마이크로 LED 및 VCSEL을 위한 고급 원자층 증착 기술

VCSEL을 위한 ALD 기술

산화물 VCSEL에는 데이터 전송 애플리케이션을 위한 더 나은 모드 안정성과 낮은 지터, 그리고 비밀폐형 트랜시버 패키지의 저렴한 비용과 같은 많은 이점이 있습니다. 그러나 레이저의 높은 출력 밀도로 인해 산화물 VCSEL은 레이저 특성의 돌연변이를 방지하기 위해 더 많은 보호 방법도 필요합니다.

VCSEL은 상단 분포 브래그 반사기(p-DBR), 캐비티 및 하단 n-DBR의 세 부분으로 구성됩니다. DBR은 20-40쌍의 박막으로 구성됩니다. 공동의 두께는 일반적으로 수 미크론입니다. 측면 이미터의 이득 길이에 비해 VCSEL 활성층의 이득 길이는 매우 작습니다(수십 나노미터). 복사광의 유도방출을 얻기 위해서는 DBR의 반사율이 매우 높아야 복사광의 유도방출이 일어나게 된다. VCSEL의 특성을 향상시키기 위해 ALD를 적용하여 패시베이션 층, DBR, 다중 양자 우물(MQW) 및 VCSEL의 투명 전극까지 준비했습니다.

VCSEL의 패시베이션 레이어를 위한 ALD 기술

ALD는 양자점과 LCD의 신뢰성 향상을 위해 적용되어 왔으며[31, 32, 70, 71], VCSEL의 보호막은 ALD의 균일하고 조밀한 코팅 박막으로 신뢰성을 높일 수 있다. VCSEL의 산화물 패시베이션 층으로 조밀한 막을 삽입하는 것은 VCSEL의 공동을 보호하는 데 매우 중요합니다. 이전에는 일반적으로 PECVD를 사용하여 보호 필름을 도금했습니다. 그러나, 일반적으로 박막의 조밀함을 유지하기 위해 두꺼운 박막이 요구되는데, 이는 과도한 응력을 유발하고 VCSEL의 신뢰성에 영향을 미친다. ALD 기술은 Al₂를 증착할 수 있습니다. O₃ VCSEL의 패시베이션층과 유사한 특성을 가진 박막과 균일하고 조밀한 코팅 박막은 보호 칩을 완벽하게 절연할 수 있습니다. 따라서 ALD는 VCSEL의 보호막을 위한 최상의 코팅 공정으로 PECVD를 대체하는 데 사용되었습니다.

산화물 VCSEL의 신뢰성은 DBR 층에 비해 Al 농도가 더 높은 AlGaAs의 산화 층으로 인해 85/85(85 °C 및 85% 상대 습도, RH) 테스트에서 매우 높았습니다. 더 높은 Al 산화물 개구는 산화물-반도체 인터페이스에서 부식 박리를 초래했습니다. Xieet al. 습기에 노출된 상당한 비율의 산화물 VCSEL에서 전위 성장, 총 균열 및 구멍 표면 열화가 발생함을 보여주었습니다[72]. Herrick et al. 또한 85/85 챔버에서 습기에 노출되어 발생하는 유사한 고장을 관찰했습니다[73]. 지난 20년 동안 많은 연구자와 기업은 수분 침투로 인한 VCSEL 소자의 노화 방지에 대한 연구에 투자하고 보호 수동 필름 및 레이아웃 설계 변경을 광범위하게 제안했습니다. 예를 들어, 2004년에 Agilent Technologies는 습기 노출을 방지하기 위해 폴리머에 식각 구멍과 채우기를 제안했습니다[74]. 2006년 Debrabander는 메사 패시베이션 필름 핀홀 검출 방법을 제안했고[75], 2014년 TrueLight는 SiON 패시베이션 필름을 제안했습니다[76]. 여기에서는 일부 연구를 예로만 인용합니다. 이 연구는 주로 Al₂를 사용했습니다. O₃ ALD에 의해 성장되고 PECVD 성장 SiN_x으로 방습 패시베이션 필름을 위해 적층된 복합막 형성 . 우리는 ALD 층에 대한 85/85 테스트 실패의 개선을 보여주기 위해 실험을 설계하고 비교 연구를 수행했으며 PECVD 및 ALD에 의해 증착된 VCSEL 구조의 저항성 수분 유전층을 각각 소자 A 및 소자 B로 표시했습니다. .

