在 c 面 GaN 上沉积的 AlN 原子层中界面和电特性的厚度依赖性

背景

由于带隙大、电子饱和速度高和击穿场强，III 族氮化物材料不仅对蓝光发光二极管 (LED)、激光二极管 (LD) 和紫外检测器等光电器件具有重要意义，而且还可用于电子器件，例如高电子迁移率晶体管 (HEMT) 和功率器件 [1,2,3,4]。实现高性能基于 GaN 的器件需要具有最小界面态密度的金属/GaN 界面，它可以充当电子陷阱或限制以通过固定费米能级根据金属功函数调节势垒高度 [5, 6]。对于其他基于GaN的器件改进技术，一些方法如GaN纳米柱的聚结过度生长、非极性m 平面 GaN、纳米压印 GaN 模板和半极性面 GaN 纳米棒也已得到证明 [7,8,9,10,11]。在 III 族氮化物半导体中，氮化铝 (AlN) 具有高带隙 (∼ 6.2 eV)、高热导率、高电阻以及低膨胀等优点，可应用于紫外检测器、短波发射器和检测器在高温下 [12, 13]。此外，AlN 可以通过原子层沉积 (ALD) (~ 300 °C) 在互补金属氧化物半导体 (CMOS) 兼容工艺中沉积，这是一个很大的优势。多晶和非晶 ALD 生长的 AlN 薄膜可用作微电子器件的介电层 [14]。尽管 AlN 生长技术取得了进步，但 ALD 生长的 AlN 仍然表现出非化学计量特性，其中包含大量与氧相关的杂质 [15]。 AlN中氧原子的含量对AlN的电学和光学性能有很大影响[16]。

高k Al2O3 和 HfO2 等介电氧化物已被用作 AlGaN/GaN 高电子迁移率晶体管 (HEMT) 中的钝化层 [17, 18]。但是已知在 Al2O3/(Al)GaN 界面形成 Ga-O 键会产生高密度的深（和慢）界面态 [19]。作为具有低界面态的替代钝化材料，AlN 已被考虑用于基于 GaN 的器件，因为它与 GaN 的晶格失配较小 [20, 21]。此外，已经在 GaN 中报道了通过插入非常薄的氧化物层来调制金属/半导体 (MS) 接触中的势垒高度等电性能 [22, 23]。据报道，具有 5 纳米厚 HfO2 层的 Pt/HfO2/GaN 金属-绝缘体-半导体 (MIS) 二极管的势垒高度增加 [22]。发现在 Fe/GaN 界面插入 3 nm MgO 层可将有效势垒高度降低至 0.4 eV [23]。然而，现在关于在 GaN 上使用 ALD 生长的 AlN 的工程接触特性的论文数量仍然有限。在这项工作中，我们通过ALD在n-GaN上沉积了不同厚度的AlN层，并研究了AlN/n-GaN界面的性质。

方法

材料和设备制造

氢化物气相外延 (HVPE) 生长，未掺杂，c -平面（0001）块状GaN（厚度300μm，载流子浓度5×10 ¹⁴ 厘米 ⁻³ , 穿透位错密度 1.5 × 10 ⁷ cm ⁻² ) 从 Lumilog 购买用于这项工作。将晶片切成小块后，其中一些在 HCl:H2O (1:1) 溶液中清洗后装入 ALD 室。然后，将温度升高到 350 °C 以沉积 AlN 层。使用三甲基铝 (TMA) 和 NH3 作为前驱体，通过热 ALD 系统（制造商：韩国 CN-1；型号：Atomic Classic）沉积 AlN 薄膜。通过改变 ALD 循环次数制备了三种不同的厚 AlN 层（0.7、1.5 和 7.4 nm）。使用 FS-1 多波长椭偏仪（制造商：美国 Film Sense；型号：FS-1）测量 AlN 薄膜的厚度。为了检查薄膜的电气特性，用铂肖特基电极（直径 500 μm，厚度 50 nm）和铝背接触（厚度 100 nm）制造了 MIS 二极管。作为参考，还制作了 Pt/n-GaN 肖特基二极管（即没有 AlN 层）。

