Рис. 17. АСМ изображения поверхности буферного слоя
advertisement
ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ АВТОНОМНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ «НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ «ВЫСШАЯ ШКОЛА ЭКОНОМИКИ» Московский институт электроники и математики Гурьева Полина Викторовна ИЗУЧЕНИЕ НИТРИДНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУР ДЛЯ HEMT ТРАНЗИСТОРОВ МЕТОДОМ АСМ Выпускная квалификационная работа по направлению 28.03.01 Нанотехнологии и микросистемная техника шифр наименование направления подготовки студента образовательной программы бакалавриата «Нанотехнологии и микросистемная техника» наименование образовательной программы Студент ___________________ подпись Рецензент старший научный сотрудник НИЦ «Курчатовский институт». Мамичев Д. А. Гурьева П. В. И.О. Фамилия Научный руководитель профессор. Смирнов И. С. И.О. Фамилия И.О. Фамилия Консультант научный сотрудник НИЦ «Курчатовский институт». Грищенко Ю. В. И.О. Фамилия Москва 2015 г. СОДЕРЖАНИЕ 1. ВВЕДЕНИЕ .......................................................................................................... 3 2. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР ................................................................................. 4 2.1. Свойства и получение нитридных гетероструктур .................................. 4 2.2. Атомно-силовая микроскопия .................................................................... 7 2.3. Методы характеризации поверхности по данным атомно-силовой микроскопии ................................................................................................ 13 2.4. Анализ работ посвященных исследованию нитридных гетероструктур методом атомно-силовой микроскопии .......................................................... 14 3. МЕТОДОЛОГИЯ .............................................................................................. 21 3.1.Образцы ........................................................................................................ 21 3.2. Установка аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии....................... 21 3.3. Атомно-силовой микроскоп NТ-MDT ..................................................... 22 4. РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ .......................................... 23 5. ЗАКЛЮЧЕНИЕ ................................................................................................. 29 6. ЛИТЕРАТУРА ................................................................................................... 30 2 1. ВВЕДЕНИЕ Гетероструктуры на основе нитридов галлия, алюминия и их твердых растворов являются весьма перспективными материалами для различных областей науки и техники. Благодаря большой ширине запрещенной зоны уже сегодня многие функциональные элементы, изготовленные на базе нитридов металлов третьей группы, превосходят по своим рабочим характеристикам приборы на основе кремния. Так транзисторы на основе нитридных гетероструктур способны работать при более высоких температурах, устойчивы к радиационному излучению, выдерживают более высокие токи. Однако, несмотря на высокие достижения в разработке и изготовлении приборов на основе нитридных структур, их максимально возможные функциональные характеристики еще не достигнуты вследствие высокой дефектности кристаллической структуры и развитости рельефа поверхности межфазных границ. В этой связи изучение кристаллического качества и морфологии рельефа гетерограниц с целью повышения электрофизических характеристик нитридных гетероструктур является весьма актуальной задачей. Атомно-силовой микроскоп (АСМ) является мощным и многосторонним инструментом в исследовании поверхности материалов. АСМ позволяет получать трехмерные изображения рельефа поверхности в нанометровом диапазоне, что открывает перспективу его использования в микроэлектронной технике и оптоэлектронике для изучения и контроля шероховатости. В представляемой работе изложены результаты исследования методом атомно-силовой микроскопии поверхности буферных покрытий нитридов алюминия и твердых растворов алюминия, галлия, азота, сформированных методом молекулярно-лучевой эпитаксии на пластинах лейкосапфира. Было изучено влияние таких параметров ростовых процессов как температура подложки и поток аммиака на количество проникающих дислокаций, а также на шероховатость поверхности формируемых буферных слоев. 3 4 2. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 2.1 Свойства и получение нитридных гетероструктур Нитриды третьей группы служат основой для светодиодной техники, фотоприемников, твердотельных лазеров, высокотемпературных сверхвысокочастотных сверхмощных транзисторов, мощных силовых приборов и т.