英语原文共 10 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

GaN（0001）表面和GaN初始热氧化的综合研究以及随后在干氧环境中的氧化物生长

Takahiro Yamada, 1,a) Joyo Ito, 1 Ryohei Asahara, 1 Kenta Watanabe, 1 Mikito Nozaki, 1

Satoshi Nakazawa, 2 Yoshiharu Anda, 2 Masahiro Ishida, 2 Tetsuzo Ueda, 2

Akitaka Yoshigoe, 3 Takuji Hosoi, 1,b) Takayoshi Shimura, 1 and Heiji Watanabe 1

通过X射线光电子能谱、光谱椭偏仪，原子力显微镜和X射线衍射测量研究了氮化镓（GaN）（0001）外延层的初始氧化和随后在干氧环境中的热氧化物的生长。发现初始氧化物形成倾向于在低于800的温度下饱和，而小氧化物颗粒的选择性生长在外延层中的位错处进行，随后是明显的晶粒生长，导致在较高氧化温度下的粗糙表面形态。这表明氧化物生长及其形态在很大程度上取决于在GaN外延层中缺陷密度。结构表征还揭示了与GaN衬底外延关系的多晶a-和b-相Ga 2 O 3晶粒是从氧化物生长的初始阶段形成的。我们提出了一个由氮去除和质量传递介导的GaN氧化的综合模型，并在实验结果的基础上讨论了该模型。

由AIP Publishing出版

1. 介绍

氮化镓（GaN）已被公认为最有希望用于覆盖可见的短波长到紫外区域光电器件的候选材料的其中之一，包括显示器，交通信号灯，数据存储在内的应用年龄和探测器。最近，GaN因其宽带隙（3.4eV），高击穿电场（3.3 MV / cm），高电子饱和速度（2.5times;10 ⁷ cm / s）和AlGaN / GaN异质结构中的二维电子气（2DEG）的高导电率（高迁移率）而引起了下一代功率器件的极大关注。在这些GaN基器件的制造中，氧化物和氮氧化物绝缘体对于器件，金属氧化物的表面钝化和栅极绝缘体半导体（MOS）结构是必不可少的。以前，已经研究了沉积的介电膜，例如SiO ₂，SiN _x和Al₂O₃，用于GaN基器件。然而，尽管在GaN上的绝缘膜方面取得了显着进步，但是在绝缘体/ GaN界面质量差的情况下，劣化的电介质和体积性质仍然是关于在氮化物半导体上沉积的电介质膜的问题。

形成Ga-氧化物（GaO _x）的GaN表面的氧化是获得绝缘层的另一种方法。而GaO _x / GaN处的导带偏移不足界面已经指出，具有GaO x栅极绝缘体的GaN MOS电容器的电气性能已经由几个小组证明。在各种氧化物中热处理技术之中，热氧化很容易直接在基材上形成氧化物。这种技术可以预防由等离子处理和不可用的污染物（来自沉积膜的异物）引起的物理损坏和不利条件。以前关于GaN氧化的研究主要集中在在高温下形成的厚热氧化物（约100nm） - 通常高于900℃和据报告的形成热力学稳定的多晶b相Ga ₂ O ₃层。虽然据报道热生长GaO _x / GaN界面的界面态密度比GaN和其他沉积绝缘体之间的界面小一个数量级，但还指出了在GaN表面上形成的厚热氧化物的明显粗糙表面形态，这将是MOS器件应用的关键障碍之一。另一方面，尚未研究薄区域中的GaO _x生长。如果在GaN氧化的初始阶段形成薄而均匀的GaO x层，则它可以用作沉积的绝缘体和GaN之间的中间层以改善界面性质。因此，详细了解和控制初始热氧化需要在GaN表面上进行处理。

关于GaN氧化的初始阶段，X射线光电子能谱（XPS）已广泛用于表征通过氧暴露和离子轰击形成氧化物键。这是因为，就像Si的情况一样氧化， XPS提供有关特定元素的化学状态（氧化态）的详细信息。该Ga相关的Ga氧化物（Ga-O键）的核心水平是已知的，以更高的结合能（BE）出现Ga氮化物（Ga-N键）取决于差异氧与氮之间的电负性，其中允许我们通过峰值反卷积进行深入的XPS分析。然而，报道的Ga-N和Ga-O键的化学位移的相对差异存在很大差异。因此，需要确定准确的化学位移以检查GaN表面上的初始氧化物生长，这提供了在MOS器件应用方面对热氧化物和GaN表面之间的界面性质的见解。从表面形态学的观点来看，关于GaN衬底的初始非均匀氧化物生长及其晶体结构和取向的报道很少。

