高Al组分AlGaN的MBE生长及表面活性机理
发布时间：2021-07-19 10:24
采用分子束外延（MBE）方法制备了高质量的高Al组分AlGaN薄膜,在室温下获得了266 nm波长的深紫外发光。利用原位监控系统,结合原子力显微镜（AFM）和变温光致发光（PL）谱研究了生长前端的Ga原子的表面活性作用对AlGaN薄膜的生长模式、表面形貌和光学性质的影响,并通过二次离子质谱仪（SIMS）探究了生长温度与p型AlGaN Mg掺杂浓度的变化关系及内在机理。结果显示,Ga原子不仅参与AlGaN的结晶,而且在薄膜生长和Mg掺杂中发挥着表面活性剂的作用,能够促进Al原子的迁移与并入。Ga原子作为表面活性剂有利于AlGaN薄膜进行二维层状生长,改善AlGaN薄膜的表面形貌和光学特性;它还能够提高Al原子的并入效率,使AlGaN薄膜具有更短的发光波长。此外,适当降低p型AlGaN薄膜的生长温度,能减少Mg原子脱吸附并增强Ga原子的表面活性剂作用,从而提高Mg的掺杂浓度。
【文章来源】：半导体技术. 2020,45(09)北大核心
【文章页数】：7 页
【部分图文】：
AlGaN薄膜在生长过程中的RHEED衍射图
图2(a)、(b)和(c)分别是AlN模板、样品A和样品B在5 μm×5 μm扫描范围内的AFM表面形貌图。对比两个样品的表面形貌图可以发现在Ga源BEP较小的条件下,生长的AlGaN薄膜表面形貌较差,Ra约为3.22 nm,且表面上有很多小岛,这表明样品A是在三维岛状模式下生长的。然而,在Ga源BEP较大的条件下生长的AlGaN薄膜表面较平坦,Ra约为1.77 nm。图2(d)为样品B在330 nm×330 nm扫描范围内的AFM表面形貌图,从图中可以看到清晰的原子级台阶,这说明样品B是在二维模式下生长的。图3为两个样品的室温PL谱,图中IPL,nor为归一化PL强度。样品A和样品B的PL发光峰的波长(λ)分别为305 nm和266 nm,对应的半峰全宽分别为19.66 nm和12.57 nm。与样品A相比,样品B在生长过程中Al源BEP占比有所降低,但样品具有更高的Al组分和更好的发光性能。样品B的生长表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生长过程中被Ga原子层覆盖,由于Ga—N键比Al—N键脆弱,修饰台阶的Ga原子降低了Al原子从上台面落入下台面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)势垒[16]。另外,由于Ga原子的存在,扩散到上台面的Al原子需要克服一个额外的能量势垒[17],Al原子还需要和台面或台阶上的Ga原子交换位置以并入晶格。这些现象导致Ga原子不仅参与晶体生长,还促使原本迁移率较小的Al原子向下传输,增强生长表面Al原子的扩散,从而抑制三维岛状生长的热力学驱动力,促进薄膜逐层生长的同时增大了Al原子的并入效率。
图3为两个样品的室温PL谱,图中IPL,nor为归一化PL强度。样品A和样品B的PL发光峰的波长(λ)分别为305 nm和266 nm,对应的半峰全宽分别为19.66 nm和12.57 nm。与样品A相比,样品B在生长过程中Al源BEP占比有所降低,但样品具有更高的Al组分和更好的发光性能。样品B的生长表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生长过程中被Ga原子层覆盖,由于Ga—N键比Al—N键脆弱,修饰台阶的Ga原子降低了Al原子从上台面落入下台面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)势垒[16]。另外,由于Ga原子的存在,扩散到上台面的Al原子需要克服一个额外的能量势垒[17],Al原子还需要和台面或台阶上的Ga原子交换位置以并入晶格。这些现象导致Ga原子不仅参与晶体生长,还促使原本迁移率较小的Al原子向下传输,增强生长表面Al原子的扩散,从而抑制三维岛状生长的热力学驱动力,促进薄膜逐层生长的同时增大了Al原子的并入效率。作为深紫外光电子器件的核心材料,AlGaN薄膜的发光特性是决定器件性能的重要因素,为更深入地分析Ga作为表面活性剂对AlGaN材料发光特性的影响,对样品A和B进行了变温PL测试。图4为样品A和B的变温PL谱,图中IPL为PL强度。从插图中可以发现,两个样品的带边发光峰的能量整体上随着温度(T)的升高而减小,且在高温下基本满足描述禁带宽度(Eg)随温度变化的Varshni经验公式[18]。在低温下,由于两个样品中均存在不同程度的局域态激子发光,导致样品发光峰的能量小于理论估算的禁带宽度。