д. Изготовление нитридных тонкопленочных покрытий осложнено отсутствием коммерчески доступных подложек нитрида алюминия (AlN) и нитрида галлия (GaN). В связи с этим эпитаксию нитридов проводят на инородные подложки, такие как карбид кремния (SiC), кремний (Si) и синтетический сапфир (Al2O3), что является причиной высокой дефектности выращиваемых нитридных слоев алюминия и галлия вследствие высокого рассогласования параметров решеток. Кроме того при выборе подложки необходимо также учитывать разницу в коэффициентах термического расширения во избежание разрушения пленочного покрытия в результате постростового охлаждения. А для дальнейших применений выращенных нитридных структур в качестве рабочих элементов устройств необходимо чтобы подложка удовлетворяла ряду требований, таких как низкая электропроводность, высокая теплопроводность, твердость. Карбид кремния в качестве подложки для эпитаксии нитридных гетероструктур является весьма перспективным материалом по следующим причинам: во-первых, у SiC наименьшее рассогласование параметров решетки с нитридом галлия (~3.5%), вследствие чего напряжения в растущей нитридной пленке малы, что приводит к малому количеству дефектов при росте пленочных покрытий. Во-вторых, SiC обладает высокой по сравнению с подложками кремния и сапфира теплопроводностью (3.8 Вт/см*К), которая обеспечивает отвод тепла от пленочной структуры во время работы. Но поверхность карбида кремния обладает плохой смачиваемостью с нитридом галлия, из-за чего осложняется процесс эпитаксии [1-3]. Основным же препятствием использования карбида кремния является его дороговизна по сравнению с кремниевыми и сапфировыми подложками. 5 Использование кремния в качестве подложки для эпитаксии нитридных пленок является экономически выгодным. Однако из-за большого рассогласования постоянной решетки (~17%) и коэффициента термического расширения, пленки нитрида галлия сильно деформируются из-за сильных растягивающих напряжений, что приводит к короблению и растрескиванию выращиваемых пленок. Кроме того при росте нитридных пленок на поверхности кремния образуется аморфный слой SiNx вследствие чего невозможно вырастить качественные монокристаллические нитридные пленки [2, 3]. Вышеперечисленные недостатки использования пластин карбида кремния и кремния в качестве подложек для роста нитридных структур способствуют широкому применению подложек из синтетического сапфира. Сапфировые подложки характеризуются меньшим по сравнению с кремнием рассогласованием постоянной решетки (~13.5%) и коэффициентом термического расширения (перпендикулярно оси с) относительно пленок GaN, что способствует росту более качественных нитридных тонкопленочных структур [4]. Кроме того высокие диэлектрические свойства обуславливают широкое применение изолирующих сапфировых подложек в опто- и микроэлектронике [5, 6]. На данный момент рост гетероструктур на основе соединений нитридов третьей группы осуществляется несколькими методами: металлоорганическая эпитаксия из газовой фазы (MOCVD – metal organic chemical vapor phase deposition), молекулярно-лучевая эпитаксия с плазменной активацией азота (PAMBE – plasma assisted molecular beam epitaxy), аммиачная молекулярно-лучевая эпитаксия (NH3-MBE – ammonia molecular beam epitaxy). Метод металлоорганической эпитаксии из газовой фазы заключается в термическом разложении газовой смеси металлоорганических соединений, переносимых газом носителем, с образованием твердого 6 полупроводникового соединения на поверхности нагретой подложки. Разложение проводится в проточном реакторе с холодными стенками при атмосферном или пониженном давлении. Достоинствами метода MOCVD являются: малая плотность дислокаций (порядка 108 см-2), высокая скорость роста и производительность, что делает этот метод эпитаксии привлекательным для промышленности. Однако метод металлоорганической газофазной эпитаксии обладает рядом таких недостатков, как сложность получения резких гетерограниц из-за трудности быстрой смены газовой среды в ростовом реакторе, загрязнение растущей пленки углеродом из металлоорганических соединений, токсичность используемых компонентов, а так же высокая стоимость эксплуатации. Кроме того вследствие конструктивных особенностей установки MOCVD невозможен in situ контроль качества эпитаксиальных пленок методом отражательной дифракции быстрых электронов (RHEED) во время ростового процесса [7, 8]. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии основан на взаимодействии одного или нескольких атомарных или молекулярных пучков с нагретой подложкой в высоком вакууме (10-7–10-11 Па). Потоки атомов или молекул образуются в процессе испарения твердых материалов, которые находятся в эффузионных ячейках. Метод MBE позволяет выращивать гетероструктуры с резкими границами раздела, за счет использования заслонок установленных на выходе пучков из эффузионных ячеек. Благодаря высокому вакууму данный метод позволяет использовать отражательный дифрактометр быстрых электронов (RHEED) для контроля качества растущих пленок [7-9]. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии развивается направлениях, различающихся источником активного азота: в двух MBE с плазменной активацией газообразного азота (N2) и MBE с термическим разложением аммиака (NH3). Эпитаксиальные пленки нитридов алюминия и галлия, выращенные методом PAMBE, характеризуются высокой плотностью сквозных дислокаций 1010 см-2 [10], а сам метод отличается низкими скоростями роста. 7 Метод аммиачной MBE смог объединить в себе преимущества методов MOCVD (высокие температуры и скорости роста) и PAMBE (сверхвысокий вакуум). Поток аммиака подавляет разложение растущей пленки, в то время как высокая температура подложки увеличивает подвижность адатомов. Тем не менее, пленки нитридов третьей группы, полученные методом NH3-MBE, как и методом PAMBE, характеризуются высокой плотностью сквозных дислокаций порядка 1010 см-2 [10]. Однако за счет возможности проведения ростовых процессов при высоких температурах и больших давлениях азота существует перспектива повышения кристаллического качества пленочных покрытий. Таким образом, метод аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии является весьма перспективным для роста гетероэпитаксиальных структур нитридов алюминия и галлия. 