在这项研究中，我们通过推广初始氧化和后续厚氧化物生长来开发了一个全面的GaN氧化模型。为了构建这个模型，我们系统地研究了使用XPS、光谱scopic ellipsometry（SE），原子力显微镜（AFM），和X射线衍射（XRD）测量在GaN衬底上的热氧化物的物理性质。我们还比较了具有不同位错密度的GaN外延层的热氧化，并研究了晶体在氧化物形成的图形缺陷以及氧化物/ GaN系统的表面和界面形态的影响。

1. 实验

我们实验中使用的两个样品是在硅（Si）上生长的n型GaN外延层或具有缓冲层的独立式GaN衬底。一种是GaN异质外延在Si（111）衬底（GaN / Si）上的层（1.2mu;m厚）。该GaN外延层包含Si元素作为施主掺杂剂，Si浓度估计为1.4times;10 17 cm ^-3通过二次离子质谱（SIMS）。另一个样品是GaN（0001）取向的单晶衬底（GaN / GaN）上的GaN同质外延层（5mu;m厚）。Ga / Si和GaN / GaN衬底的穿透位错密度估计分别为为10 ⁸和10 ⁵ cm^-2。在干热氧化之前，这些将样品浸入5％稀盐酸中溶液10分钟来清洁表面，然后漂洗用去离子水和氮气吹干。将湿洗样品置于常规石英管式炉中，并在高纯度氩（Ar）气体环境中加热至每个样品的目标温度。然后以1升/分钟的流速将高纯度氧气（O 2：99.99995％）气体引入炉子中，并在大气压下进行氧化30分钟。氧化温度 从700到1000℃不等。干燥氧化后将Ar气体重新引入炉内，然后进行样品自然冷却并且没有任何特征额外的表面清洁程序。

常规XPS分析使用单铬酸盐Al Ka辐射（hv=1486.6eV）与半球形能量分析仪结合进行。在XPS测量期间，将低能电子和Ar离子同时照射到样品表面上，用于电荷中和氧化物表面。分析仪的检测角度与样品表面垂直（光电子取出角为90°），并通过以恒定的23.5eV能量收集高分辨率核心能级光谱。精细校准如上所述，通过参考Ga 3d和O 1s峰位置来完成核心峰的结合能。对于有限数量的GaO _x / GaN样品，我们也是用进行同步辐射（SR）XPS分析光子的能量为1253.6eV。

氧化物的平均厚度和折射率使用SE评估层。测量在240至840nm的波长范围内进行，典型的入射角为75°。为了避免使氧化的GaN表面的建模复杂化，选择适合于GaN的带隙（365nm）的更短波长的拟合范围。在这个拟合范围内，入射光被GaN外延层吸收; 因此，可以使用双层结构（GaO x / GaN）简化分析模型，其中使用Cauchy色散模型表示氧化物层。

表面形态和晶体结构分别使用AFM和XRD评估热氧化物。从轻敲模式操作获取氧化物表面的AFM图像，并通过平坦化程序校正以去除非线性背景伪影。另外，热氧化物和GaN衬底之间的接口结构通过用在室温下保持10分钟的氢氟酸溶液去除氧化层（HF：50％）来检测。为了表征GaN衬底上的超薄氧化物层（小氧化物颗粒）的晶体结构和晶体取向，在平面XRD中进行Cu辐射测量，其中掠入射几何形状具有0.3°-0.4°的入射角。没有使用通道切割单色准直器来防止入射的X射线束强度的降低。

1. 结果与讨论

A 用XPS研究GaN表面的热氧化

图1显示了使用XPS在热氧化之前从湿式清洁的GaN / Si样品获得的典型测量光谱。 强烈的光电子峰归因于GaN外延层中的Ga 2p，Ga3d和N 1s核心能级，在相应的俄歇信号中，观察到了广泛的信号调查频谱。此外，弱O 1s和C 1s核心能级信号可归因于初始GaN表面上的表面污染，水分吸附物和超薄原生氧化物。应该注意，自光电子固体表面的逃逸深度取决于动力学发射光电子的能量（KE），检测深度每个核心级峰值的差异显着不同其结合能（BE）。 对于Ga相关信号，Ga 2p较高BE处的核心级峰值（对应于较低的KE）提供了表面敏感信息。 相反，Ga 3d核心级别是批量敏感的。

图1（横坐标 致盲能量；纵坐标 归一化强度）

图1为使用1486.6eV激发能量在氧化之前从湿式清洁的GaN / Si样品获得的XPS测量光谱。

利用O 1s核心能级峰的积分强度监测GaN表面上的氧化物生长。如图2所示，与来自初始GaN表面的氧化温度相比，在700至800℃的氧化温度下O 1s强度的轻微增加清楚地表明GaN表面的初始氧化。但是，氧化物生长在此温度范围内饱和（低于800℃）。在温度超过850摄氏度，证实了表观氧化物生长从O 1s强度的增加。稍后将结合GaN的初始氧化期间表面形态的变化讨论该阈值温度。