特征化

温度相关电流-电压 (I –V –T ) 将样品放置在与温度控制器相连的热卡盘上后，使用 HP 4155B 半导体参数分析仪进行测量，电容-电压 (C –V ) 使用 HP 4284A LCR 仪表进行测量。 X 射线光电子能谱 (XPS) 测量使用单色 Al Κα X射线源观察AlN/GaN界面的形成机制。

结果与讨论

图 1a-c 显示了 AlN 层周围的横截面扫描透射电子显微镜 (STEM) 图像。 AlN 层的估计厚度与椭偏仪的值相似。典型的半对数电流密度-电压 (J –V ) 曲线如图 2a 所示。与没有 AlN 的样品（即参考样品）相比，具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品的电流值增加，而具有 1.5 nm 和 7.4 nm 厚 AlN 的样品的电流值降低。使用热电子发射 (TE) 模型 [24]，分析肖特基二极管的正向偏置电流传输以获得势垒高度和理想因子。对于具有 0-、0.7-、1.5- 和 -7 nm 的样品，势垒高度计算为 0.77 (± 0.03)、0.61 (± 0.01)、0.83 (± 0.05) 和 1.00 (± 0.08) eV厚 AlN，分别。发现理想因子为 1.63 (± 0.18)、4.19 (± 0.16)、1.83 (± 0.33) 和 1.57 (± 0.03)，对于具有 0-、0.7-、1.5- 和 7.4-nm 的样品。分别为 AlN。使用 0.7 nm 厚的 AlN，势垒高度降低，理想因子增加。对于较厚的 AlN 层，理想因子相似，但与参考样品相比势垒高度增加。从图 2c 中可以看出，随着 AlN 厚度的增加，势垒高度首先降低，然后由于厚 AlN 层引起的隧道电阻而增加。这表明就AlN厚度而言，0.7 nm左右是势垒高度的转折点。

具有 a 的横截面扫描透射电子显微镜 (STEM) 图像 0.7-, b 1.5- 和 c 7.4 纳米厚的 AlN。 d , e 从能量色散 X 射线光谱 (EDS) 线扫描获得的原子百分比与深度分布图分别为 0 和 7.4 nm 厚的 AlN 样品

一 典型的半对数电流-电压 (I –V ） 特征。 b 障碍高度与理想因子图。 c 作为 AlN 厚度函数的势垒高度和理想因子

图 3 显示了 C –V 在不同频率下测量的曲线。当 AlN 厚度为 0 和 0.7 nm 时，在 10 kHz 以下观察到电容值的反转。由于少数载流子（空穴）生成率低，GaN 等宽带隙材料通常会观察到深度耗尽，而不是反转 [25, 26]。如图 3c、d 所示，对于较厚的 AlN 层，没有观察到这种反转。在这里，应该注意的是，在 Au/GaN 结中，在低频下没有观察到反转。使用深能级瞬态光谱 (DLTS)，Auret 等人。在 Pt/n-GaN 肖特基结中观察到电子束引起的缺陷 [27]。在这里，我们进行了能量色散 X 射线光谱 (EDS) 测量，具有 0 和 7.4 纳米厚的 AlN 样品的深度分布分别如图 1d、e 所示。在图 1d 中可以清楚地看到，Pt 原子扩散到 GaN 层中，而由于 AlN 层，Pt 原子扩散到 GaN 层中被有效抑制。因此，有可能表明靠近 GaN 表面的 Pt 沉积引起的缺陷在低频下产生了反转电容，并且这些缺陷的形成被相对较厚的 AlN 层（> 1. 5 nm）抑制。

电容-电压 (C –V ) 用 a 在不同频率下测量的样本数据 0-, b 0.7-, c 1.5- 和 d 7.4 纳米厚的氮化铝

除了具有 7.4 厚 AlN 的样品外，所有其他样品均在 C 中显示异常峰 –V 曲线随偏置电压的增加而变化，这与间隙中深陷阱的分布、串联电阻和界面态有关 [28, 29]。累积区域中的频率色散与界面处不均匀层的形成有关。这种层的电容与氧化物电容串联作用，导致积累中的分散[30]。耗尽的分散是由于响应于应用频率的界面态的存在。如果界面态的时间常数与小信号的频率相当，界面态对总电容有贡献，使得阈值电容随着频率的降低而增加[31]。

