和266 nm,對應的半峰全寬分別為19.66 nm和12.57 nm。與樣品A相比,樣品B在生長過程中Al源BEP占比有所降低,但樣品具有更高的Al組分和更好的發(fā)光性能。樣品B的生長表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生長過程中被Ga原子層覆蓋,由于Ga—N鍵比Al—N鍵脆弱,修飾臺階的Ga原子降低了Al原子從上臺面落入下臺面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)勢壘[16]。另外,由于Ga原子的存在,擴散到上臺面的Al原子需要克服一個額外的能量勢壘[17],Al原子還需要和臺面或臺階上的Ga原子交換位置以并入晶格。這些現(xiàn)象導致Ga原子不僅參與晶體生長,還促使原本遷移率較小的Al原子向下傳輸,增強生長表面Al原子的擴散,從而抑制三維島狀生長的熱力學驅(qū)動力,促進薄膜逐層生長的同時增大了Al原子的并入效率。作為深紫外光電子器件的核心材料,AlGaN薄膜的發(fā)光特性是決定器件性能的重要因素,為更深入地分析Ga作為表面活性劑對AlGaN材料發(fā)光特性的影響,對樣品A和B進行了變溫PL測試。圖4為樣品A和B的變溫PL譜,圖中IPL為PL強度。從插圖中可以發(fā)現(xiàn),兩個樣品的帶邊發(fā)光峰的能量整體上隨著溫度(T)的升高而減小,且在高溫下基本滿足描述禁帶寬度(Eg)隨溫度變化的Varshni經(jīng)驗公式[18]。在低溫下,由于兩個樣品中均存在不同程度的局域態(tài)激子發(fā)光,導致樣品發(fā)光峰的能量小于理論估算的禁帶寬度。


本文編號：3290528