2.2 Атомно-силовая микроскопия Гетероструктуры на основе нитридов алюминия, галлия и их твердых растворов в качестве рабочих элементов для различных технологических применений получили широкое распространение. Однако максимально возможные рабочие характеристики таких структур еще не достигнуты. Это связано с высокой дефектностью гетероэпитаксиальных слоев в связи с тем, что их рост осуществляется в основном на подложки кремния, карбида кремния и лейкосапфира. Известно, что дефекты кристаллической структуры образуются на начальных этапах роста пленочных покрытий и являются центрами безызлучательной рекомбинации, центрами рассеяния заряда, а сквозные дислокации являются каналами утечек тока, что негативно сказывается на рабочих характеристиках приборов, изготовленных на основе нитридов алюминия и галлия [11, 12]. Кроме того на электрофизические характеристики нитридных гетероструктур оказывает влияние качество межфазных границ – отсутствие градиента по составу и минимально развитый рельеф. Так высокая шероховатость рельефа поверхности одного из гетерослоев ухудшает качество роста последующего слоя, а на границе 8 образования двумерного электронного газа является дополнительным источником рассеяния носителей заряда. Таким образом, одной из задач, которую необходимо решить для повышения электрических характеристик устройств на основе нитридов металлов третьей группы, является снижение шероховатости поверхности каждого из гетерослоев. Атомно-силовая микроскопия (АСМ) в настоящее время является широко используемым методом в исследованиях поверхности твердого тела. Данный метод позволяет локально изучать различные физические свойства поверхностей, а так же имеет возможность их модификации [13-17]. В отличие от своего предшественника, сканирующего туннельного микроскопа, АСМ позволяет изучать топографию поверхности не только проводящих, но и диэлектрических материалов. Кроме того АСМ позволяет оценивать кристаллическое качество слоев по количеству углублений на их поверхности, так как их образование связано с выходом сквозных дислокаций. Так в работе [18] были исследованы GaN пленки, выращенные на сапфире. С помощью АСМ на поверхности пленок GaN были обнаружены углубления, плотность плотностям дислокаций, которых была измеренным посчитана с помощью и соответствовала просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ). Таким образом, с помощью АСМ можно не только определять качество поверхности пленочных покрытий, но и оценивать кристаллическое совершенство. И при этом в отличие от ПЭМ, атомно-силовая микроскопия является неразрушающим методом контроля качества тонкопленочных покрытий. 9 На рисунке 1 представлена схема атомно-силового микроскопа, отражающая общее устройство и принцип его работы. Основными рабочими элементами в конструкции атомно-силового микроскопа являются: зонд (острие, игла) (5); пьезокерамическая трубка (2). Зонд (кантилевер) атомно-силового микроскопа (рис. 2) представляет собой плоскую пружину длиной от 100 до 400 мкм, один конец которой жестко закреплен на основании-чипе, а на другом, свободном, конце находится сам зонд в виде острой иглы, длина которой составляет несколько микрометров, а радиус закругления не более 10 нм. Однако в настоящее время имеют промышленный выпуск зонды, радиус закругления которых составляет порядка 1 нм. Такие иглы представляют собой нанообъекты небольшой высоты (~20 нм), выращенные на острие классического зонда, и поэтому пригодны для работы только с объектами, которые имеют малоразвитый рельеф Зонд а АСМ, закругления острия, поверхности. именно радиус определяет и ограничивает латеральное (в плоскости XY) разрешение микроскопа. Рис. 1. Схематическое представление атомно-силового микроскопа (1 – система механического подвода, 2 – пьезокерамическая трубка, 3 – система управления и регистрации, 4 – образец, 5 – зонд, 6 - позиционно-чувствительный фотодетектор, 7 – лазер) 10 а б Рис. 2. Схематическое изображение зонда (а) и его микрофотография, полученная в сканирующем электронном микроскопе (б) Пьезокерамическая трубка (2) обеспечивает перемещение зонда (образца) относительно образца (зонда) по координатам XY, и, управляя расстоянием между зондом и образцом (ось Z), с помощью оптической системы регистрации сигнала (6, 7) и контура обратной связи, получает рельеф поверхности. Работа пьезоэлектрических сканеров основана на обратном пьезоэлектрическом изготовленных из эффекте. пьезокерамической Применение керамики, сканеров, обусловлено необходимостью обеспечения высокоточного (доли ангстрем) перемещения зонда (образца) для работы как атомно-силового микроскопа, так и всех сканирующих зондовых микроскопов. Система механического подвода (1) управляет вертикальным перемещением образца на расстояния в несколько сантиметров от зонда, что обеспечивает свободную установку и смену исследуемых образцов. В основе работы атомно-силового микроскопа лежит силовое взаимодействие между атомами зонда и атомами поверхности, которое возникает при достижении определенного расстояния между острием и поверхностью образца. Сканер перемещает образец (зонд) относительно зонда (образца) в плоскости XY, изменение рельефа поверхности вызывает механический отклик кантилевера, который регистрируется через отраженный лазерный луч при помощи позиционно-чувствительного фотодетектора и преобразуется в электрический сигнал. Система управления считывает сигнал на выходе фотодетектора, и составляет