InGaN/GaN 양자우물 광학 특성: GaN 캡 층 두께의 영향

초록

금속유기화학증착법(MOCVD)으로 GaN 캡 층 두께가 다른 세 개의 InGaN/GaN 다중양자우물(MQWs) 시료를 성장시켜 광학 특성을 조사했습니다. 더 두꺼운 캡 층이 InGaN 양자우물 층의 인듐(In) 조성 증발을 방지하는 데 더 효과적임을 확인했습니다. 또한 양자한계 스타크 효과(QCSE)는 GaN 캡 층 두께가 증가함에 따라 강화됩니다. 전계발광(EL) 측정 결과와 비교해, 다양한 캡 두께에 의해 유도된 세 시료의 국소화 상태와 결함 차이에 초점을 맞춰 실온 광발광(PL) 측정의 이상 현상을 설명했습니다. 너무 얇은 GaN 캡 층은 InGaN QW 층의 국소화 상태 불균일성을 악화시키고, 너무 두꺼운 GaN 캡 층은 GaN 캡 층에 더 많은 결함을 생성함을 발견했습니다.

서론

InGaN/GaN 다중양자우물(MQWs) 구조는 가시광 발광다이오드(LED)와 레이저 다이오드(LD)의 활성 영역으로 널리 사용되며 큰 성공을 거두었습니다. InGaN/GaN MQWs 품질 향상은 고성능 GaN 기반 LED와 LD 실현에 기술적으로 중요합니다. 선행 연구에서 고온 성장 GaN(HT-GaN) 양자장벽(QB)이 InGaN/GaN 양자우물의 결정 품질과 발광 강도 향상에 유익함이 밝혀졌습니다. 약한 In-N 결합 강도 때문에 InGaN 양자우물(QW) 층 성장 온도는 일반적으로 높은 In 조성을 얻기 위해 GaN QB보다 낮습니다. 이로 인해 GaN QB를 더 높은 온도에서 성장하는 동안 InGaN QW에서 인듐 원자가 증발할 수 있습니다. InGaN QW와 GaN QB 사이에 저온 성장 GaN 캡(LT-GaN 캡) 층을 삽입하면 In 조성 탈착을 효과적으로 줄여 InGaN QW 층 두께 균일성과 In 조성 분포를 개선할 수 있음이 입증되었습니다. 그러나 GaN 캡 층 성장 온도가 낮아지면 원자 이동 능력이 약해져 GaN 소재 품질이 저하됩니다. 또한 저온 성장 GaN 캡 층 두께가 증가함에 따라 결함 수가 증가해 인듐 원자 분포 균일성과 InGaN 양자우물 발광 강도 향상에 불리함이 보고되었습니다. 많은 선행 보고서가 다양한 GaN 캡 두께를 가진 활성 영역에서 국소화 상태가 발광 특성에 미치는 영향에 초점을 맞추지 않았습니다. 본 연구에서는 X선 회절(XRD), 전계발광(EL), 광발광(PL)을 사용해 저온 성장 GaN 캡 층 두께가 InGaN/GaN MQWs의 구조와 발광 특성에 미치는 영향을 보고하고, 온도 의존적 PL 실험으로 국소화 상태가 발광 특성에서 하는 역할을 자세히 설명합니다.

실험 방법

세 개의 InGaN/GaN MQWs 시료를 c-면 사파이어 기판에 금속유기화학증착법(MOCVD)으로 성장시켰습니다. 모든 시료는 동일한 구조를 가지며, 비도핑 GaN 버퍼 층(1.2 μm), Si 도핑 n-GaN 층(1 μm), 2주기 InGaN/GaN MQW 활성 영역, Mg 도핑 p-GaN 층(40 nm)으로 구성됩니다. InGaN/GaN 활성 영역 성장 과정에서 InGaN QW 성장 조건은 동일하게 유지했으며, 인듐 증발 방지를 위해 InGaN QW와 같은 온도(710°C)에서 얇은 LT-GaN 캡 층을 성장시켰습니다. LT-GaN 캡 층 성장 시간은 시료 A, B, C 각각 150초, 300초, 500초였습니다. 이후 GaN QB 성장 온도를 810°C로 높여 GaN QB 소재 품질을 개선했으며, HT-GaN QB 성장 시간은 이들 시료에서 동일했습니다. X선 회절(XRD)로 세 시료의 구조적 파라미터를 결정했습니다. 전계발광(EL)과 실온 광발광(PL)으로 활성 영역의 광학 특성을 특성화했습니다.