그림 6은 n형 DBR, MQW 층, 높은 Al 함량(~ 0.98) AlGaAs 산화물 개구층 및 p형 DBR 층을 포함한 VCSEL의 구조를 보여줍니다. 다음 설명은 레이블에 관한 것입니다. 내습성 패시베이션 층은 산화 후 장치 B의 측벽에 ALD에 의해서만 증착되었습니다.

VCSEL의 개략도 [42]

표 1은 이 작업과 다른 그룹의 VCSEL을 비교한 것입니다. 이 연구에서는 ALD가 있는 VCSEL과 없는 VCSEL의 LIV, S 21, 아이 다이어그램 및 습식 고온 작동 수명(WHTOL)을 연구했으며 이러한 결과는 ALD가 고온의 광전 및 통신 특성에 영향을 미치지 않음을 보여줍니다. VCSEL의 속도를 높이지만 고속 VCSEL의 안정성을 향상시킵니다.

그림 7에서 볼 수 있듯이 사전 강조 NRZ-OOK 변조 하에서 GI 단일 모드 광섬유(SMF)에서 최대 100m까지 53Gb/s의 오류 없는 전송은 몇 개의 산화물 조리개 직경을 사용하여 얻을 수 있습니다. -모드(FM) VCSEL. 본 연구에서는 FM VCSEL의 신뢰성을 높이기 위해 ALD 기법을 사용하였다.

ALD 후 VCSEL에서 6μm 직경의 산화물 조리개를 사용하여 최대 100m까지 53Gb/s 오류 없는 전송의 아이 다이어그램

장치 B의 DC, AC 및 전송 성능을 시연합니다. 그림 8a, b는 25°C에서 기기 B의 광전류(L-I) 곡선과 소신호 변조 응답을 보여줍니다. 그림 9는 I 바이어스에서 56Gb/s의 펄스 진폭 변조 4레벨(PAM4) 아이 다이어그램을 보여줍니다. =8 mA(25°C에서). 그림 10a, b는 I 바이어스에서 28Gb/s의 온-오프 키잉(OOK) 아이 다이어그램을 보여줍니다. =25°C 및 75°C에서 기기 B의 8mA

아 25°C 및 85°C에서 850nm VCSEL의 광전류 특성, b 25°C에서 기기 B에 대한 소신호 변조 응답

I 바이어스에서 56Gb/s로 850nm VCSEL에 의해 전송된 PAM4 신호의 아이 다이어그램 =25°C에서 56Gb/s에서 8mA

I 바이어스에서 28Gb/s로 850nm VCSEL이 전송한 OOK 신호의 아이 다이어그램 =8 mA at a 25°C 및 b 75°C

Al₂의 부동태화를 통한 내습성 향상 연구 O₃ ALD 층, 유전체 층으로 코팅된 두 개의 소자가 정의되었습니다. 장치 A에서 유전층은 SiN_x만 코팅했습니다. , 장치 B에서 Al₂ 코팅 O₃ ALD 및 SiN_x 함께. SiN_x , 폴리이미드, SiN_x , 그리고 금속화가 순서대로 완료되었습니다. 제1 p-금속은 GaAs 상부 물질과 오믹 접촉을 형성하였다. 두 번째 p-금속은 본드 패드 금속입니다. 복잡한 적층 패시베이션 필름은 장치 B의 메사 표면을 효율적으로 덮었습니다. 에이징 디바이스 패키지는 오픈캔 TO로 준비했습니다.

노화를 위한 환경 조건은 85°C 및 85% RH였으며, WHTOL(습식 고온 작동 수명)에 대한 바이어스는 6mA였습니다. 장치 A와 B의 입력량은 각각 18개와 18개였습니다. 결과는 그림 11에 나와 있습니다. 기기 A에는 5개의 고장 칩이 있었고 500시간 이내에 무작위로 고장이 발견되었습니다. 기기 B와 달리 960시간까지 오류가 발생하지 않았습니다. 결과는 그림 11a, b에 나와 있습니다. 이 결과는 ALD 성장 Al₂ O₃ ALD 필름은 PECVD 성장 SiN_x보다 메사 측벽에서 더 나은 캡슐화를 가지고 있습니다. 수분 침투 방지용 필름입니다.