изображение топографии или других локальных свойств поверхности образца (рис. 1). АСМ позволяет осуществлять от 1 до нескольких сотен измерений в одной точке поверхности, что позволяет существенно снизить погрешность измерений. В зависимости от расстояния между острием и поверхностью образца возникают различные виды силового взаимодействия кантилевера с 11 поверхностью. В соответствии с преобладающим характером силового взаимодействия различают три режима работы АСМ: контактный, бесконтактный и «полуконтактный» (рис. 3). Режим работы атомно-силового микроскопа, в котором расстояние между острием кантилевера и поверхностью образца не превышает нескольких ангстрем, а результирующая сила является отталкивающей, называется контактным режимом АСМ (рис. 3). Сила отталкивания вызывает вертикальное отклонение балки кантилевера, Рис. 3. Зависимость силы взаимодействия от расстояния между иглой и образцом которое в большинстве моделей АСМ фиксируется с помощью оптических методов (рис. 1): лазерный луч фокусируется на задней, отражающей части балки кантилевера, и, отражаясь, попадает в позиционночувствительный фотодетектор (четырехсекционный фотодиод); по мере прохождения острия над образцом (образца под иглой) изгиб балки кантилевера изменяется, что приводит к смещению лазерного пятна относительного сегментов фотодиода и изменению электрических сигналов, поступающих с этих сегментов. Формирование набора топографических данных может осуществляться в двух режимах: постоянной высоты и постоянной силы. В режиме постоянной высоты образец или игла перемещаются в плоскости XY на одинаковом расстоянии друг от друга, при этом изображение топографии поверхности строится по электрическому сигналу, поступающему с фотодетектора, который пропорционален отклонению балки кантилевера (рис. 4). Данный режим работы атомносилового микроскопа позволяет «видеть» атомы поверхности. 12 ΔZ Рис. 4. Формирование изображения при постоянном расстоянии между кантилевером и поверхностью образца В режиме постоянной силы сигнал на выходе фотодетектора (сигнал рассогласования между верхним и нижним сегментами фотодетектора) используется в качестве входных данных системы управления, которая через контур обратной связи подстраивает напряжение, подаваемое на сканер и соответственно его высоту, поддерживая, таким образом, отклонение балки кантилевера неизменным. Это эквивалентно тому, что значение силы между иглой и поверхностью образца, остается постоянным. В этом режиме топографическое изображение формируется исходя из величины напряжения, подаваемого на сканер (рис. 5). Рис. 5. Формирование изображения при постоянной силе между кантилевером и поверхностью образца Режим работы атомно-силового микроскопа, в котором кантилевер находится на расстоянии десятков – сотен ангстрем от поверхности образца, а результирующая сила, действующая между атомами острия и поверхности 13 образца, является силой притяжения, называется неконтактным режимом АСМ (рис. 3). В этом режиме на балку кантилевера передаются вибрации пьезокерамической пластины, которые возбуждают колебания кантилевера на первой гармонике его резонансной частоты. Система фиксирует изменение резонансной частоты или амплитуды вибрации кантилевера по мере перемещения образца под острием кантилевера или острия над образцом и через контур обратной связи подстраивает высоту сканера, поддерживая, таким образом, значение резонансной частоты или амплитуды кантилевера постоянным (рис. 1). Так как сила взаимодействия в неконтактной АСМ мала (порядка 10-10 – 10-14 Н), для данного режима несвойственно разрушение поверхности, которое часто имеет место при исследовании мягких образцов в контактном режиме. Однако если на поверхности образца присутствуют несколько монослоев конденсированной воды, АСМ в неконтактном режиме, в отличие от контактного режима, вместо изображения поверхности сформируется изображение этого монослоя. Поэтому неконтактный режим обычно используют в условиях работы в вакууме. При работе в воздушной среде лучшие результаты дает применение «полуконтактного» режима. В «полуконтактном» режиме АСМ также как и в неконтактном режиме на кантилевер подаются вынужденные колебания, однако среднее расстояние между его острием и поверхностью образца в этом случае меньше. Вследствие этого между атомами острия и поверхности попеременно действуют то сила притяжения, то сила отталкивания (рис. 3). Таким образом, режим работы атомно-силового микроскопа определяется в зависимости от условий эксперимента, целей и поставленных задач. 2.3 Методы характеризации поверхности по данным атомно-силовой микроскопии 14 Для количественной оценки шероховатости рельефа поверхности по данным АСМ, как правило, используют величины среднеарифметического отклонения (САО) высоты (1) и среднеквадратичного отклонения (СКО) высоты (2). 1 𝑅𝑎 = ∑𝑛𝑖=1(𝑧𝑖 − 𝑅𝑚𝑒𝑎𝑛 ) (1) 𝑛 1 𝑅𝑞 = √ ∑𝑛𝑖=1(𝑧𝑖 − 𝑅𝑚𝑒𝑎𝑛 )2 (2) 𝑛 1 𝑅𝑚𝑒𝑎𝑛 = ∑𝑛𝑖=1 𝑧𝑖 (3) 𝑛 где: zi - значение i-той точки из n измеренных точек 𝑅𝑚𝑒𝑎𝑛 - математическое ожидание Величина СКО высоты для поверхностей, имеющих распределение высот по нормальному закону, имеет вполне физический смысл: она равна ширине пика на полувысоте. Поэтому в настоящей работе для численной характеризации шероховатости поверхности по данным АСМ мы будем использовать величину среднеквадратичного отклонения высоты. 