如上所述，尽管在GaN表面的氧气量是初始氧化物生长的良好指标，通过Ga-峰的去卷积进行深度XPS分析相关核心级别需要准确的峰值分配，即氧化物和氮化物状态的化学位移。对于BE cali-在Al Ka激励下使用N 1s核心峰时N 1s水平与宽Ga LMM俄歇重叠信号和来自GaN衬底的氮信号也是难以通过厚的热氧化物检测到。因此，我们使用Ga 3d和O 1s水平进行精细BE校准，具体取决于氧化温度（氧化物浓度 - 在GaN衬底上）。温度低于800℃ ，包括湿洗表面，O 1s峰包括来自O-Ga键和表面吸附物的各种组分;因此，因此，O 1s水平不足以进行精细BE校准。由于体敏感的Ga 3d峰主要是在外延层中由Ga-N键组成，我们使用Ga 3d峰值定义为19.6eV，用于此温度下的BE校准范围（低于800℃）。此外，对于更高的温度 （厚氧化物样品），由于高温氧化产生稳定的化学计量Ga 2 O 3相（参见以下小节），主要和强烈的O-Ga组分用于BE校准。

图2（横坐标 氧化温度；纵坐标 O1s 强度）

图2作为氧化温度的函数绘制的来自GaN / Si样品的O 1s核心能级峰的积分强度的变化，还显示了从湿清洁表面获得的积分强度用于比较。

图3（a）显示了在各种温度下GaN / Si衬底的热氧化过程中表面敏感的Ga2p 3/2光谱的变化。用上述程序校准核心峰的BE位置。此外，从原始数据中减去Shirley型背景，峰值强度进行归一化比较。来自湿法清洗的GaN表面（w / o）的Ga 2p 3/2峰出现在1118.45eV并且显示出对称形状，半峰全宽（FWHM）为1.37eV。应注意，随着氧化温度的增加，峰值位置向约0.4eV的较高BE移动。还发现在中等温度下氧化的样品的光谱是不对称的，具有更高BE的肩部。我们还进行了XPS分析 - 采用相同样品制造的GaN / GaN衬底的和校准程序。如图3（b）所示，随着热氧化的进行，出现在1118.44eV且FWHM为1.34eV的氧化前（w / o）的Ga 2p 3/2峰也向更高的BE移动约0.4eV。随着热氧化的进行，较高的BE约为0.4eV，这些来自GaN / Si和GaN / GaN衬底相同的结果验证了我们的BE校准程序以及Ga-N之间相对BE差异的准确性和Ga-O键合为0.4eV。

图3 （横坐标 致盲能量；纵坐标 归一化强度）

图3为在各种氧化温度下（a）GaN / Si和（b）GaN / GaN衬底的热氧化期间表面敏感的Ga 2p 3/2光谱的变化。BE位置分别用Ga 3d和O 1s核心水平校准薄（低于800℃）和厚（高于800℃）热氧化物。从原始数据中减去Shirley型背景，光谱强度为 对所有样本进行归一化。

以前，Wolter等人报道了通过使用Ar离子溅射蚀刻从热氧化GaN表面的原位深度剖面分析确定的相对BE差异（Ga-N和Ga-O键之间的BE差异）为1.3eV。Grodzicki等人还报道了通过低能氧离子注入氧化的GaN表面的相对BE差异为0.95eV。考虑到GaO _x / GaN试样中轻元素的选择性溅射的影响，离子轰击表面上的氧和氮缺乏导致显着量的亚氧化物和亚氮化物组分，即富含Ga的表面。报道的Ga 2p 3/2峰表现出在大量Ga-N组分的较低BE处出现的金属Ga组分。因此，我们得出结论，先前的报告高估了Ga-N和Ga-O键之间的相对BE差异，并且在当前的研究中，我们进行了峰值反卷积，获得的BE差值为0.4eV。

图4表示取自800℃氧化的GaN / Si样品的Ga 2p 3/2光谱的峰值反卷积的典型结果。 C使用Ga-N（橙色虚线）和Ga-O（graydottedline）粘合组分30分钟。使用以下方法再现GaN和Ga-O键合组件高斯 - 洛伦兹混合函数来自参考光谱，分别确定湿洗的初始GaN表面和样品在1000℃氧化（见图3（a））。然后，将与GaN体积参数相同的固定BE差异和FWHM值用于峰值反褶积。如图4中的蓝色虚线所示，获得了实验数据和计算数据之间的良好一致性，表明在热生长的GaO _x / GaN界面处存在可忽略量的中间状态，即过渡层， 类似于原子突变的SiO ₂ / Si界面。在不同温度下氧化的其他样品中类似地证实了对实验数据的良好拟合。

图4（横坐标 致盲能量；纵坐标 归一化强度）

图4为从800℃热氧化的GaN / Si表面取30分钟的Ga 2p 3/2核心水平的曲线拟合的典型结果。使用具有0.4eV的相对BE分离的两个GaN（橙色虚线）和Ga-O（灰色

剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[19339]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word