Ga면 질화갈륨(GaN)(2nm)/AlGaN(22nm)/GaN 채널(150nm)/버퍼/Si(Al2 포함)의 표면 분극 O3 캡핑 층은 각도 분해 X선 광전자 분광법(ARXPS)에 의해 조사됩니다. 에너지 밴드는 계면 영역에서 위쪽으로 굽힘에서 아래쪽으로 굽힘까지 다양함을 알 수 있으며, 이는 편광 변화에 해당하는 것으로 여겨집니다. 상부 GaN과 Al2 사이에 계면 층이 형성됩니다. O3 Al2 동안 Ga-N 결합 파손 및 Ga-O 결합 형성으로 인해 O3 원자층 증착(ALD)을 통한 증착. 이 계면층은 GaN 분극을 제거하여 분극 유도 음전하를 감소시키는 것으로 믿어집니다. 또한, 이 계면층은 에너지 밴드를 아래쪽으로 이끄는 양전하의 도입에 중요한 역할을 합니다. 마지막으로 N2 400°C에서의 어닐링은 계면층 성장을 향상시켜 양전하 밀도를 증가시키는 것으로 관찰되었습니다.
<섹션 데이터-제목="배경">질화갈륨(GaN)은 LED 산업에서 전력 전자 산업에 이르기까지 다양한 분야에서 가장 매력적인 반도체 재료 중 하나로 간주됩니다[1, 2]. 인기 있는 이유는 실리콘과 관련하여 높은 항복 전기장, 높은 전자 이동도 및 우수한 열 안정성과 같은 여러 이점 때문입니다[3, 4]. GaN 고 전자 이동성 트랜지스터(HEMT)는 고전력 및 고주파수 응용을 위해 널리 연구되고 있습니다[1, 5, 6]. HEMT에서 쇼트키 게이트가 채택되면 이 게이트 인터페이스는 큰 누설 전류와 낮은 항복 필드를 악화시키는 큰 인터페이스 상태를 가져옵니다[7]. 표면 패시베이션 층과 게이트 유전체로 유도된 절연체는 위의 문제를 완화하는 데 도움이 될 수 있습니다[8,9,10].
알2 O3 Ga2에 비해 큰 밴드 갭, 높은 유전 상수 및 음의 Gibbs 자유 에너지로 인해 이러한 절연체 응용 분야에 선호됩니다. O3 , 따라서 Al2 O3 표면 상태를 보호하고 전기 항복장을 개선할 수 있습니다[5]. 그러나 GaN/Al2에는 필연적으로 계면층이 형성된다. O3 Al2 증착 후 인터페이스 O3 [11, 12]. 이 계면층은 임계 전압의 신뢰성 및 2차원 전자 가스(2DEG)의 특성과 상관관계가 있는 것으로 믿어지며 밴드 벤딩을 제어하는 핵심 역할을 합니다[2, 13, 14, 15, 16].
여러 연구 그룹에서 계면층이 연구되었지만 계면층이 수행하는 역할은 깊이 활용되지 않았습니다[12, 17]. 따라서 본 논문에서는 ARXPS(angle-resolved X-ray photoelectron spectroscopy)를 사용하여 밴드 굽힘의 점진적인 변화를 감지하고 계면층의 원자 구조를 구한다[11]. Al2의 다른 두께 O3 원자층 증착(ALD)에 의해 GaN 샘플에 증착됩니다. ALD는 GaN과 Al2 간의 열 반응을 제한하는 저온 층별 증착 기술을 활용합니다. O3 . 따라서 ALD는 높은 순응성과 균일성, 두께 제어의 정확성, 높은 막 품질 및 낮은 결함 밀도로 인해 고유전율 유전체를 증착하기 위해 산업계에서 선호됩니다[4]. 이를 통해 부드럽고 결함이 적은 Al2 O3 /GaN 인터페이스. Al2 이후 O3 증착, 400 °C 증착 후 어닐링(PDA) 샘플도 계면층 반응을 강화하여 계면층 형성을 향상시키기 위해 준비됩니다. ARXPS 결과에 따르면, 분극 유발 음전하로 인해 밴드가 초기에 GaN 기판에서 근거리 계면으로 위쪽으로 구부러져 있음을 알 수 있습니다. 그러나 감지각 θ이 증가함에 따라 , 밴드는 양전하의 형성으로 인해 점차적으로 아래쪽으로 구부러집니다[5, 11,12,13].