2.4 Анализ работ посвященных исследованию нитридных гетероструктур методом атомно-силовой микроскопии Ранее уже было отмечено, что одной из проблем, оказывающей влияние на электрофизические характеристики гетероструктур на основе нитридов алюминия, галлия и их твердых растворов, является высокая плотность проникающих дислокаций вследствие эпитаксии их на подложки кремния, карбида кремния и синтетического сапфира. В работе [19] было показано, что образование дефектов в эпитаксиальных структурах происходит уже на этапе роста начальных слоев. Таким образом, одним из путей повышения кристаллического качества всех гетерослоев структуры является усовершенствование ростового процесса буферных слоев. Кроме того еще одним препятствием повышения рабочих характеристик нитридных гетероструктур является качество морфологии поверхности межфазных 15 границ, которое во всех слоях так же определяется качеством поверхности буферного слоя. Таким образом, необходимо изучение особенностей формирования начальных слоев с целью уменьшения количества дислокаций и понижения шероховатости поверхности. Широкое распространение получили буферные слои нитрида алюминия (AlN). Рост буферного слоя AlN обычно осуществляется на тонкий начальный слой, который также в литературе называют зародышевым. Различают два основных вида зародышевого слоя AlN: низкотемпературный (ниже 900°С) и высокотемпературный. Изучение влияния низкотемпературного AlN зародышевого слоя на AlN буферный слой проводилось в работе [20]. Зародышевый и буферный AlN слои выращивали с использованием четырех начальных условий роста методом металлорганической эпитаксии из газовой фазы. АСМ исследования AlN буферного слоя, выращенного на сапфире без зародышевого слоя, показали шероховатую поверхность с 3D ростом островков (рис. 6 (а)). AlN буферный слой, выращенный на низкотемпературном AlN зародышевом слое, характеризовался переходом от 3D роста к 2D послойному росту с гладкими атомными ступенями (рис. 6 (b)). Нитридизация подложки при 950°С и рост низкотемпературного AlN зародышевого слоя привели к тому, что AlN буферный слой был сформирован из 3D изолированных островков, что характеризуется сильно развитой морфологией поверхности (рис. 6 (c)). И наконец, предварительная обработка подложки триметилалюминием и рост низкотемпературного AlN зародышевого слоя привели к 2D росту AlN буферного слоя с гладкими атомными ступенями (рис. 6 (d)). 16 а b с d Рис. 6. АСМ изображения AlN буферного слоя выращенного при различных начальных условиях роста: (а) без низкотемпературного AlN зародышевого слоя, (b) с низкотемпературным AlN зародышевым слоем, (c) с нитридизацией подложки при 950°С в течении 5 минут и ростом низкотемпературного AlN зародышевого слоя и (d) с предварительной обработкой подложки триметилалюминием в течении 2 секунд и ростом низкотемпературного AlN зародышевого слоя [20] Кроме того с помощью АСМ был изучен механизм роста AlN слоя на сапфировой подложке (рис. 7). Рис. 7. АСМ изображения AlN слоя на различных стадиях роста [20] AlN буферный слой претерпевал переход от 3D к 2D режиму роста и способствовал получению высококачественных AlN слоев. Было установлено, что наилучшее качество AlN буферного слоя было получено при использовании низкотемпературного AlN зародышевого слоя. Изучение влияния температуры роста низкотемпературного AlN зародышевого слоя на качество AlGaN слоев, выращенных методом металлоорганической эпитаксии из газовой фазы, было проведено в работе 17 [21]. Низкотемпературный AlN зародышевый слой, выращенный при 625°С оказал значительное влияние на морфологию и кристаллическое качество выращенных слоев AlGaN, которые демонстрировали гладкую поверхность. С ростом температуры наблюдались шероховатые поверхности с 3D кристаллическими блоками (рис. 8). Рис. 8. АСМ изображения 500 нм Al0.5Ga0.5N слоя, выращенного на 15 нм низкотемпературном AlN зародышевом слое при температурах (а) 625°С, (b) 650°С и (с) 675°С [21] Уменьшение температуры роста с 740°С до 720°С также позволило вырастить слои нитрида галлия с очень гладкой морфологией поверхности (рис. 9). Рис. 9. АСМ изображения морфологии поверхности 50 нм GaN слоя, выращенного при температуре 720°С (а) 1 мкм2, (b) 16 мкм2 и (с) 100 мкм2 [22] Таким образом, изменение температуры оказывает значительное влияние на механизм роста. Авторами было высказано предположение, что при низкой температуре наблюдается двумерный режим роста, что и объясняет гладкую морфологию поверхности [22]. Не маловажную роль на морфологию поверхности играет толщина AlN слоев [21, 23]. Низкотемпературные AlN зародышевые слои, выращивали при 18 525°С методом металлоорганической эпитаксии толщиной 10, 15 и 30 нм (рис. 10). Рис. 10. АСМ изображения 500 нм Al0.5Ga0.5N слоя, выращенного на низкотемпературный AlN зародышевом слое (525°С) толщиной (d) 10 нм, (e) 15 нм и (f) 30 нм [21] Лучшая морфология поверхности AlGaN наблюдалась при росте на 15 нм AlN зародышевого слоя (RMS =1.075 нм). При осаждении AlGaN на 10 нм зародышевый слой AlN RMS шероховатости составила 10.211 нм, а на 30 нм зародышевый слой − 2.421 нм. AlN буферные слои толщиной от 1 до 400 нм растили на сапфировых подложках при температуре 1100°С методом аммиачной молекулярнолучевой эпитаксии (NH3-MBE) (рис. 11). Как можно видеть из АСМ изображений слои AlN характеризуются гладким фоном (0.15 нм) и холмами, плотность которых с увеличением толщины AlN буферного слоя увеличивалась (от 108 до 3-20×108 см-2). Авторами было предложено осаждение тонкого слоя (1-2 монослоя) AlN на поверхность сапфировой подложки, что помогло значительно уменьшить плотность холмов на поверхности AlN буферного слоя (9×107 см-2). Однако, влияние AlN на морфологию поверхности пленок еще изучается. 