本文编号：3290528
【文章来源】：半导体技术. 2020,45(09)北大核心
【文章页数】：7 页
【部分图文】：
AlGaN薄膜在生长过程中的RHEED衍射图
图2(a)、(b)和(c)分别是AlN模板、样品A和样品B在5 μm×5 μm扫描范围内的AFM表面形貌图。对比两个样品的表面形貌图可以发现在Ga源BEP较小的条件下,生长的AlGaN薄膜表面形貌较差,Ra约为3.22 nm,且表面上有很多小岛,这表明样品A是在三维岛状模式下生长的。然而,在Ga源BEP较大的条件下生长的AlGaN薄膜表面较平坦,Ra约为1.77 nm。图2(d)为样品B在330 nm×330 nm扫描范围内的AFM表面形貌图,从图中可以看到清晰的原子级台阶,这说明样品B是在二维模式下生长的。图3为两个样品的室温PL谱,图中IPL,nor为归一化PL强度。样品A和样品B的PL发光峰的波长(λ)分别为305 nm和266 nm,对应的半峰全宽分别为19.66 nm和12.57 nm。与样品A相比,样品B在生长过程中Al源BEP占比有所降低,但样品具有更高的Al组分和更好的发光性能。样品B的生长表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生长过程中被Ga原子层覆盖,由于Ga—N键比Al—N键脆弱,修饰台阶的Ga原子降低了Al原子从上台面落入下台面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)势垒[16]。另外,由于Ga原子的存在,扩散到上台面的Al原子需要克服一个额外的能量势垒[17],Al原子还需要和台面或台阶上的Ga原子交换位置以并入晶格。这些现象导致Ga原子不仅参与晶体生长,还促使原本迁移率较小的Al原子向下传输,增强生长表面Al原子的扩散,从而抑制三维岛状生长的热力学驱动力,促进薄膜逐层生长的同时增大了Al原子的并入效率。
图3为两个样品的室温PL谱,图中IPL,nor为归一化PL强度。样品A和样品B的PL发光峰的波长(λ)分别为305 nm和266 nm,对应的半峰全宽分别为19.66 nm和12.57 nm。与样品A相比,样品B在生长过程中Al源BEP占比有所降低,但样品具有更高的Al组分和更好的发光性能。样品B的生长表面有更多的Ga原子,AlGaN薄膜在生长过程中被Ga原子层覆盖,由于Ga—N键比Al—N键脆弱,修饰台阶的Ga原子降低了Al原子从上台面落入下台面需要克服的Ehrlich-Schwoebel(ES)势垒[16]。另外,由于Ga原子的存在,扩散到上台面的Al原子需要克服一个额外的能量势垒[17],Al原子还需要和台面或台阶上的Ga原子交换位置以并入晶格。这些现象导致Ga原子不仅参与晶体生长,还促使原本迁移率较小的Al原子向下传输,增强生长表面Al原子的扩散,从而抑制三维岛状生长的热力学驱动力,促进薄膜逐层生长的同时增大了Al原子的并入效率。作为深紫外光电子器件的核心材料,AlGaN薄膜的发光特性是决定器件性能的重要因素,为更深入地分析Ga作为表面活性剂对AlGaN材料发光特性的影响,对样品A和B进行了变温PL测试。图4为样品A和B的变温PL谱,图中IPL为PL强度。从插图中可以发现,两个样品的带边发光峰的能量整体上随着温度(T)的升高而减小,且在高温下基本满足描述禁带宽度(Eg)随温度变化的Varshni经验公式[18]。在低温下,由于两个样品中均存在不同程度的局域态激子发光,导致样品发光峰的能量小于理论估算的禁带宽度。
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