Ga면 GaN/AlGaN/GaN-on-Si(111) 웨이퍼는 상용 회사(Enkris.com)에서 구입했습니다. 에피택셜 wurtzite 구조는 22nm AlGaN 층 위에 2nm GaN 층을 포함하고 2개의 에피택셜 층은 150nm i-GaN 층에서 성장됩니다. 버퍼층은 GaN 에피층과 Si 기판을 연결하는 전이층 역할을 한다. S1, S2, S3의 세 가지 샘플이 준비됩니다. 모든 샘플을 먼저 아세톤에서 5분 동안 감소시킨 다음, 이소프로필 알코올에 담그고 흐르는 탈이온수(DI)에 헹구었습니다. 그런 다음 천연 산화물을 묽은 HCl 용액(HCl:H2 O =1:10) ~ 1분 동안 DI water로 헹굽니다. 알2 O3 트리메틸 알루미늄(TMA) 및 H2와 함께 GaN 위에 ALD에 의해 증착됩니다. 금속 전구체 및 산화제로 각각 O. 알2 O3 두께는 샘플 S1의 경우 1nm이고 샘플 S2 및 S3의 경우 3nm입니다. 두께는 엘립소미터로 측정됩니다. 또한 S3는 N2에서 PDA를 받았습니다. 400°C에서 5분 동안
ARXPS 측정은 단색, 미세 초점 Al Kα(1486.6 eV) X선 소스 및 반구형 전자 에너지 분석기가 장착된 Thermo Fisher Scientific Theta Probe 시스템에서 수행되었습니다. 결합 에너지(BE) 보정은 Ni Fermi edge, Au 4f를 설정하여 순수한 Ni, Au, Ag 및 Cu 표준 샘플을 사용하여 수행되었습니다. 7/2 , Ag 3d 5/2 , 및 Cu 2p 3/2 각각 0.00 ± 0.02, 83.98 ± 0.02, 368.26 ± 0.02, 932.67 ± 0.02 eV에서 피크. 주어진 구성 요소 스펙트럼의 FWHM은 좁은 범위(± 0.1 eV) 내에서만 변하도록 허용되었습니다. 허용 가능한 낮은 잔류 값을 얻기 위해 가장 적은 수의 성분 스펙트럼이 사용되었습니다[11]. XPS 스펙트럼은 서로 다른 감지 각도(θ ), 샘플을 기울이지 않고 평행하게 샘플에 대해 27.5° ~ 72.5° 범위입니다. 가능한 양전하 유도 BE 이동을 제거하기 위해 얻은 XPS 스펙트럼은 C 1s 285.0 eV에서 피크. 원소/결합 비율 결정을 포함한 정량적 분석은 Avantage 소프트웨어에 내장된 상대 민감도 인자와 알고리즘을 사용하여 이루어졌습니다[11].
Ga 3d 다른 광전자 검출 각도에서 S1-S3에 대한 코어 레벨 스펙트럼은 각각 그림 1a-c에 묘사되어 있습니다. S1의 경우 각 Ga 3d 스펙트럼은 Ga-N 및 Ga-O 결합에 해당하는 두 개의 피크로 맞출 수 있습니다. Ga-O 결합은 ALD에서 산소가 노출된 결과로 산화물이 형성되고 초기 얇은 Al2에 산소가 침투하기 때문입니다. O3 레이어 [3]. S2 및 S3의 경우 Ga–N, Ga–O 및 O 2s로 표시된 세 개의 피크를 식별할 수 있습니다. , 각각. O 2s 피크는 Ga-O 및 Al-O 결합에 기인하며 검출각이 커질수록 분명해진다. 이 기사는 이 피크에 초점을 맞추지 않았기 때문에 더 이상 논의되지 않습니다. 그림 2는 θ의 함수로 Ga–N 피크의 BE를 나타냅니다. S1–S3의 경우. θ에서 0.2eV 감소를 얻습니다. =S1의 경우 27.5° ~ 72.5°. 이는 간행물[3, 11]과 일치하는 상향 밴드 벤딩을 제안합니다. S2의 경우 BE는 0.1 eV의 감소를 나타내어 S1과 비교하여 계면 근처에서 약한 상향 밴드 굽힘 또는 실험 오차를 고려한 밴드 굽힘이 없는 평평한 에너지 밴드를 나타냅니다. 그러나 S3의 경우 샘플 S1 및 S2와 대조적으로 BE에서 0.2eV 증가가 있어 하향 밴드 굽힘을 나타냅니다. 그림 3은 Al 2p를 기록합니다. 모든 샘플에 대해 스펙트럼이 있고 BE에는 변화가 없습니다. 또한 피크는 Al-O 결합으로 표시되며 결과적으로 AlGaN 층은 Ga-N BE 변화에 무시할 수 있는 영향을 미칩니다. 표 1은 Ga 3d의 BE를 요약합니다. 및 Al 2p ± 0.1 eV의 오차로 모든 샘플에 대해 서로 다른 감지 각도에서.