19 Рис. 11. АСМ изображения AlN буферного слоя, выращенного на сапфировых подложках толщиной (а) 1 нм, (b) 4.3 нм, (c) 15,5 нм, (d) 155.8 нм, (e) 200.6 нм и (f) 411.6 нм [23] В работе [24] проводился рост GaN буферного слоя при температуре 745°С методом PAMBE. Поскольку для уменьшения рассеяния двумерного газа на шероховатостях гетеропереходов необходимы гладкие границы раздела, то авторами было предложено растить буферный слой в два этапа. Первый этап при потоке азота способствовал аннигиляции дислокаций, однако шероховатость слоя растет за счет 3D роста. Дальнейший переход к галлий стабильному потоку позволяет снизить шероховатость до 1 нм. Однако оставшиеся дислокации не аннигилируют, и их плотность составляет порядка 5×109 см-2. Таким образом, авторами была отмечена важность контроля потоков галлия и азота для получения гладкой морфологии гетерограниц и тем самым электрических свойств двумерного газа. В работе [25] качественные слои GaN были получены за счет роста толстого (200 нм) AlN буферного слоя на сапфировой подложке методом NH3-MBE. Благодаря высокой температуре (1100-1150°С) данный метод позволил понизить на 1.5-2 порядка (8-10×108 см-2) плотность дислокаций в GaN по сравнению с ростом на тонком (10-20 нм) буферном слое AlN (720 9×1010 см-2). Уменьшение плотности дислокаций в слоях привело к увеличению подвижности носителей заряда до 600-650 см2/(В*с) при концентрации носителей (3-5)×1016 см-3, сравнимых с лучшими электрическими параметрами получаемыми методом MOCVD (500-700 см2/(В*с) и (6-8)×1016 см-3). Шероховатость поверхности полученных GaN слоев измеренная с помощью АСМ соответствует лучшим значениям, выращенных с помощью MBE на сапфире (1-2 нм). Таким образом, устройства на базе нитридов металлов третьей группы до сих пор не достигли своего полного потенциала, что связано с высокими плотностями дислокаций и развитой морфологией поверхности, которые оказывают значительное влияние на электрические параметры транзисторов с высокой подвижностью электронов. Очевидно, что шероховатость поверхности и плотность сквозных дислокаций напрямую связанны с условиями роста буферных слоев. По этой причине, исследование поверхности буферных слоев нитрида алюминия, галлия и их соединений, выращенных аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксией на подложках синтетического оптимизации сапфира процессов является роста весьма нитридных актуальной задачей гетероструктур с для целью повышения кристаллического качества буферных слоев и уменьшения шероховатости кристаллически поверхности совершенных гетеропереходов. гетероструктур Успех в обеспечит получении высокие электрофизические характеристики приборов, изготовленных на их основе. 21 3. МЕТОДОЛОГИЯ 3.1 Образцы В настоящей работе объектами исследования были высокотемпературные буферные слои нитрида алюминия (AlN) и AlGaN, выращенные методом аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии на подложках синтетического сапфира (0001). 3.2 Установка аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии Рост высокотемпературных буферных слоев AlN осуществлялся методом аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии на установке Semiteq STE3N (рис. 12). Установка предназначена для получения гетероструктур на пластинах диаметром до 100 мм, с возможностью обработки поверхности посредством высокотемпературного вакуумного отжига. Установка позволяет нагревать образец до температуры 1200°С, а также контролировать и поддерживать температуру в процессе роста. Установка выполнена в трехкамерном исполнении, оснащена буферной камерой предварительной подготовки образцов, магниторазрядным криопанелями. насосом Кроме данная установка набором in situ с и того оснащена мониторинга процесса роста: отражательный Рис. 12. Установка Semiteq STE3N дифрактометр быстрых электронов (RHEED), квадрупольный масс-спектрометр, интерферометр, пирометр. В качестве источников металлов третьей группы используются стандартные эффузионные ячейки. В качестве источника азота используется инжектор, через который в камеру роста подается сверхчистый аммиак. В ростовом реакторе осуществляются процессы поатомного осаждения материалов при заданной температуре, а также отжиг образцов. Контроль структурного совершенства и скорости роста буферных слоев 22 осуществляется при помощи отражательной дифракции быстрых электронов. Квадрупольный масс-спектрометр позволяет контролировать состав молекулярного пучка, состав атмосферы и давления в камере. Форвакуумный, абсорбционный и магниторазрядный насосы предназначены для откачки ростового реактора до рабочего давления (Pраб = (1-5)×10-5 Торр в зависимости от процесса) и его поддержания в процессе роста. Криопанели используются для улучшения вакуума и вымораживания не осевших на подложку молекул вещества. В данной установке была успешно решена задача обеспечения предельно высоких температур подложки, что позволяет выращивать толстые высококачественные буферные слои AlN/AlGaN с использованием аммиака в качестве источника азота. В связи с этим удалось достичь рекордно низких для молекулярно-лучевой эпитаксии плотностей дислокаций. 