图 4 显示了电导-电压 (G /ω –V ) 在不同频率下测量的曲线。在足够高的正向和反向偏置下，激活的缺陷可以在低频下更有效地与相邻的界面态通信，从而增加电导。大约在 - 1 和 0 V 的范围内，所有样品都显示电导随着频率的增加而增加。对于具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品，这种行为变得更加突出。随着频率的增加电导率的增加与复合中心促进耗尽区中的复合电流和界面态提供充电和放电电流或高频发生的跳跃传导过程有关[32]。因此，结果表明所有样品都存在具有各种时间常数的界面态，并且这种缺陷的存在对于具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品最为显着。

电导-电压 (G /ω –V ) 用 a 在不同频率下测量的样本数据 0-, b 0.7-, c 1.5- 和 d 7.4 纳米厚的氮化铝

如图 5a 所示，界面态密度 (D 它）是通过将 Terman 方法应用于实验 C-V 在 1 MHz 下测量的曲线 [33]。得到的D 它与 E C–E t（界面态的位置）如图 5b 所示。在这里，我们没有分析 C–V 0.7 nm 厚的 AlN 样品的曲线，因为样品泄漏，并且精确的氧化物电容 (C OX) 没有很好地定义。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品显示出最高的界面态密度，尤其是对于 E C–E t> 0.4 eV。此外，平均界面和氧化物陷阱密度 (Q T) 沿 GaN 带隙 (E g) 通过分析 C 计算得出 –V 滞后图，使用平带电压偏移 (ΔV FB) 通过方程 Q T =(C OXΔV FB)/qE 克 [34]。小的平带电压偏移和小的滞后窗口表明低陷阱密度。图 4b 中的插图显示了 C –V 滞后图。计算出的俘获电荷密度为 4.2 × 10 ⁹ , 9.3 × 10 ⁹ , 和 3.6 × 10 ¹¹ cm ⁻² eV ⁻¹ 对于分别具有 0、1.5 和 7.4 纳米厚 AlN 的样品。滞后可能源自 AlN/GaN 的界面陷阱和 AlN 层中的边界（或体）陷阱。与 Terman 方法一样，7.4 纳米厚的 AlN 层显示出最高的界面和氧化物陷阱密度。因此，可以在该样品中表明，AlN 层中的边界陷阱以及界面陷阱对 C 的偏移有显着贡献 –V 地块。

一 实验电容-电压比较 (C –V ) 在 1 MHz 和理想 C–V 下测得的数据 数据和b 界面态密度 (D it) 通过对具有 0-、1.5- 和 7.4-nm 厚 AlN 层的样品应用 Terman 方法确定的分布。 b 中的插图 显示 C –V 在 1 MHz 下测量的滞后曲线

使用 XPS 测量对具有 0.7 和 7.4 纳米厚 AlN 的两个样品进行了 AlN/GaN 界面的化学成分研究。此处，使用 7.4 nm 厚的 AlN 对样品进行溅射蚀刻处理，因为 AlN 的厚度太厚而无法获得 AlN/InP 界面附近的确切信息。裸 GaN 也进行了表面扫描作为参考。图 6a 显示了从具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品中获得的每个元素的 XPS 深度剖面。可以清楚地看到 Ga 原子扩散到 AlN 层中。发现相当大量的氧原子存在于整个 AlN 层。然而，在 AlN/GaN 界面附近没有很好地观察到 O 和 Al 原子。与 AlN/GaN 界面相比，AlN 表面附近的氧含量较高，表明其中很大一部分是由大气氧化造成的，而不是 ALD 沉积过程本身。然后我们选择了一个蚀刻深度的窄扫描 XPS 光谱（剩余的 AlN 的厚度约为 1.5-2.0 nm），并将它们与其他样品的数据进行比较。图 6b 显示了 Ga 2p 3/2 核心级光谱。裸 GaN 和具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品在 ~ 1118.0 eV 和 ~ 1119.2 eV 处的峰值分别与 GaN 和 Ga2O3 相关 [35, 36]。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品在 ~ 1117.4 eV 处的峰值是由于 Ga 键合到 AlN [37]。然而，我们不能排除它可能来自 Ga2O 峰（~ 1117.3 eV）[38]。