VCSEL 칩의 WHTOL(85 °C/85% 습도) 성능, a 장치 A, SiN_x만 패시베이션 층으로, b 장치 B, Al₂ O₃ /SiN_x 패시베이션 레이어로

VCSEL의 DBR을 위한 ALD 기술

ALD에 의한 VCSEL 증착의 DBR은 사파이어 기판과의 우수한 접착력과 DBR의 서로 다른 유전층 계면에서 양호한 조건을 갖는 장점이 있다[80]. VCSEL의 구조에 따르면 레이저의 수직 방향의 캐비티는 활성층을 조이는 두 그룹의 미러에 의해 형성되며 빛은 공기 중으로 전파되기 전에 p-DBR과 n-DBR 사이에서 여러 번 반사됩니다. . DBR의 구조는 굴절률이 다른 두 종류의 반도체 물질로 구성되며, DBR의 주기적인 두께는 λ/4(λ는 중심 파장)에서 정확하게 제어되어야 한다. 설계 및 성장 방법은 고반사 DBR 제작의 기초를 형성합니다. 고품질 DBR의 경우 위상 간섭 효과는 공동의 빛을 강화하는 데 도움이 되는 반면 DBR의 높은 반사율(> 99%)은 VCSEL의 임계값 이득과 양자 효율을 크게 향상시킬 수 있습니다. 높은 반사율, 넓은 저지대역, 부드러운 위상 응답을 얻으려면 DBR의 주기가 20~40이어야 하며 제작에 사용되는 재료는 굴절률 차이가 커야 합니다. 이 경우 많은 그룹에서 AIA/GaAs, Al₂ O₃ , HfO₂ , SiO₂ 등은 DBR의 성장에 적합합니다.

MBE(Molecular Beam Epitaxy) 및 MOCVD(Metal-Organic Vapor Deposition)를 포함하여 DBR을 위한 다양한 성장 방법이 있습니다. 그러나 ALD는 DBR의 정확한 성장 방법이기도 합니다. ALD에 의해 제조된 낮은 두께, 높은 반사율, 낮은 거칠기로 VCSEL의 특성을 효과적으로 향상시킬 수 있는 DBR에 대해 많은 연구자들이 ALD 기술을 사용하여 DBR을 향상시키는 기술을 연구했습니다. 예를 들어, 1997년 Huffaker[81]는 Al_x를 사용하여 더 낮은 DBR로 인한 변형률을 줄일 수 있다고 제안했습니다. O_1-x 두께가 1/4 파장보다 얇은 층. 2013년에 Guo et al. [82]는 ALD 공정으로 만든 DBR이 EBE로 만든 것보다 품질이 더 좋은 것으로 나타났으며 ALD 공정 시간은 EBE 공정과 거의 같거나 그 이하였다고 보고했다. 또한, 2종 이상의 물질로 구성된 DBR을 성장시키기 위해서는 일반적으로 EBE 공정에서 빈번한 온도 상승 및 하강이 필요하지만, 다른 물질을 증착하는 ALD 공정에서는 온도를 동일하게 유지할 수 있다. 2017년 Liu[83]는 ALD 방법을 적용하여 경계면이 예리하고 균일성이 우수한 고품질 레이어를 준비할 수 있다고 보고했습니다. 따라서 ALD는 고품질 DBR 증착에 적합합니다.

예를 들어, Sakai et al. ALD 증착 DBR과 함께 에칭 미러 UV-C 레이저 다이오드(LD)의 웨이퍼 제조를 제안했는데, 이는 레이저 임계 전류 밀도를 줄이는 데 기여합니다. 이 연구에서 HfO₂의 4개 기간 및 Al₂ O₃ DBR에 ALD를 사용하여 기탁했습니다. 알₂ O₃ SiO₂보다 증착 속도가 현저히 빠르기 때문에 저굴절률 재료로 선택되었습니다. . 그림 12는 ALD에 의해 증착된 DBR의 TEM 이미지로 DBR의 우수한 두께와 품질을 보여준다.