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XPS Ga 3d a에 대한 핵심 수준 스펙트럼 S1, b S2 및 c 시즌 3
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검출각 θ의 함수로서의 Ga-N 스펙트럼 피크의 BE (정상 기준) S2. 오차 막대는 ± 0.1 eV
입니다. <그림><그림>
XPS Al 2p a에 대한 핵심 수준 스펙트럼 S1, b S2 및 c S3이고 피크는 Al-O 결합을 나타냅니다. 또한 유의미한 BE 변동이 없습니다.
<그림>모든 샘플에 대한 Ga-O 대 Ga-N 피크의 비율은 표 2에 나와 있습니다. 비율은 샘플 S1과 S2의 경우 약 0.2로 이전 결과[3]와 일치합니다. 그러나 PDA 처리 후 비율은 ~ 0.3으로 증가하고 GaO x의 증가를 나타냅니다. 계면층. 또한, Ga/N 비율도 표 2에 나와 있습니다. 비율은 Ga 3d의 통합 강도를 비교하여 계산됩니다. 및 N 1s 원자 감도 계수가 있는 피크 [18]. 샘플 S1 및 S2의 경우 약 1.7의 비율은 Ga가 풍부한 계면층을 나타냅니다. 그러나 N2 어닐링, 비율은 ~ 1.0으로 감소합니다. 또한 각 각도에 대한 샘플링 깊이도 표 2에 나와 있습니다. 광전자의 지수적 감쇠로 인해 감지된 전자의 63%와 95%는 각각 표면의 1λ(즉, λ는 전자의 비탄성 평균 자유 경로(IMFP)를 나타냄) 및 3λ의 거리 내에서 발생합니다. 따라서 XPS 샘플링 깊이는 샘플 표면 아래 3λ 나노미터로 정의됩니다. 우리의 경우 Al2 O3 는 캡핑 층이고 Ga 3d의 λ Al2의 광전자 O3 ~ 3.4 nm로 추정됩니다. 대략적인 추정을 위해 다른 각도에서 샘플링 깊이는 3λcosθ로 주어집니다. . 그러나 실제 Ga-N BE 샘플링 깊이는 Al2의 두께를 고려해야 합니다. O3 , 따라서 샘플링 깊이는 3λcosθ로 추정됩니다. 캡핑 Al2 빼기 O3 두께. GaO x 때문에 레이어가 GaN 이종 구조 위에 있는 경우 이 레이어의 신호는 모든 감지 각도에 포함됩니다. 그러나 검출각이 증가함에 따라 Ga-N 결합의 신호 강도가 감소하여 Ga-O/Ga-N 비율이 증가합니다. S2와 S3를 비교하면, Ga-O/Ga-N 비율의 증가와 Ga/N 비율의 감소는 Ga가 풍부한 층이 산화되어 GaO x를 형성했음을 시사합니다. .
<그림>여기에 제시된 실험 데이터를 설명하기 위해 모델이 그림 4에 개략적으로 제안되었습니다. GaN/AlGaN/GaN 기판의 페르미 에너지 준위는 XPS 측정 동안 0 eV로 보정되었습니다[19]. 전도대 최대값(CBM), 원자가 대역 최대값(VBM) 및 코어 레벨이 제공됩니다. BE는 코어 준위와 페르미 준위 사이의 에너지 차이입니다. ALD 증착에서 산소의 O는 Ga-N 결합의 N을 대체하여 GaN을 산화시키고 주변의 N 원자는 N2를 형성할 수 있습니다. 분자 [20], 이는 Ga가 풍부한 층과 산화갈륨(GaO x ) 계면층 [11, 18]. 이는 표 2에서 1보다 큰 Ga/N 비율에 의해 뒷받침된다. 이 비율은 GaN 화학량론의 변화를 나타내며 GaN의 고유한 자발 분극 효과는 사라져야 한다[21,22,23]. 그 결과, GaN-to-GaO x로 Ga가 풍부한 층 전이층은 그림 4와 같이 분극으로 인한 음전하를 제거하고 평평한 전도대를 생성합니다[11].