一 从具有 7.4 纳米厚 AlN 的样品中获得的每个元素的 XPS 深度剖面。 b 的 XPS 核心级光谱 Ga 3p 3/2，c O 1s , 和 d 铝 2p 对于具有 0-、1.5- 和 7.4-nm 厚 AlN 的样品

如图 6c 所示，~ 530.2 和 ~ 531.9 eV 处的峰分别归因于化学吸附的 O 和 Ga2O3 [39]。此外，~ 532.8 eV 处的峰值与 Al-OH 相关 [40]。然而，在选定深度处没有观察到具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品的特殊峰。类似地，在更深的蚀刻深度处没有观察到峰（未显示）。当 AlN 厚度很薄 (0.7 nm) 时，化学吸附的氧原子被去除，但 Al 原子与 OH 键合。随着 AlN 厚度的增加，在 GaN 表面区域附近出现的氧原子数量非常少，表明清理效果。然而，在过度生长的 AlN 区域中存在大量氧原子，提供氧化物电荷。 O 1s 发现在蚀刻深度处的核心级光谱，其中 Ga 原子的数量可以忽略不计（图 6a 中距离 AlN 表面约 0~3 nm），发现在~ 531.8 eV 处显示主峰，与 Al2O3 相关 [41]。这意味着 AlN 层的某些部分由 Al2O3 组成。如图 6d 所示，对于具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品，与 AlN 相关的峰没有很好地观察到。相反，在 ~ 74.1 和 ~ 75.6 eV 处观察到两个峰，与 AlOx 相关 和Al-OH，分别[42]。这些与 Al-O 键相关的峰，例如 AlOx 和 Al-OH 可以作为缺陷。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品在 ~ 73.6 eV 处的峰值与 AlN 相关 [43]。

使用温度相关的电流-电压 (I –V –T ） 测量。如图 7 所示，对于厚度为 0.7 nm 的样品，正向和反向偏置电流都增加到相似的程度。然而，对于具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品，反向泄漏电流比正向电流更依赖于温度。在反向偏压下，较高的温度会导致空穴热从深能级发射到 AlN 价带，从而引入另一种电子供应 [44]。根据非均匀势垒模型 [24]，温度相关的有效势垒高度 (φ B ) 与零偏差平均势垒高度 (\( {\overline{\varphi}}_B \)) 和标准偏差 (σ 0) 如 \( {\varphi}_B={\overline{\varphi}}_B-q{\sigma_0}^2/2 kT \)。 σ 对于具有 0.7 和 7.4 纳米厚的 AlN 的样品，获得的 0 值分别为 0.147 和 0.204 V。使用这些值，ln(I 0/T ² ) − q ² σ 0 ² /2k ² T ² 与 1/kT 得到，如图 8a 所示。纵坐标处的截距产生 A 的理查森常数 ^** 为 397.3 和 27.1 A cm ⁻² K ⁻² 对于分别具有 0.7 和 7.4 纳米厚 AlN 的样品。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品的值与 26.4 A cm ⁻² 的理论值相似 K ⁻² 对于 n-GaN，表明 TE 模型的势垒不均匀性可以解释电流传输。然而，对于具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品，该值与理论值相比过高，表明 TE 模型即使包括势垒不均匀性也无法解释电流传输。图 8b 显示了 nkT 的值 作为 kT 的函数 .斜率为 1.15 的直线与使用 TE 模型的具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品的实验数据非常匹配。然而，对于具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品，发现斜率为 5.11。界面态、绝缘体层和隧道电流可能导致如此大的统一性偏差。