EL 스펙트럼은 직류(DC)에서 Ocean Optics HR2000 고해상도 분광계로 측정했으며, 출력 전력은 Si 포토다이오드로 감지했고, EL 스펙트럼 피크 에너지와 반치전폭(FWHM)은 단색계와 광증배관으로 감지했습니다. PL 측정에선 325 nm 연속파 He-Cd 레이저를 여기원으로 사용했으며, 입사 광학 파워 3 mW, 스팟 크기 0.5 mm²였습니다. 30 K~300 K 온도 의존적 PL 측정을 수행해 국소화 상태가 발광 특성에 미치는 영향을 분석했으며, 405 nm GaN 반도체 레이저(5 mW 방출 파워)를 여기원으로 사용했습니다. 시료는 자유 흐름 액체 헬륨으로 냉각했고, CTI Cryogenics의 폐쇄 사이클 냉동기로 온도 의존적 측정을 수행했습니다.

결과 및 논의

그림 1a는 이들 시료의 (0002) 면에 대한 ω-2θ 스캔으로 얻은 회절 패턴을 보여줍니다. 이들 시료의 위성 피크가 명확히 보여 미세한 주기적 구조와 날카로운 계면이 이 MQWs에 존재함을 나타냅니다. SmartLab Studio II와 Global Fit 프로그램(스마트랩 회절계에서 생성된 데이터 분석을 위한 고급 병렬 템퍼링 기반 피팅 방법 제공)을 사용해 평균 In 조성, QB와 QW 두께를 얻었습니다(표 1). LT-GaN 캡 층 두께가 증가함에 따라 QW 내 In 조성이 증가함이 명확히 보이며, 이는 더 두꺼운 캡 층이 In 조성 증발 방지에 더 효과적임을 나타냅니다. 그림 1b는 시료 C의 역공간 매핑(RSM)을 보여줍니다. 주 GaN 피크와 위성 피크가 한 선상에 놓여, 모든 시료 중 가장 높은 In 함량을 가진 QW 층이 완전히 변형되어 있음을 시사합니다. 따라서 압전장이 발광 특성에 미치는 영향을 고려해야 합니다.

그림 2는 5 mA 전류에서 시료 A, B, C의 EL 스펙트럼을 보여줍니다. 피크 파장은 시료 A, B, C 각각 453.6 nm, 456.3 nm, 466.7 nm입니다. XRD 측정 결과에서 LT-GaN 캡 층 두께 증가에 따라 QW 내 In 조성 증가가 EL 피크 에너지 적색 이동을 유도합니다. 또한 LT-GaN 캡 층 두께 증가에 따라 EL 강도가 감소함을 발견했습니다. 더 두꺼운 GaN 장벽 층(LT-GaN 캡 층과 HT-GaN QB 총 두께)은 p-GaN에서 활성 영역으로의 정공 거리 증가를 초래해 정공 주입 효율 감소로 이어지며, 이는 EL 강도 감소로 이어집니다. 또한 In 조성 증가는 InGaN QW 층에서 압전장을 강화해 에너지 밴드 기울기를 악화시키고, 피크 방출 적색 이동과 발광 효율 감소를 초래하는데, 이는 양자한계 스타크 효과(QCSE)로 알려져 있습니다. QCSE가 EL에 미치는 영향을 검증하기 위해 주입 전류에 따른 EL 피크 에너지와 FWHM 변화를 그림 3에 나타냈습니다. 주입 전류 증가에 따른 방출 피크 에너지 청색 이동은 밴드 충진 효과와 전자 차폐 효과에 의한 QCSE 보상에 기인합니다. 가장 높은 In 조성을 가진 시료 C가 가장 깊은 포텐셜 우물과 가장 강한 압전장을 가지므로, 밴드 충진 효과와 전하 차폐 효과가 가장 현저해 EL 피크 에너지 청색 이동량이 가장 큽니다(166 meV). 시료 A에서는 밴드 충진 효과와 전하 차폐 효과가 가장 약해 고주입 전류(50 mA)에서 열 효과에 의한 밴드갭 수축이 점차 우세해져 피크 에너지 적색 이동이 발생합니다. 시료 A의 경우 그림 3b에서 보듯 FWHM이 주입 전류 증가에 따라 증가해 밴드 충진 효과에 의한 EL 스펙트럼 확장이 항상 우세함을 나타냅니다. 주입 전류 증가에 따라 InGaN QW 내 분극 전기장의 전하 차폐가 EL 스펙트럼 대역폭 협소를 유발한다는 보고가 있습니다. 따라서 시료 B와 C에서는 낮은 주입 전류에서 밴드 충진 효과가 현저해 EL 스펙트럼이 확장됩니다. 주입 전류가 더 증가하면 캐리어의 분극 전기장 차폐 과정이 점차 지배적이 되어 FWHM이 감소합니다. 또한 시료 B와 C에서 FWHM이 상승에서 하강으로 변하는 전환점에 해당하는 전류가 각각 약 10 mA와 20 mA임을 발견했는데, 이는 시료 C의 압전장이 가장 강함을 시사합니다.

