行業(yè) | 密歇根大學(xué)/加州大學(xué)采用等離子輔助MBE實現(xiàn)N極性AlN中可控Si摻雜

譯自原文
Demonstration of controllable Si doping in N-polar AlN using plasma-assisted molecular beam epitaxy

原文作者
Md Irfan Khan; Cindy Lee; Elaheh Ahmadi, University of Michigan/University of California, Los Angeles

原文鏈接
https://doi.org/10.1063/5.0167294, Appl. Phys. Lett. 124, 062107 (2024)

項目支持方
美國陸軍研究實驗室（the Army Research Lab）

摘要

本文展示了采用等離子輔助分子束外延（PAMBE）技術(shù)實現(xiàn)了N極性AlN單晶襯底上同質(zhì)外延生長AlN薄膜中的可控Si摻雜。通過優(yōu)化生長條件，我們在950℃下獲得了高質(zhì)量的N極性AlN薄膜。然而，我們的研究揭示，在這樣的高溫生長環(huán)境下，Si的摻入量會顯著降低。為了實現(xiàn)更高的Si摻入量，我們通過在低溫生長時使用Ga作為表面活性劑，開發(fā)了低溫和高溫混合生長工藝。通過將AlN的生長溫度降低到750℃，我們能夠摻入高達(dá)2 x 10²⁰ cm^-3的Si摻雜濃度，并在室溫下實現(xiàn)了高達(dá)1.25 x 10¹⁹ cm^-3的電子濃度。SIMS（二次離子質(zhì)譜分析）顯示，在低溫下使用Ga作為表面活性劑生長的AlN薄膜中，摻入的Ga含量小于0.2%。

近年來，由于其優(yōu)異的電子特性，AlN在研究界引起了廣泛關(guān)注。AlN是一種超寬帶隙材料，具有6.2 eV的直接帶隙，具有高擊穿電場（12 MV/cm）和高熱導(dǎo)率。此外，通過將AlN與鎵（Ga）、銦（In）和鈧（Sc）合金化的實現(xiàn)能帶工程，并在AlGaN/AlN界面由于強(qiáng)壓電極化和自發(fā)極化形成二維電子氣（2DEG）。此外，AlN具有高溫穩(wěn)定性，適用于惡劣環(huán)境中的應(yīng)用。由于這些獨特的特性，AlN被視為下一代高功率電子和光電子應(yīng)用有前途的候選材料。

N極性III族氮化物（N-polar III-N）相較于金屬極性III族氮化物（metal-polar III-N）在器件應(yīng)用方面具有幾個優(yōu)勢。N型極性異質(zhì)結(jié)構(gòu)具有固有的寬帶隙Al(Ga)N背勢壘，可以減少緩沖層泄漏以及短溝道效應(yīng)，并更好地限制二維電子氣（2DEG）。這增強(qiáng)了關(guān)態(tài)夾斷特性，同時降低了開態(tài)輸出電導(dǎo)。更好的背面限制將2DEG推向柵極金屬，提高了柵電容以及對溝道的柵控能力。此外，N型極性HEMT中的2DEG可以通過帶隙較窄的溝道層接觸，從而對電子來說，比通過寬帶隙勢壘的接觸具有更小的障礙，這是在金屬極性HEMT中獲得低電阻歐姆接觸的瓶頸。通過選擇性區(qū)域歐姆再生長可在N極性異質(zhì)結(jié)構(gòu)中實現(xiàn)更低的歐姆電阻。此外，從AlN到AlGaN的N極性AlN上的組分漸變導(dǎo)致在AlGaN漸變層中形成三維電子氣（3DEG）。這導(dǎo)致N極性AlN FETs中產(chǎn)生更低的歐姆電阻。由于這些獨特的優(yōu)勢，N極性III族氮化物已成為下一代高功率、高頻電子應(yīng)用更具吸引力的選擇。