3.3 Атомно-силовой микроскоп NТ-MDT Контроль качества высокотемпературных буферных слоев AlN проводился на атомно-силовом микроскопе «ИНТЕГРА Аура» фирмы NТMDT (рис. 13). Сканирующая система, реализованная на пьезоэлементах, предназначена для исследования областей образца с максимальной площадью 110×110 мкм и максимально перепадами Дополненная которые высоты до емкостными независимо возможными 10 мкм. датчиками, регистрируют реальные перемещения сканера, позволяет в Рис. 13 Атомно-силовой микроскоп ИНТЕГРА Аура (NT- MDT, г. Зеленоград) процессе измерения понизить уровень нелинейности, которую вносит система обратной связи (средняя нелинейность с датчиками составляет 0.1 %). В 23 зависимости от используемого зонда АСМ, достигается разрешение 1÷10 нм в направлении параллельном поверхности исследуемого образца (плоскость XY), а в направлении перпендикулярном поверхности (ось Z) достигается разрешение до 1 Å. Возможности АСМ позволили нам проводить надежный контроль степени качества, получаемых высокотемпературных буферных слоев нитрида алюминия. 4. РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ Ранее было отмечено, что «родные» подложки нитридов алюминия и галлия являются дорогостоящими, поэтому рост осуществляется на подложках кремния, карбида кремния и сапфира, что приводит к большому числу различных дефектов в растущих пленках нитридов металлов третьей группы из-за рассогласований их параметров решеток. Зарождение дефектов происходит в основном на начальных этапах роста эпитаксиальных пленочных покрытий. Поэтому изучение влияния различных режимов роста на структуру начальных буферных слоев нитрида алюминия весьма актуально. В настоящей работе методом аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии на сапфировых подложках (0001) были выращены две серии высокотемпературных слоев нитрида алюминия толщиной 300 нм. При формировании тонкопленочных покрытий AlN первой группы поток аммиака составлял 60 sccm (standard cubic centimeter per minute – стандартных кубических сантиметров в минуту), а второй – 200 sccm. При этом внутри каждой группы в процессе формирования буферного покрытия изменялась температура подложки и составляла 1020°С, 1050°С и 1100°С. На рисунках 14-19 представлены АСМ изображения рельефа поверхностей полученных эпитаксиальных слоев AlN. Из представленных АСМ изображений можно видеть, что на поверхностях всех выращенных островковые образования. С пленочных помощью покрытиях наблюдаются программного обеспечения, 24 прилагающегося к атомно-силовому микроскопу, было посчитано количество данных островков (табл.1). Из приведенных таблицы и АСМ изображений можно видеть, что серия образцов при потоке аммиака 60 sccm имеет на порядок больше островков, а в случае пленки с параметрами роста 1100°С и потоке аммиака 60 sccm на три порядка, чем серия пленочных покрытий, сформированных при потоках аммиака 200 sccm. Таким образом, повышение потока аммиака позволило существенно уменьшить 3D рост в группе образцов с потоком аммиака 200 sccm. Далее для серии буферных слоев, выращенных в потоках аммиака 200 sccm и температурах подложек 1020°С, 1050°С и 1100°С, для определения фоновой шероховатости были рассчитаны значения среднеквадратичного отклонения высоты без учета островковых образований по областям сканирования 1х1 мкм (рис. 17-19). Для образца выращенного при температуре подложки 1020°С среднеквадратичное отклонение высоты составило 2.7 Å, при 1050°С – 5.0 Å, при 1100°С – 6.9 Å. Таким образом, изменение температуры подложки во время ростового процесса позволило снизить как количество островков, так и поверхностную шероховатость буферных слоев. Из АСМ изображений 1х1 мкм, представленных на рис. 17-19, видно, что количество пор, соответствующее выходам дислокаций, с изменением температуры подложки не изменяется и составляет порядка 1010 см-2. Это означает, что изменение температуры не позволило уменьшить количество дислокаций в растущих пленках, а значит и улучшить их кристаллическое качество. Данный результат подтверждают и исследования структуры методом рентгеновской рефлектометрии, которые так же показали, что усовершенствования кристаллической структуры не происходило. Количество островков, см-2 Температура подложки, °С Поток аммиака 60 sccm Поток аммиака 200 sccm 1100 1010 4×107 25 1050 4×108 4×107 1020 1.1×108 2×107 Таблица 1. Оценочное количество островковых образований на поверхностях буферных слоев AlN при различных температурах и потоках аммиака по данным атомно-силовой микроскопии. а б Рис. 14. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1100°С и потоке аммиака 60 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). а б Рис. 15. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1050°С и потоке аммиака 60 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). 26 а б Рис. 16. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1020°С и потоке аммиака 60 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). а б Рис. 17. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1100°С и потоке аммиака 200 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). а б Рис. 18. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1050°С и потоке аммиака 200 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). 