그림 4a는 5 mW 405 nm GaN 반도체 레이저 여기 파워에서 시료 A, B, C의 실온 PL 스펙트럼을 보여줍니다. 피크 파장은 시료 A, B, C 각각 473.1 nm, 472.9 nm, 478.2 nm입니다. 그림 4a에서 시료 B와 C의 PL 강도가 상대적으로 약하므로, 325 nm He-Cd 레이저를 여기원으로 사용해 광발광 실험도 수행했습니다. 그림 4a와 b의 PL 실험 결과는 서로 일치해 그림 4a에서 얻은 실험 결과의 불확실성을 제거합니다. 그림 2의 EL 측정 결과와 비교해 그림 4a에서 몇 가지 이상 현상을 발견했습니다: (1) 시료 A가 시료 B보다 In 조성이 적음에도 시료 A 피크 파장이 시료 B보다 약간 깁니다; (2) 시료 B와 C의 PL 강도가 서로 비슷하고, 시료 A 발광 강도가 시료 B, C보다 훨씬 높습니다. 이러한 이상 현상을 설명할 관련 원인을 찾기 위해 세 시료에 대해 온도 의존적 PL(TDPL)을 수행했으며, 온도 함수로서 PL 피크 에너지를 그림 5에 나타냈습니다. 시료 B의 경우 방출 피크 에너지가 온도 증가에 따라 단조롭게 감소합니다. 일반적으로 온도 증가에 의한 밴드갭 수축은 방출 에너지 적색 이동을 초래합니다. 그러나 시료 A에서는 온도가 70 K에서 190 K로 증가할 때 뚜렷한 청색 이동이 관찰됩니다. 국소화된 엑시톤의 열적 재분포가 TDPL에서 비정상적 방출 청색 이동을 설명하기 위해 도입되었습니다: 온도 상승에 따라 국소화된 엑시톤이 열적으로 활성화되어 국소화 상태의 포텐셜 최소값에서 더 높은 에너지 상태로 열적으로 전이됩니다. 시료 C의 경우 50 K~175 K 범위에서 PL 피크 에너지가 거의 변하지 않아 밴드갭 수축 효과와 엑시톤 국소화 효과가 서로 상쇄됨을 나타냅니다.

엑시톤 국소화 효과를 고려해 밴드 테일 모델을 다음 식으로 수정해 온도 의존적 방출 피크 에너지를 기술할 수 있습니다:

$$ {E}_0(T)={E}_0(0)\hbox{-} \frac{\alpha {T}^2}{T+\beta}\hbox{-} \frac{\sigma^2}{{\mathrm{k}}_BT} $$ (1)

여기서 E₀(0)은 T=0에서의 밴드갭, α와 β는 바르시니 매개변수, kB는 볼츠만 상수입니다. 세 번째 항 σ는 국소화 분포의 표준편차로 국소화 효과 정도를 기술합니다. 즉, 더 큰 σ 값은 국소화 상태의 더 강한 불균일성을 의미합니다. InGaN 내 In 조성 변동이 밴드 테일 형성의 주된 이유일 수 있습니다. 밴드 테일 내 상태는 최소 국소 포텐셜 에너지에서 형성되며 양자점과 유사합니다. 이들 자발 형성 양자점 내 전자-정공 쌍 재결합은 국소화된 엑시톤 재결합으로 간주될 수 있습니다. 이 모델은 강한 축퇴와 준평형으로부터의 가능한 편차로 인해 저온에서는 적용되지 않습니다. 피팅 매개변수 σ는 시료 A, B, C 각각 36.96 meV, 18.89 meV, 23.77 meV로, 가장 얇은 캡 층을 가진 시료 A의 국소화 상태가 가장 불균일함을 시사합니다. 일반적으로 국소화 상태는 InGaN 합금 내 다양한 크기의 In 풍부 클러스터와 QW 두께 변동에서 기인합니다. 따라서 더 얇은 LT-GaN 캡 층이 GaN QB 층 성장 온도 상승 시 인듐 증발을 효과적으로 방지하지 못한다고 합리적으로 믿습니다. 인듐 조성의 무작위 증발 공정은 In 함량과 InGaN QW 두께 변동을 초래합니다. 시료 B의 경우 1.8 nm 두께 GaN 캡 층이 인듐 탈착으로부터 In을 보호해 더 균일한 InGaN QW 층을 형성하기에 충분합니다. 불균일한 국소화 상태는 보통 더 깊은 포텐셜 상태를 유지해 방출 피크 에너지 적색 이동을 초래합니다. 이것이 그림 4에서 관찰된 시료 A 피크 파장이 시료 B보다 긴 이유입니다. 또한 InGaN QW 층 내 In 조성 증가는 큰 크기 In 클러스터 형성을 촉진해, 가장 높은 인듐 함량을 가진 시료 C의 엑시톤 국소화 효과가 시료 B보다 약간 더 강한 이유를 설명합니다.

