兩步生長法生長的In x Ga1－x As/GaAs材料及性質(zhì)

韓智明，繆國慶，曾玉剛，張志偉

(1.發(fā)光學(xué)及應(yīng)用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 中國科學(xué)院長春光學(xué)精密機(jī)械與物理研究所，吉林 長春 130033;

2.中國科學(xué)院大學(xué)，北京 100049)

1 引 言

在1～3μm短波紅外波段，InGaAs已經(jīng)成為重要的紅外探測器材料［1］。許多InGaAs紅外探測器材料為InGaAs/InP異質(zhì)結(jié)構(gòu)［2-4］，而本文選擇GaAs作為襯底外延生長InGaAs材料，因?yàn)镚aAs基InGaAs失配異質(zhì)結(jié)材料有較高的電子遷移率、較大的谷能帶分裂并且?guī)对谝欢ǚ秶鷥?nèi)(0.36～1.42 eV)可調(diào)節(jié)，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于近紅外激光器、光電探測器、太陽能電池、高電子遷移率晶體管以及異質(zhì)結(jié)晶體管等器件［5-10］。由于InxGa1-xAs外延材料與GaAs襯底有較大的晶格失配，所以高質(zhì)量的外延材料很難得到。為了解決晶格失配的問題，目前常用以下幾種緩沖層技術(shù):超晶格、組分突變、組分漸變、組分逆變等［11-14］，但上述方法或生長過程控制復(fù)雜，或需要生長較厚的緩沖層來釋放應(yīng)力，增加了生長材料的難度及成本。

兩步生長法可以有效改善外延層的生長質(zhì)量［15］。本文利用兩步生長法生長外延材料，重點(diǎn)研究緩沖層厚度對外延層質(zhì)量的影響。通過掃描電子顯微鏡(SEM)、原子力顯微鏡(AFM)、X射線衍射(XRD)、拉曼光譜、透射電子顯微鏡(TEM)對樣品進(jìn)行表征及分析。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，兩步生長法生長的InxGa1-xAs/GaAs異質(zhì)結(jié)材料的緩沖層厚度存在一個(gè)最優(yōu)值。

2 實(shí) 驗(yàn)

InGaAs外延材料采用德國AIXTRON 2000/4低壓金屬有機(jī)化學(xué)氣相沉積系統(tǒng)(MOCVD)進(jìn)行生長。TMGa作為Ga源，TMIn作為In源，AsH3作為Ⅴ族源，載氣為高純氫氣。首先，在680℃的高溫下對襯底進(jìn)行5 min的去氧化處理。然后，在450℃低溫條件下生長InGaAs緩沖層，緩沖層組分固定，反應(yīng)室壓力為400 Pa，Ⅴ/Ⅲ比為73。最后，將反應(yīng)室溫度升到650℃后再生長約1μm厚的InxGa1-xAs外延層。作為對比，我們生長了5個(gè)樣品，緩沖層厚度依次是31，85，140，196，269 nm。其他生長條件相同。

3 結(jié)果與討論

圖1(a)、(b)、(c)是樣品A、B、E的掃描電鏡照片。由于后4個(gè)樣品表面形貌相差不大，所以我們從中只選取兩個(gè)與樣品A作為對比。從SEM圖像可以看到，緩沖層厚度最薄的樣品A表面形貌最差，這可能是由于過薄的緩沖層沒有對由晶格失配產(chǎn)生的位錯(cuò)起到很好的抑制作用。外延層材料按照3D島狀模式生長，島與島之間沒有很好地合并生長，產(chǎn)生大量位錯(cuò)及缺陷并延伸至表面使表面形貌變得很差，少數(shù)小島縱向生長速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于橫向生長速度甚至生長成晶柱形狀。緩沖層厚度逐漸增加的后4個(gè)樣品在掃描電鏡下已經(jīng)看不出明顯差別，這可能是由于外延層材料按照2D生長模式生長，島與島之間合并生長得很好，有效抑制了位錯(cuò)的生長，樣品表面起伏度相差不大。上述結(jié)果說明緩沖層需要達(dá)到一定厚度才能有效地對位錯(cuò)產(chǎn)生抑制作用。為進(jìn)一步分析樣品，我們對樣品進(jìn)行了AFM測試。圖1(d)、(e)、(f)是樣品A、B、E的AFM照片。樣品A的表面呈現(xiàn)較大的島狀形態(tài)，島與島之間有較大的縫隙或者小坑，表面高度差達(dá)400 nm，這與其SEM圖像結(jié)果相符。我們對5個(gè)樣品同一位置5μm×5μm的區(qū)域進(jìn)行了表面粗糙度(RMS)測試，樣品A、B、C、D、E的表面粗糙度分別為70.9，1.21，1.64，2.00，2.82 nm。后4個(gè)樣品的表面粗糙度均在3 nm以內(nèi)，但與第一個(gè)樣品相差很大。其中樣品B的表面粗糙度最小，其后幾個(gè)樣品的表面粗糙度隨著緩沖層厚度的增加而增大，說明緩沖層厚度存在一最優(yōu)值，低于或超過這一厚度都會使材料表面粗糙度增大。