27 а б Рис. 19. АСМ изображения поверхности буферного слоя нитрида алюминия, выращенного при 1020°С и потоке аммиака 200 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). Таким образом в результате изучения буферных слоев нитрида алюминия, выращенных при различных температурах подложки и потоках аммиака, удалось установить их оптимальные значения (Тпод=1020°С, а поток аммиака 200 sccm), при которых удалось снизить поверхностную шероховатость до среднеквадратичного отклонения высоты 2,7 Å, однако улучшить кристаллическое качество пленочного покрытия так и не удалось. В этой связи на следующем этапе работы при найденных оптимальных значениях ростового процесса был выращен буферный слой AlGaN, так как в работе [26] было показано, что введение в пленку AlN галлия приводит к снижению количества дефектов и шероховатости поверхности. В результате проведенного эксперимента было установлено, что среднеквадратичное отклонение высоты пленочного покрытия немного увеличилось и составило 3.4 Å, но при этом значительно сократилось количество островков, а главное на поверхности не было обнаружено пор, что может свидетельствовать о значительном усовершенствовании кристаллического качества покрытия (рис. 20). 28 а б Рис. 20. АСМ изображения поверхности буферного слоя AlGaN, выращенного при температуре подложки1020°С и потоке аммиака 200 sccm, 1×1 мкм (а) и 10×10 мкм (б). Далее на основе буферного слоя AlN, выращенного при температуре подложки 1020°С и потоке аммиака 200 sccm, и буферного слоя AlGaN, выращенного при температуре подложки 1020°С и потоке аммиака 200 sccm, были созданы гетероструктуры для HEMT. Измерение токов утечки на данных структурах показало, что для структуры, сформированной на основе буферного слоя AlN, ток утечки составил более 1000 мкА при напряжении 10 В, а для структуры на AlGaN – менее 10 мкА при напряжении 50 В. Данный результат еще раз доказывает, что в результате введения галлия в буферный слой нитрида алюминия способствовал повышению его кристаллического совершенства. 29 5. ЗАКЛЮЧЕНИЕ В настоящей работе были получены серии образцов буферных покрытий нитрида алюминия, а также твердого раствора алюминия, галлия и азота, сформированных на сапфировых подложках методом аммиачной молекулярно-лучевой эпитаксии, при различных параметрах ростового процесса, таких как температура подложки и поток аммиака, а методом атомно-силовой микроскопии были исследованы рельефы их поверхностей. В результате работы были установлены оптимальные ростовые параметры, которые позволили получить буферные слои с малой величиной шероховатости, а так же позволили снизить количество проникающих дислокаций. Так снижение температуры подложки и повышение потока аммиака приводит к уменьшению количества островков и снижению фоновой шероховатости. Однако ни изменение температуры подложки, ни изменение потока аммиака не позволило сократить количество пор в пленочном покрытии, а значит и дефектов в кристаллической структуре. Количество проникающих дислокаций удалось снизить введением галлия в начальный слой нитрида алюминия, что повысило электрические характеристики изготовленных на их основе рабочих структур. 30 6. ЛИТЕРАТУРА 1. Jain S. C., M. Willander, J. Narayan et al. // Journal of Applied Physics. – 2000. –87. – P. 965-1005. 2. Kukushkin S. A., A. V. Osipov, V. N. Bessolov et al. // Reviews on ad- vanced materials science. – 2008 –17 – P. 1-32. 3. Liu L., J.H. Edgar// Materials Science and Engineering. – 2002. – R37. – P. 61–127. 4. Ishikawa H., Yamamoto K., Egawa T., et al. // Journal of Crystal Growth. – 1998. – 178. – P. 189-190. 5. Кейпис Р. // Электроника. – 1980. – 58. – С. 57. 6. iXBT.com 7. Васильев А.Г. СВЧ транзисторы на широкозонных полупроводниках / А.Г. Васильев, Ю.В. Колковский, Ю.А. Концевой. – М.: Техносфера, 2011. – 256 с. 8. Неверов В.Н., Титов А.Н., Физика низкоразмерных систем. Е., 2008. – 232 с. 9. Ануфриев Л.П. и др. Технология изделий интегральной электроники: учебное пособие / под общей ред. А.П. Достанко и Л.И. Гурского. – Минск: Амалфея, 2010. – 536 с. 10. Андреев А. А., Грищенко Ю. В., Езубченко И. С., и др. // Журнал Радиоэлектроники. – 2015. – 1 11. Шуберт Ф., Светодиоды. М.: Физматлит, 2008. – 496 с. 12. J. W. P. Hsu, M. J. Manfra, R. J. Molnar et al. // Applied Physics Letters. – 2002. – 81. – P. 79- 81. 13. Binning G., Quate C. F. and Gerber Ch., Atomic force microscope. Phys. Rev. Lett., (1986), 56, 930 – 933. 14. Magonov S.N., Whangbo M-H., Surface analysis with STM and AFM: ex- perimental and theoretical aspects of image analysis. WeinHeim; New York; Basel; Cambridge; Tokyo: VHC. 1996. 318 p. 31 15. Яминский И.В., Еленский В.Г., Сканирующая зондовая микроскопия: библиография (1982-1997). М.: Научный мир. 1997. 318 с. 16. Бухараев А.А., Овчинников Д.В., Бухараева А.А., Диагностика поверхности с помощью сканирующей силовой микроскопии (обзор). Зав. лаб., (1997), 5. 10 – 27 с. 17. Миронов В.Л., Основы сканирующей зондовой микроскопии. М.: Техносфера, 2005. – 143 с. 18. Weyhera J.L., Lazarc S., Machta L., et al. // Journal of Crystal Growth. – 2007. – 305. – P. 384–392. 19. Bougrioua Z., Moerman I., Nistor L., et al. // Phys. Stat. Sol. (a) – 2003. – 195 (1). – P. 93–100. 20. Sun Xiaojuan, Li Dabing, Chen Yiren, et al. // CrystEngComm. – 2013. – 15. – P. 6066–6073. 21. Grandusky J. R., Jamil M., Jindal V., et al. // Journal of Vacuum Science & Technology. – 2007. – 25. –Vol. A. – P. 441. 22. Shao Jiayi, Tang Liang, Colin Edmunds, et al. // Journal of Applied Physics. – 2013. – 114. – P. 023508. 23. Mansurov V.G., Nikitin A.Yu., Galitsyn Yu.G., et al. // Journal of Crystal Growth. – 2007. – 300. – P. 145–150. 24. Manfra M. J., Weimann N. G., Hsu J. W. P., et al. // Applied Physics Letters. – 2002. – 8. – Vol. 81. 25. Алексеев. А. Н., Петров С. И., Красовицкий Д. М., и др. // Известия Южного федерального университета. – 2014. – 9. – с. 24–31. 26. Altahtamouni T.M., Li J., Lin J. Y., et al. // J.Phys. D: Appl. Phys. – 2012. – 45. – P. 1–4. 32