그림 6은 시료 A와 C의 적분 PL 강도가 온도 함수로 나타나며, 다음 식으로 잘 피팅됩니다:

$$ I(T)=\frac{1}{1+{\sum}_{\mathrm{i}}{C}_i\exp \left(-\frac{E_i}{k_BT}\right)} $$ (2)

여기서 C_i는 비복사 재결합 중심 밀도에 해당하는 상수이고, E_i는 비복사 재결합 중심의 활성화 에너지를 나타냅니다. 피팅 매개변수 C_i와 E_i는 표 2에 나와 있습니다. 온도 의존적 PL 측정 중 시료 B의 광증배관 전압이 시료 A, C보다 낮게 설정되어 시료 B 적분 PL 강도가 가장 낮지만, 피팅 결과에는 영향을 주지 않습니다.

시료 B와 C의 C₂가 시료 A보다 커 더 두꺼운 LT-GaN 캡 층에 더 많은 결함이 형성됨을 나타냅니다. LT-캡 층 두께 증가에 따라 LT-캡 층 결함이 증가한다는 것이 관찰되었습니다. 양자우물 옆에 있는 LT-GaN 캡 층 결함이 PL 강도에 미치는 영향은 전자 및 정공 파동 함수가 장벽으로 침투하기 때문에 중요합니다. 79.67 meV 활성화 에너지(시료 A의 E_a2)는 QW에서 정공 방출 후 장벽 결함에 포획되어 비복사 재결합하는 것과 관련되며, 이는 Olaizola의 보고와 일치합니다. 또한 시료 A, B, C의 마이크로 PL 이미지를 그림 7과 같이 비교했습니다. 마이크로 PL 이미지의 어두운 반점은 InGaN/GaN 활성 영역 내 비복사 재결합에 기인할 수 있습니다. 시료 A 대비 시료 B와 C에서 더 큰 크기의 어두운 반점이 뚜렷이 관찰돼 더 두꺼운 LT-GaN 캡 층에 더 많은 결함이 존재함을 나타냅니다. 일반적으로 LT 캡 층 후 열처리를 수행해 InGaN 층 내 인듐 클러스터를 줄이고 결정 품질을 개선합니다. 캡 층이 너무 두꺼우면 열처리 효과가 약해지고, 더 많은 금속성 인듐 침전물 형성이 GaN 캡 층 원자의 확산을 방해하고 LT-캡 층에 더 많은 결함을 유입시킵니다. 더 두꺼운 LT-GaN 캡 층을 가진 InGaN/GaN MQWs에서 더 많은 결함과 더 강한 QCSE 출현은 발광 강도 향상에 불리한데, 왜 시료 C의 PL 강도가 시료 B와 비슷한가? 사실 국소화 상태도 발광 효율 향상에 중요한 역할을 합니다. 캐리어는 국소화 상태에 포획되어 복사 재결합할 수 있습니다. 엑시톤 국소화 효과가 강할수록 더 많은 캐리어가 결함에 포획되지 않아, 시료 B와 C의 PL 강도가 서로 비슷하고 시료 A 발광 강도가 시료 B, C보다 훨씬 높은 이유를 설명하는 듯합니다.

결론

요약하자면, GaN 캡 층 두께가 광학 특성에 미치는 영향을 조사했습니다. XRD 측정 결과 더 두꺼운 캡 층이 In 조성 탈착 방지에 더 효과적임이 밝혀졌습니다. QCSE는 강화되고 정공 주입 효율은 GaN 캡 층 두께 증가에 따라 감소합니다. 다양한 GaN 캡 층 두께에 의해 유도된 다양한 정도의 엑시톤 국소화 효과가 세 시료의 PL 피크 파장과 강도 이상 현상을 설명합니다. 너무 얇은 LT-캡 층은 InGaN QW 층 내 국소화 상태 불균일성을 악화시키고, 너무 두꺼운 LT-캡 층은 GaN 캡 층에 더 많은 결함을 생성합니다. 따라서 LT-GaN 캡 층 두께 최적화는 InGaN 활성 층의 균일성과 발광 강도 향상의 핵심 과제입니다.