在AlN中實現(xiàn)均勻且可控的n型摻雜對于實現(xiàn)AlN基下一代電子和光電子器件至關(guān)重要。硅（Si）在過去幾十年中一直是AlN中最常見的n型摻雜劑。盡管Si在GaN中是一個淺施主，但隨著AlGaN中Al含量的增加，Si的電離能增加。AlN中的Si摻雜劑轉(zhuǎn)變?yōu)榭拷鼘?dǎo)帶的穩(wěn)定DX態(tài)，抑制了AlN:Si的摻雜效率。此外，隨著Si摻雜量的增加，觀察到一個補(bǔ)償膝（compensation knee）現(xiàn)象。在低Si摻雜水平下，增加Si濃度會增加自由電子。然而，對于高Si摻雜，增加Si濃度會減少自由電子濃度。這種補(bǔ)償膝的機(jī)制被歸因于許多因素，包括DX躍遷、陽離子空位、SiN和陽離子空位-硅復(fù)合物。Harris等人提出，V_Al + nSi_Al復(fù)合物在Si摻雜AlN的補(bǔ)償膝行為中起著至關(guān)重要的作用。在低Si摻雜時，Si_Al和V_Al決定了費米能級，隨著Si摻雜的增加而增加；而在高Si摻雜時，V_Al + 2Si_Al和V_Al + 3Si_Al復(fù)合物決定了費米能級，隨著Si摻雜的增加而減小。此外，低螺旋位錯密度（TDD）的AlN薄膜，如體AlN或在單晶AlN襯底上外延生長的AlN，對于獲得高n型導(dǎo)電性至關(guān)重要。

到目前為止，已經(jīng)有了相關(guān)硅摻雜AlN的報導(dǎo)。Ahmad等人利用等離子體輔助分子束外延（PAMBE）技術(shù)中的金屬調(diào)制外延（MME）技術(shù)，在硅摻雜的單晶AlN中實現(xiàn)了1 x 10¹⁸ cm^-3的電子濃度。Breckenridge等人通過離子注入法在硅摻雜AlN中實現(xiàn)了8 x 10¹⁶ cm^-3的自由載流子濃度和32 cm²/Vs的遷移率。Bagheri等人采用金屬有機(jī)化學(xué)氣相沉積（MOCVD）生長的硅摻雜AlN中報導(dǎo)了7 x 10¹⁴ cm^-3的載流子濃度下300 cm²/Vs的電子遷移率。然而，所有這些研究都集中在硅摻雜的鋁極性AlN上，尚未報道氮極性AlN的硅摻雜。

在本文中，我們展示采用PA-MBE在N極性AlN中實現(xiàn)了均勻且可控的硅摻雜。我們的研究表明，在高溫的生長環(huán)境下，硅在AlN中的摻入顯著減少。為了提高硅的摻入，我們開發(fā)了一種通過在低溫生長時使用鎵作為表面活性劑，結(jié)合低溫和高溫生長條件的混合生長技術(shù)來生長高質(zhì)量的N極性AlN薄膜。這種方法顯著提高了硅在AlN中的摻入，使得室溫下硅摻雜濃度高達(dá)2 x 10²⁰ cm^-3，電子濃度高達(dá)1.25 x 10¹⁹ cm^-3。

AlN樣品是在Veeco GENXplore MBE系統(tǒng)中生長的，該系統(tǒng)配備了傳統(tǒng)的鋁和鎵蒸發(fā)池以及射頻（RF）等離子體源，用于提供活性氮。氮源由99.9999%超高純度的N₂氣體組成，以0.3 SCCM的流速通過射頻等離子體源，射頻功率為350 W，這對應(yīng)于在金屬富集狀態(tài)下生長GaN膜的生長速率為2.5 nm/min。使用從高分辯率X射線衍射（HRXRD）（補(bǔ)充材料，圖S1）搖擺曲線中提取的2英寸AlN襯底晶片，厚度為450 μm，全寬半最大值（FWHM）為25 arc sec，用于生長AlN薄膜。生長前，將襯底切割成5 x 5 mm²的小塊，并在鋁極性面涂覆500 nm的電子束（e-beam）蒸發(fā)鈦。之后，將襯底用溶劑清洗，浸泡在丙酮、甲醇和異丙醇中4分鐘，以去除襯底表面的所有有機(jī)殘留物。溶劑清洗后，將襯底片與熔融銦粘合的硅晶片粘合。然后將準(zhǔn)備好的襯底加載到MBE負(fù)載鎖定室中。在緩沖室中以400℃烘烤1小時，以去除水分，然后將襯底轉(zhuǎn)移到生長室。在生長過程中，使用熱電偶測量并監(jiān)控襯底溫度。通過反射高能電子衍射（RHEED）原位監(jiān)測生長情況。

使用Veeco Dimension ICON原子力顯微鏡（AFM）對樣品的表面形貌和表面粗糙度進(jìn)行了表征。使用日立SU8000掃描電子顯微鏡（SEM）獲取SEM圖像。在Rigaku Smartlab XRD上記錄了HRXRD Ω–2θ掃描。利用二次離子質(zhì)譜法（SIMS）測量了Si摻雜濃度和均勻性。室溫下的霍爾電子濃度和霍爾電子遷移率是通過Ecopia HMS-3000霍爾測量系統(tǒng)測量的，該系統(tǒng)采用Ti/Al/Ni/Au歐姆接觸，放置在5 x 5 mm²樣品的角落附近，采用范德堡配置。在Quantum Design的Dynacool物理性質(zhì)測量系統(tǒng)（PPMS）中，采用范德堡配置進(jìn)行了溫度依賴的霍爾測量。