圖1樣品A(a)、B(b)、E(c)表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，以及樣品A(d)、B(e)、E(f)的原子力顯微鏡(AFM)照片。Fig.1 SEM images of sample A(a)，B(b)，E(c)，and AFM images of sample A(d)，B(e)，E(f)，respectively.

X射線衍射的半峰寬可以非常直觀地反映材料的結(jié)晶質(zhì)量［16］。圖2是InxGa1-xAs/GaAs外延層X射線衍射搖擺曲線圖及半峰寬對比圖。從圖中可以看到當(dāng)緩沖層厚度由31 nm增加到85 nm時(shí)，外延層半峰寬減小，說明外延層結(jié)晶質(zhì)量變好。而當(dāng)緩沖層厚度由85 nm增加到269 nm時(shí)，外延層半峰寬逐漸變大，結(jié)晶質(zhì)量逐漸變差。這說明緩沖層厚度存在一個(gè)最優(yōu)值，越接近這個(gè)最優(yōu)值，外延層結(jié)晶質(zhì)量越好。

圖2 In x Ga1-x As/GaAs外延層的X射線衍射搖擺曲線(a)和半峰寬對比圖(b)Fig.2 Rocking curves(a)and FWHM(b)of the epilayers

圖3為樣品InxGa1-xAs的拉曼散射光譜。InxGa1-xAs材料的拉曼散射峰均表現(xiàn)出GaAs L0與InAs L0兩種模式。255 cm-1附近的峰是GaAs L0模式，234 cm-1附近的峰是InAs L0模式。在InAs L0模式的低能方向出現(xiàn)一個(gè)肩峰，波數(shù)為219 cm-1，對應(yīng)于InAs的T0模式。在(100)背散射條件下，T0模式是不會出現(xiàn)的，其被觀察到可能是由于外延層中的原子不規(guī)則排列以及位錯(cuò)和缺陷使晶格對稱性降低，原來的拉曼選擇定則被破壞［17］。GaAs的T0模式?jīng)]有被觀察到可能是因?yàn)镚aAs組分相對較小。

圖3 In x Ga1-x As/GaAs的室溫Raman散射譜Fig.3 Raman spectroscopy of In x Ga1-x As/GaAs under room temperature

根據(jù)拉曼光譜線型的對稱性可以判斷外延層的質(zhì)量。B.Jussernad等［18］早已研究過合金無序度與拉曼線型的關(guān)系，通過測量InGaAs材料的GaAs L0模式頻率的非對稱比(Γa/Γb)，可以研究其合金無序［19］。圖4(a)為B樣品的非對稱線型，圖4(b)為5個(gè)樣品的非對稱比(Γa/Γb)與緩沖層厚度的關(guān)系。非對稱比越接近1，表明合金有序度越高，材料結(jié)晶質(zhì)量越好。從圖中可以看出，當(dāng)緩沖層厚度為85 nm時(shí)，非對稱比最小，材料有序度最高。該結(jié)果也證明了緩沖層厚度存在最優(yōu)值。

圖4(a)樣品B的非對稱線型;(b)5個(gè)樣品的非對稱比(Γa/Γb)與緩沖層厚度的關(guān)系。Fig.4 (a)Asymmetry of sample B in Raman spectroscopy.(b)Asymmetry ratio(Γa/Γb)of the samples.