ALD로 증착된 DBR의 TEM 이미지 [84]

MOCVD 기술은 정밀한 막의 성장 제어 및 고품질 막의 증착과 같은 많은 이점을 위해 DBR의 증착에 널리 사용되어 왔다. 그러나 실제 생산 공정에서 계면 조건은 DBR의 서로 다른 유전체 층의 계면에서 영향을 받습니다. 그렇지 않으면 DBR의 설계 방법은 다른 유전체 층의 계면에서 또 다른 추가 버퍼 층의 증착과 같은 복잡한 최적화가 필요합니다. 그림 13a는 버퍼층을 삽입하지 않고 MOCVD를 사용한 DBR의 반사율에 대한 TMM(Transfer Matrix Method) 계산을 보여줍니다. HfO₂의 반사 스펙트럼 /알₂ O₃ ALD로 증착된 DBR은 그림 13b[85]에서 계산된 TMM 스펙트럼과 더 일치합니다. 이 경우 ALD 기술은 MOCVD에 비해 서로 다른 유전층 사이의 계면이 더 나은 DBR을 증착할 수 있습니다(그림 14).

a로 증착된 설계된 DBR의 측정 및 계산된 반사 스펙트럼 MOCVD, b ALD [84, 85]

아 ALD 및 PEALD 샘플에 대한 정규화된 Ga3d-In4d 스펙트럼의 중첩, HCl 포함 또는 NH₄ 포함 OH 표면 처리, b Al₂와 비교한 동일한 샘플에 대한 Ga3d-In4d 비율 O₃ 자유 표면 [86]

VCSEL의 다중 양자 우물을 위한 ALD 기술

Owing to the high requirement for optical gain in VCSELs, most devices use MQWs as the active region. In general, when the MQW period increases to a certain value, the threshold current density of the VCSEL is mainly caused by the following three factors. First, for the width of the quantum well, the active region cannot overlap with the peak position of the waveform. The farther the quantum well from the peak position, the lower is its gain efficiency. Therefore, distant quantum well regions cannot play a significant role in improving the optical gain. Second, there is a direct proportional relationship between the total transmittance current and period of MQWs. The total transmittance current increases with the MQW period because the transmittance current is a part of the threshold current of the device. Therefore, the threshold current of the device will increase with the transmittance current. Third, as the current increases, the slope of the optical gain to current curve will decrease, increasing the threshold current of the device. Hence, thin MQWs with high crystalline quality and optical properties are promising candidates for realizing VCSELs.

For the MQWs of VCSEL, ALD can optimize the interface properties and surface recombination of MQWs [80, 83,84,85]. In the last several decades, methods for optimizing MQWs using ALD have been studied. In 2008, Lo et al. reported the successful growth of high-quality ultraviolet (UV) AlGaN/GaN MQWs structures using ALD [87]. In the same year, Bosund et al. [88] proposed that a thick TiN passivation layer deposited by ALD on top of InGaAs/GaAs can significantly increase the photoluminescence intensity and carrier lifetime of the MQWs, while Li et al. reported that a low dislocation density ultraviolet (UV) AlGaN/GaN MQW structure can be grown using the ALD technique. In 2019, Lee et al. [89] proposed that the emission intensity of the 860 nm GaAs VCSEL with SiN anti-reflection film was significantly increased (compared to the VCSEL without the SiN anti-reflection film) to improve the light extraction efficiency of a VCSEL. Here, we cite a few studies as examples.

A deep understanding of semiconductor–dielectric interface properties will provide guidelines for optimizing efficient passivation solutions for InGaN/GaN-based µ-LEDs. To this end, quantum well (QW) semiconductors are of tremendous interest because many surface recombinations are likely to occur at the edges of the LED active regions and are probably responsible for the low µ-LED efficiencies. Thus, Le Maoult et al. [86] studied the X-ray photoemission (XPS) and wavelength dispersive X-ray fluorescence (WDXRF) characteristics of In_0.1 Ga_0.9 N surfaces after acid, base, or sulfur-based chemical treatments followed by ALD of Al₂ O₃ thin films with TMA/H₂ O or TMA/O₂ plasma (plasma-enhanced ALD) at 250 °C.