首先，在950℃下優(yōu)化了AlN的生長條件,在生長AlN之前，通過在950℃下以5 x 10^-7 Torr的鋁流進(jìn)行原位表面清潔，以去除表面氧化物。在鋁拋光過程中，鋁快門打開30秒，然后關(guān)閉40秒，以熱解吸表面上的所有鋁。這個循環(huán)重復(fù)了30次。鋁拋光導(dǎo)致反射高能電子衍射（RHEED）圖案出現(xiàn)條紋狀（補(bǔ)充材料，圖S2）。

一系列AlN樣品分別在4.7 x 10^-7 Torr和5 x 10^-7 Torr的鋁流下生長。這些樣品的原子力顯微鏡（AFM）圖像（補(bǔ)充材料，圖S3）顯示，較低鋁流量的樣品具有更高的均方根粗糙度和表面上大量的凹坑，而較高鋁流量生長的樣品具有優(yōu)異的表面形態(tài)，表面粗糙度低且臺階邊緣清晰，表明為階梯流生長。因此，我們選擇了較高的流量條件用于后續(xù)在950℃下生長AlN層。

在優(yōu)化了AlN生長條件之后，在950℃下生長了一系列摻硅的AlN樣品，硅池溫度從1075–1225℃不等。這些摻硅樣品的原子力顯微鏡（AFM）圖像（補(bǔ)充材料，圖S4）顯示出相對平滑的表面形態(tài)，均方根粗糙度較低。然而，測量結(jié)果顯示這些樣品是絕緣的。值得一提的是，在我們的分子束外延（MBE）系統(tǒng)中，使用這些硅池溫度對GaN進(jìn)行硅摻雜通常會產(chǎn)生從3 x 10¹⁸到3 x 10²⁰ cm^-3范圍內(nèi)的硅摻雜濃度。

這些摻硅AlN樣品之所以呈現(xiàn)絕緣狀態(tài)，一個可能的原因是在950℃的生長溫度下，Si在AlN中的摻入非常低。為了驗證這一假設(shè)，我們在950℃下生長了一個AlN SIMS堆棧，使用了與早期生長相同的硅池溫度。盡管圖1(b)中顯示的摻硅SIMS堆棧的原子力顯微鏡（AFM）圖像顯示出具有清晰臺階邊緣的優(yōu)秀表面形態(tài)，但圖1(a)中呈現(xiàn)的SIMS剖面揭示了在950℃時AlN中硅摻雜濃度非常低。此外，在950℃生長的摻硅AlN薄膜的SIMS剖面中，未觀察到硅池溫度與硅摻雜濃度之間的相關(guān)性。

圖 1. (a) 在950℃下生長的摻硅AlN樣品中硅的SIMS剖面圖，表明硅的摻入量極低；(b) 摻硅AlN SIMS堆疊的原子力顯微鏡（AFM）圖像。

為了提高硅在AlN中的摻入量，我們開發(fā)了一種生長方案，通過使用鎵（Ga）作為表面活性劑，在低溫（750℃）下生長AlN，束流等效壓力（BEP）為1.4 x 10^-7 Torr[圖2(a)]。鎵表面活性劑通過降低擴(kuò)散勢壘來影響生長動力學(xué)。在金屬富集生長區(qū)域，如果提供足夠的鋁流量來消耗所有的活性氮，由于鋁-氮鍵比鎵-氮鍵更有利，因此鎵摻入AlN薄膜中可以忽略不計。鎵之前也被用作HEMT結(jié)構(gòu)中薄AlN膜生長的表面活性劑。在低溫AlN的生長過程中，鎵表面活性劑通過降低擴(kuò)散勢壘以及增加鋁原子的擴(kuò)散長度和遷移率來促進(jìn)二維生長。然而，以鎵為表面活性劑生長的低溫膜是純AlN，并且在高分辨率X射線衍射（HRXRD）中沒有觀察到與AlGaN相關(guān)的額外峰（補(bǔ)充材料，圖S5和S6）。AlN樣品中鋁和鎵的SIMS剖面（補(bǔ)充材料，圖S7）顯示，在750℃下以鎵為表面活性劑生長的AlN層中摻入的鎵含量小于0.2%。