圖5是5個(gè)樣品的橫斷面TEM照片。從照片可以看到，幾個(gè)樣品的緩沖層與界面處都存在大量位錯(cuò)，而外延層位錯(cuò)數(shù)量則明顯減少。樣品B中的位錯(cuò)數(shù)量最少，隨著緩沖層厚度的增加，樣品C、D、E的外延層中的位錯(cuò)數(shù)量也隨之增加。這是由于一定厚度的緩沖層能很好地釋放失配應(yīng)力，將位錯(cuò)阻斷在界面處;過厚的緩沖層反而不利于應(yīng)力的釋放，使外延層中位錯(cuò)增多。從圖中可以看出位錯(cuò)主要有以下幾種形貌:大量位錯(cuò)在緩沖層與外延層界面被截?cái)?，沒有向外延層延伸;有的幾個(gè)位錯(cuò)交織成一個(gè)位錯(cuò)向外延層延伸;有的位錯(cuò)在緩沖層中方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)，沒有向外延層延伸;有的位錯(cuò)會形成位錯(cuò)環(huán)不再生長。

圖5 樣品的橫斷面透射電子顯微鏡照片F(xiàn)ig.5 TEM images of the cross sections of different samples

圖6 樣品B外延層的高分辨透射電子顯微鏡圖像(a)、電子衍射圖(b)和濾波圖像(c)。Fig.6 HRTEM image(a)，selected area electron diffraction patterns(b)，and filtered image(c)of the epilayer of sample B.

為了更好地對比外延層的位錯(cuò)情況，我們對不同樣品的外延層中近同一個(gè)位置拍攝了多個(gè)高分辨圖像，通過對高分辨圖像進(jìn)行傅立葉變換法濾波得到容易觀察位錯(cuò)的濾波圖像。圖6是以樣品B為例對高分辨圖像進(jìn)行處理的過程。經(jīng)過多組高分辨圖處理、計(jì)算、統(tǒng)計(jì)后得到5個(gè)樣品外延層的位錯(cuò)密度，如表1所示?？梢钥闯?，當(dāng)緩沖層厚度為85 nm時(shí)，外延層位錯(cuò)密度最小。該結(jié)果與前面的表征分析結(jié)論相一致。

表1 不同緩沖層厚度的樣品外延層(111)原子面位錯(cuò)密度Table 1 Dislocation density in(111)atomic plane with different buffer thickness

4 結(jié) 論

利用MOCVD技術(shù)，采用兩步生長法在GaAs襯底上生長了InGaAs材料。過薄的緩沖層無法很好地釋放晶格失配產(chǎn)生的應(yīng)力，使外延層產(chǎn)生大量位錯(cuò)及缺陷，材料的表面形貌很差。隨著緩沖層厚度的增大，樣品表面形貌變好，表面粗糙度在幾個(gè)納米以內(nèi)。但外延層的質(zhì)量卻并非單純隨著緩沖層厚度的增大而逐漸變好，當(dāng)緩沖層厚度超過一定限度后，外延材料結(jié)晶質(zhì)量及合金有序度都開始下降，外延層中位錯(cuò)增多，表面粗糙度也隨之增加。綜上，采用兩步生長法在GaAs單晶襯底上生長高In組分的InxGa1-xAs外延材料，其緩沖層厚度存在最優(yōu)值，越接近最優(yōu)值，外延材料的質(zhì)量越好。對于本文在GaAs單晶襯底上生長的InGaAs外延材料而言，緩沖層厚度為85 nm時(shí)其質(zhì)量最好。

［1］Hoogeveen R WM，Van der A R J，Goede A PH.Extended wavelength InGaAs infrared(1.0-2.4μm)detector arrays on SCIAMACHY for space based spectrometry of the earth atmosphere［J］.Infrared Phys.Technol.，2001，42(1):1-16.