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인터페이스 영역에서 O는 Ga-N 결합에서 N을 대체하여 Ga가 풍부한 층과 GaO x를 생성합니다. 층. Ga가 풍부한 층은 GaN-to-GaO x 역할을 합니다. 전환 레이어. Ga-O 형성은 GaN의 분극을 제거하고 양전하로 작용합니다. 결과적으로 전도대는 위쪽에서 아래쪽으로 점차적으로 구부러지고 그에 따라 BE도 변합니다.
또한 어닐링 과정에서 Ga가 풍부한 표면이 산화되어 더 두꺼운 GaO x를 형성합니다. 층. 산화는 동역학적으로 제한된 반응이고 약 2개의 표면 단층으로 제한되기 때문에 벌크는 크게 교란되지 않습니다[24]. 따라서 Ga-N 결합 신호는 주로 산화되지 않은 기본 벌크에서 나오므로 S3에 대한 Ga/N 화학량론적 비율이 1이 됩니다. GaO x 층은 자연 산화물의 전도대 최소값과 GaN 사이의 에너지 상태를 갖는 계면 고정 전하일 수 있는 양전하를 가져오는 것으로 보고되어 밴드를 아래쪽으로 구부립니다[4, 11, 13, 14]. 따라서 Ga가 풍부한 층의 전도대는 GaO x 부근에서 감소하기 시작합니다. 층. 더 두꺼운 GaO x 더 큰 밀도의 양전하를 가져올 것으로 예상됩니다. S3에서 Ga-O 및 Al-O의 상수 BE와 관련하여 양전하가 Ga-rich 층/GaO x의 경계면에 위치해야 함을 나타냅니다. 층. 양전하와 분극 유도 음전하는 그림 4에서와 같이 밴드 굽힘을 위쪽 밴드 굽힘에서 아래쪽 밴드 굽힘으로 수정하는 내부 전기장을 생성합니다. 아래쪽 밴드 굽힘으로 인해 BE는 감지 각도의 증가에 따라 증가합니다. .
GaO x 계면 층은 계면 장벽 높이 ɸb를 증가시키는 양전하를 가져옵니다. . ɸb 페르미 준위와 표면 또는 경계면에서 전도대 최소값 사이의 에너지 차이로 정의됩니다[25]. 결과적으로 A2 O3 증착, 2DEG의 이동도는 증가하고 2DEG의 전자 밀도는 감소한다[16, 25, 26].
Al2의 증가와 함께 O3 두께, XPS 신호는 캡핑된 Al2 사이의 인터페이스 영역에 더 많이 반영됩니다. O3 및 GaN/AlGaN/GaN은 표 2에 표시된 XPS 샘플링 깊이로 검증되었습니다. 이는 S2에 대해 밴드 굽힘 프로파일의 일부만 감지될 수 있음을 설명합니다[27]. 그 결과, BE 변동은 S1의 0.2eV보다 작은 0.1eV이다. S3의 경우 더 두꺼운 계면 층이 있으면 양전하의 밀도가 증가하여 하향 밴드가 구부러집니다.
요약하면, Al2의 계면 분극 O3 -capped GaN/AlGaN/GaN은 ARXPS에 의해 조사됩니다. Ga가 풍부한 층과 GaO x로 인해 GaN의 고유 분극이 제거됩니다. 층 형성. 더욱이, GaO x로부터의 Ga-O 결합 층은 양의 계면 고정 전하를 가져옵니다. 이러한 편광 변화로 인해 밴드는 인터페이스 영역에서 위쪽으로 굽힘에서 아래쪽으로 굽힘까지 다양합니다.
나노물질
초록 다양한 GaN 캡 층 두께를 가진 3개의 InGaN/GaN MQW 샘플을 MOCVD(금속 유기 화학 기상 증착)로 성장시켜 광학 특성을 조사했습니다. 우리는 두꺼운 캡 층이 InGaN 양자 우물 층에서 In 조성의 증발을 방지하는 데 더 효과적이라는 것을 발견했습니다. 또한, GaN 캡 층의 두께를 증가시키면 양자 구속 스타크 효과(QCSE)가 향상됩니다. 또한, 전기발광 측정 결과와 비교하여 상온 광발광 측정의 이상을 설명하기 위해 다양한 캡 두께에 의해 유발된 세 가지 샘플의 국부화 상태 및 결함의 차이에 초점을 맞춥니다
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