盡管獲得了相對平滑的表面形貌，但觀察到了大量的位錯[圖2(b)]。為了減少位錯數(shù)量，開發(fā)了一種混合生長方案，在該方案中，首先在950℃下生長一層100 nm厚的AlN層。之后，將襯底溫度降低到750℃，并使用鎵作為表面活性劑生長AlN薄膜，如圖2(c)所示。如圖2(d)所強(qiáng)調(diào)的，高溫AlN緩沖層的引入不僅顯著減少了位錯，還改善了表面粗糙度。這種通過在低溫生長時使用鎵作為表面活性劑的混合低溫高溫生長方案被用于隨后的Si摻雜N極性AlN的生長。

圖 2. 在750℃下使用鎵作為表面活性劑生長的AlN的示意外延層結(jié)構(gòu)和原子力顯微鏡（AFM）圖像[(a) 和 (b)] 沒有高溫AlN層；[(c) 和 (d)] 在950℃下生長的高溫AlN層。

為了研究混合低溫高溫生長方案是否提高了硅在AlN中的摻入量，生長了一個SIMS堆疊，該堆疊包括一個初始的非故意摻雜（UID）150 nm厚的AlN層，該層在950℃下生長，隨后是在750℃下使用鎵作為表面活性劑生長的硅摻雜AlN層，硅池溫度從1075到1225℃不等。如圖3(b)所示，SIMS堆疊產(chǎn)生了平滑的表面形貌，圖3(a)中呈現(xiàn)的SIMS剖面圖突出顯示了通過硅池溫度控制的硅在AlN中的摻入量顯著增強(qiáng)，并且硅摻雜濃度均勻。這項SIMS分析強(qiáng)調(diào)了AlN的生長溫度在實現(xiàn)高效硅摻雜中起著至關(guān)重要的作用。

圖 3. (a) 在750℃下生長的硅摻雜AlN樣品中硅的SIMS剖面圖，表明硅在AlN中的摻入量可控；(b) 硅摻雜AlN SIMS堆疊的原子力顯微鏡（AFM）圖像。

為了確認(rèn)在硅摻雜后底層AlN襯底上的薄膜N極性是否得以保留，對生長在N極性AlN上的200 nm硅摻雜AlN薄膜層進(jìn)行了KOH濕法化學(xué)蝕刻。KOH蝕刻對(Al,Ga)N的極性敏感。KOH會蝕刻N(yùn)極性表面并形成六角金字塔，而金屬極性表面對KOH相當(dāng)惰性。在80℃下用50 wt.%的KOH水溶液蝕刻15秒后，表面形成了六角金字塔（補(bǔ)充材料，圖S8）。這表明外延薄膜在硅摻雜后保持了襯底的N極性。

圖 4. 在750℃下生長的硅摻雜AlN樣品的原子力顯微鏡（AFM）圖像，硅摻雜濃度分別為：(a) 4 x 10¹⁸ cm^-3, (b) 3 x 10¹⁹ cm^-3, (c) 6 x10¹⁹ cm^-3, (d) 1 x 10²⁰ cm^-3, and (e) 2 x 10²⁰ cm^-3.

為了探索硅摻雜AlN的輸運特性，我們在750℃下生長了一系列不同硅池溫度（范圍從1075℃到1225℃）的硅摻雜AlN樣品。這些樣品的原子力顯微鏡（AFM）圖像展示在圖4中。硅摻雜濃度小于1 x 10²⁰ cm^-3的樣品具有非常平滑的表面形貌，顯示出清晰的臺階邊緣。對于摻雜濃度為1 x 10²⁰ cm^-3或更高的樣品，由于形成了大量的坑和裂紋，表面粗糙度顯著增加，這可以歸因于硅替代鋁晶格位置所引起的應(yīng)變。硅摻雜后AlN的全寬半高（FWHM）為27弧秒，這是從高分辨率X射線衍射（HRXRD）中提取的（補(bǔ)充材料，圖S5）。