［2］Cohen M J，Ettenberg M H，Lange M J，et al.Commercial and industrial applications of indium gallium arsenide near infrared focal plane arrays［J］.SPIE，1999，3698:453-461.

［3］Theodore R H，Jeffrey B B.Extended short wavelength spectral response from InGaAs focal plane arrays［J］.SPIE，2003，5074:481-490.

［4］Kleipool Q L，Jongma R T，Gloudemans A M S，et al.In-flight proton-induced radiation damage to SCIAMACHY's extended-wavelength InGaAs near-infrared detectors［J］.Infrared Phys.Technol.，2007，50:30-37.

［5］Rehm R，Schneider H，Schwarz K，et al.Responsivity and gain in InGaAs/GaAs-QWIPs and GaAs/AlGaAs-QWIPs:A comparative study［J］.SPIE，2001，4288:379-387.

［6］Kaneko Y，Nakagawa S，Takeuchi T，et al.InGaAs/GaAs vertical-cavity surface-emitting lasers on(311)B GaAs substrate［J］.Electron Lett.，1995，31(10):805-806.

［7］Passaseo A，Maruccio G，De Vittorio M，et al.Wavelength control from 1.25 to 1.4μm in InxGa1-xAs quantum dot structures grown by metal organicchemical vapor deposition［J］.Appl.Phys.Lett.，2001，78(10):1382-1385.

［8］Yuan K，Radhakrishnan K，Zheng H Q，et al.Metamorphic In0.52Al0.48/In0.53Ga0.47As high electron mobility transistors on GaAs with InxGa1-xP graded buffer［J］.J.Vac.Sci.Technol.B，2001，19(6):2119-2122.

［9］Kimura T，Ochi S，Ishida T，et al.Undoped AlInAs grown by metalorgainc chemical vapor deposition as the current-blocking layer of laser diodes［J］.J.Cryst.Growth，1996，158:418-424.

［10］Choulis SA，Andreev A，Merrick M，et al.Pressure measurements of mid-infrared electroluminescence from InAs lightemitting diodes at 3.3μm［J］.Appl.Phys.Lett.，2003，82(8):1149-1151.

［11］Wada M，Hosomatsu H.Wide wavelength and low dark current lattice mismatched InGaAs/lnAsP photodiodes grown by metalorganic vapor-phase epitaxy［J］.Appl.Phys.Lett.，1994，64(10):1265-1267.

［12］Romanato F，Napolitani E，Carnera A，et al.Strain relaxation in graded composition InxGa1-xAs/GaAs buffer layers［J］.J.Appl.Phys.，1999，86(9):4748-4755.

［13］Chyi J I，Shieh J L，Pan J W，et al.Material properties of compositional graded InxGa1-xAs and InxAl1-xAs epilayers grown on GaAs substrates［J］.J.Appl.Phys.，1996，79(11):8367-8370.

［14］Cordier Y，F(xiàn)erre D，Chauveau J M，et al.Surface morphology and strain relaxation of InAlAs buffer layers grown lattice mismatched on GaAs with inverse steps［J］.Appl.Surf.Sci.，2000，166(1-4):442-445.

［15］Amano H，Sawakin，Akasaki I，et al.Metalorganic vapor phase epitaxial growth of a high quality GaN film using an AlN buffer layer［J］.Appl.Phys.Lett.，1986，48(5):353-355

［16］Martinlli R U，Zamerowski T J，Longeway P A.2.6μm InGaAs photodiodes［J］.Appl.Phys.Lett.，1988，53(2):989-991.

［17］Abstreiter G，Bauser E，F(xiàn)ischer A，et al.Raman spectroscopy—A versatile tool for characterization of thin films，heterostructures of GaAs and AlGaAs［J］.Appl.Phys.，1978，16:345-352.

［18］Jussernad B，Sapriel J.Raman investigation of anharmonicity and disorder-induced effects in Ga1-xAlxAs epitaxial layers［J］.Phys.Rev.B，1981，24(12):7194-7205.

［19］Parayanthal P，Pollak F H.Raman scattering in alloy semiconductors:“Spatial correlation”model［J］.Phys.Rev.Lett.，1984，52(20):1822-1825.