The ALD of Al₂ O₃ with H₂ O as a weak oxidizer does not seem to significantly modify the InGaN surface. Indium depletion occurs as the In4d intensity decreases, as observed previously in the case of the HCI or NH₄ OH-treated surfaces only (upper portion of Fig. 15a, b). On the contrary, during the PEALD of A1₂ O₃ (strong oxidizer), the NH₄ OH-treated surfaces changed compared to HCl because the In4d component level is indistinguishable from the PEALD reference (as illustrated by Fig. 15a, bottom, and 15b). Then, if indium is assumed to be the main species sensitive to plasma-induced oxidation, the indium-depleted surfaces after HCI treatment would indeed remain in a stable state of oxidation regardless of the ALD or PEALD process. On the contrary, a higher proportion of indium from the NH₄ OH-treated surfaces is more likely to be oxidized by the plasma species.

아 Superposition of normalized Ga3d-In4d spectra for ALD and PEALD samples without, with a 30’ (NH₄ )₂ S or with a NH₄ OH + 30’ (NH₄ )₂ S surface treatment, b proportion of O1s components and total indium contribution using In4d line [86]

If a 30' (NH₄ )₂ S surface treatment with or without prior treatment with NH₄ OH is performed before ALD, the quantitative analysis seems to report (Fig. 15b) results similar to those observed previously without the alumina layer. As an example, a similar decrease in the indium proportion was observed (~ 75%). However, a slight increase in the O–Al-related component from the O1s line was observed for the sample that underwent the double surface treatment, probably owing to the increased surface hydrolysis by the first NH₄ OH treatment. Thus, ALD does not seem to significantly modify the initial state of the (NH)S-treated surfaces. However, these results do not provide quantitative information regarding the proportion of sulfur after the deposition of Al₂ O₃ by ALD. Considering that sulfur was adsorbed on InGaN before deposition, further investigations are required to determine the evolution of sulfur bonds after ALD of Al₂ O₃ , especially if binding state differences with stronger oxidizing processes such as PEALD are evident.

ALD Technologies for the Transparent Electrode of VCSEL

For the transparent electrode of VCSEL, ALD can deposit the electrode with high transparency and good current spreading properties [90]. In terms of the current spreading of the conventional VCSEL, the metal electrode has good current spreading properties, but strongly absorbs the emitted light. Hence, the conventional VCSEL relies on the upper heavily-doped layer for current spreading. However, since the upper heavily-doped layer has poor current spreading performance and absorbs part of the emitted light, the light output power of the device is lowered. Therefore, a transparent conductive oxide (TCO) film deposited by ALD, exhibiting excellent photoelectric performance, can solve the current spreading problem described above.

Figure 16 shows the SEM images of ZnO films deposited on Si with ALD and CVD modes as the transparent conductive materials, which can be applied to new-generation photovoltaic devices. So far, there are few studies and reports on the application of TCO films in VCSEL devices. At present, the indium tin oxide (ITO) films are used in VCSEL devices. In 1997, C. L. Chua et al. [91] first reported the top-emitted VCSEL with a transparent tin oxide electrode. In this study, the peak transmittance of ITO is 96%. In 2002, Jiang et al. [92] studied the P-type ohmic contact of ITO as an 850 nm GaAs-based oxide restricted type VCSEL. In comparison with VCSELs with traditional Ti/Au contact, they found output power of the VCSEL with ITO contact is 1.27 times higher than the VCSEL with T/Au contact. In 2014, Meng et al. [93] found that the output power of the 850 nm GaAs oxide-confined VCSEL with an ITO transparent conductive film is 1.18 times higher than the traditional VCSEL.

SEM images of ZnO films deposited on Si using ALD and CVD [90]

At present, the commonly used techniques for preparing TCO are magnetron sputtering, pulsed laser deposition, CVD, ALD, etc. However, it is difficult to achieve large-scale and large-area film formation using magnetron sputtering, the film deposited by pulsed laser deposition is uniform, and it is difficult to prepare large-area films while the deposition temperature for CVD is high, which renders it unsuitable for some devices that need to be prepared at low temperature. ALD possesses the advantage of highly controllable deposition parameters and the film deposited by it is characterized by good uniformity, absence of pinholes, and excellent shape preservation for film graphics. In this case, the oxide (TCO) film deposited by ALD can improve the properties of VCSELs.