圖 5. 在750℃下生長的硅摻雜AlN樣品的室溫霍爾電子濃度和霍爾電子遷移率與硅摻雜濃度的關(guān)系圖。

為了檢查室溫下的電子濃度和遷移率，對這些樣品在室溫下采用范德堡配置進(jìn)行了霍爾測量。從圖5中突出的霍爾電子濃度可以看出，隨著硅摻雜濃度增加到1 x 10²⁰ cm^-3，電子濃度增加。當(dāng)硅摻雜濃度為1 x 10²⁰ cm^-3時，獲得了高達(dá)1.25 x 10¹⁹ cm^-3的電子濃度，并且具有相對良好的遷移率，為10 cm²/V·s。此外，超過1 x 10²⁰ cm^-3的硅摻雜濃度后，電子濃度減小，電子遷移率也下降。這可以歸因于AlN中硅摻雜劑的自補(bǔ)償作用，用于重?fù)诫s。需要指出的是，如圖3(a)所觀察到的，在未摻雜區(qū)域約0.5 μm處有一個硅尖峰，與摻雜區(qū)域的硅摻入量相媲美。這種非故意的硅尖峰可能會對霍爾測量測量的體摻雜有所貢獻(xiàn)，或者可能導(dǎo)致導(dǎo)電層歸屬厚度的異常，這兩者都可能導(dǎo)致提取載流子濃度時的不準(zhǔn)確性，特別是對于較低濃度。

為了研究溫度對硅摻雜劑電離和電子遷移率的影響，在220℃至400℃的溫度范圍內(nèi)，采用范德堡配置進(jìn)行了溫度依賴的霍爾測量。如圖6(a)所示，電子濃度隨溫度的升高呈指數(shù)級增長，這可以歸因于AlN中硅摻雜劑的熱激活。此外，如圖6(b)所強(qiáng)調(diào)的，電子遷移率隨著溫度的升高而降低，這是由于硅摻雜AlN薄膜中的聲子散射所致。

圖 6. 在750℃下生長的硅摻雜AlN樣品的溫度依賴霍爾電子濃度(a)和霍爾電子遷移率(b)。

圖 7. 從溫度依賴的霍爾電子濃度測量中提取的，在750℃下生長的AlN:Si薄膜的硅濃度與硅電離能的關(guān)系。

圖7展示了AlN:Si薄膜中不同硅摻雜濃度的硅摻雜激活能。這里，激活能是通過計算圖6(a)中l(wèi)n(n)與的關(guān)系曲線的斜率并將其代入方程(1)中提取的。圖6(a)顯示了兩個不同的斜率。在低溫下（2.75 ≤≤ 4.5），斜率較小；在高溫下（ < 2.75），斜率變大。在計算激活能時，我們考慮了低溫范圍（2.75 ≤ ≤ 4.5）內(nèi)的斜率。

這里，E_a是激活能，K_b是玻爾茲曼常數(shù)，是圖6(a)中提取的溫度范圍2.75 ≤≤ 4.5內(nèi)ln(n)與溫度關(guān)系曲線的斜率。需要進(jìn)一步的研究來完全理解高溫下更高激活能的起源。

在低硅摻雜時，激活能由Si_Al和V_Al決定，它們隨著硅摻雜的增加將施主能級向?qū)Э拷?。因此，隨著硅摻雜的增加，激活能降低。在高硅摻雜時，V_Al + nSi_Al復(fù)合物導(dǎo)致施主能級遠(yuǎn)離導(dǎo)帶。因此，隨著硅摻雜的增加，激活能增加。

總之，我們展示了使用PAMBE技術(shù)在N極性單晶AlN中實現(xiàn)了可控硅摻雜。我們的研究表明，AlN的高生長溫度顯著降低了硅在AlN中的摻入量。為了增強(qiáng)硅的摻入，我們開發(fā)了一種在低溫生長條件下使用鎵作為表面活性劑，通過混合低溫和高溫生長條件來生長N極性硅摻雜AlN的方法。降低生長溫度使得硅摻雜濃度高達(dá)2 x 10²⁰ cm^-3，室溫下電子濃度高達(dá)1.25 x 10¹⁹ cm^-3成為可能。我們的研究為通過PAMBE生長均勻且可控的硅摻雜N極性AlN提供了一種可行技術(shù)。盡管我們探討了N極性AlN中的硅摻雜，但也可以對Al極性AlN進(jìn)行類似的實驗，這是我們接下來計劃進(jìn)行的。

有關(guān)AlN襯底的AFM和HRXRD、RHEED圖案、在950℃下外延生長在N極性AlN襯底上的AlN的AFM圖像、在950℃下外延生長在N極性AlN襯底上的200 nm硅摻雜AlN的AFM圖像、KOH蝕刻前后200 nm硅摻雜N極性AlN的SEM圖像，以及使用鎵作為表面活性劑生長的硅摻雜AlN的高分辨率XRD ω-2θ圖和使用鎵作為表面活性劑生長的AlN樣品的鋁和鎵的SIMS剖面圖，請參閱補(bǔ)充材料。