温度相关电流密度-电压 (J –V ) 具有 a 的样本的特征 0.7- 和 b 7.4 纳米厚的氮化铝

一 修改的理查森图和 b nkT 对比 kT 与实验数据线性拟合的图。在b , 斜率为 1 (n =1) 也被收录作为参考

使用[45]给出的Fowler-Nordheim (FN)隧道模型分析反向漏电流密度。

其中 α =1.54 × 10 ⁻⁶ /米 ^* ΦB 和 β =6.83 × 10 ⁻⁷ (米 ^* ) ^1/2 (ΦB ) ^3/2 ; 米 ^* (米 ^* =0.30 对于 AlN [46]) 是绝缘体中的有效电子质量和 ΦB 是隧道势垒高度。图 9a、b 显示，当偏置电压分别高于 - 0.9 V 和 - 3 V 时，对于具有 0.7-nm 和 7.4-nm 厚的 AlN 的样品观察到 FN 发射。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品的更高电压是由于更厚的 AlN 需要更高的隧道电压。根据图 9 所示的斜率，确定了每个温度的隧道势垒高度，如图 9b 的插图所示。在室温下，具有 0.7 和 7.4 纳米厚 AlN 的样品的势垒高度分别计算为约 1.67 和 0.78 eV。这些值低于所报告的 AlN/GaN 界面处 2.58 eV 的导带偏移 [47]。 AlN/GaN 界面附近较差的界面质量可能会产生如此低的值。具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品的较低势垒高度也可能与 AlN/GaN 界面附近的高界面和氧化物陷阱密度以及 AlN 层中与氧相关的缺陷有关。结果，陷阱辅助隧穿更容易发生并增加了反向漏电流。

ln(J 的 Fowler-Nordheim (FN) 隧道图 /E ² ) 与 1/E 与具有 a 的样品的实验数据的线性拟合 0.7- 和 b 7.4 纳米厚的 AlN。 b 中的插图 将计算的势垒高度表示为温度的函数

Poole-Frenkel (PF) 发射模型也适用于反向漏电流，由[48]给出。

与

其中 ϕ t 是陷阱态的电子发射势垒高度，ε AlN 是栅极绝缘体在高频下的相对介电常数 (ε AlN 4.77 [49]), ε 0 是自由空间的介电常数，C 是一个常数。通过检查线性系数m的温度依赖性，验证了PF发射拟合的有效性 (T ) 从 PF 图 ln(J /E ) 作为 E 的函数 ^1/2 [50]，如图10所示。从m (T ) 从这些图的线性拟合中获得的值（图 10a 中的插图），ε 对于具有 0.7 和 7.4 纳米厚的 AlN 的样品，发现 AlN 分别为 64.9 和 959.0。与理论值 4.77 相比，获得的值太高，这表明 PF 发射不能正确解释两个样品的当前传输。因此，FN隧穿是更合适的反向漏电流传输机制。

ln(J 的 Poole-Frenkel (PF) 发射图 /E ) 与 E ^1/2/ 与具有a的样本的实验数据线性拟合 0.7- 和 b 7.4 纳米厚的 AlN。 a 中的插图 呈现计算出的 m (T ) 值与温度的关系

即使方程。 (1) 不包含温度依赖性，获得的势垒高度随温度升高而降低。对于具有 0.7 和 7.4 纳米厚的 AlN 的样品，斜率分别为 - 6.67 meV/K 和 - 1.62 meV/K。据报道，在 SiO2/4H-SiC 结构中，FN 隧穿具有温度依赖性，斜率为 - 7.6 meV/K [51]。从 Pt 电极射出的电子遵循费米-狄拉克分布 [52]，因此，隧穿的反向漏电流也可能随温度增加。在这种情况下，更薄的AlN层随温度的升高会更大。

同时，据报道，高电场下的当前传输机制不能仅由 FN 隧穿来解释 [53, 54]。即使包括衬底的氧化物和费米能级的电荷变化，以及 SiO2/SiC 界面处的电子能量分布随温度的变化，SiO2/4H-SiC 中的反向漏电流也没有得到令人满意的解释 [53]。有人提出，来自界面电子陷阱的俘获电子的热激活 PF 发射对泄漏电流的增加有显着贡献 [54]。因此，减少ALD工艺过程中AlN中的此类缺陷对AlN/GaN基器件性能至关重要，尤其是在高温运行期间。

从图 2c 中势垒高度与 AlN 厚度的关系图中可以看出，Li 等人。在与 Y2O3 层的金属/n-Ge 接触中观察到类似的行为 [55]。他们将势垒高度的降低归因于对不稳定 GeOx 的抑制 Ge 表面悬空键的生长和钝化。卡尔波夫等人。将 Si3N4 层插入 Ni/n-GaN 触点中，发现使用 Si3N4 层，势垒高度从 0.78 eV 降低到 0.27-0.30 eV。结果可以通过在 Si3N4/GaN 界面形成偶极子来解释 [56]。此外，郑等人。研究了 Al/n-SiC 结构中接触电阻与 Al2O3 厚度的关系，发现界面偶极子在 1.98 nm 的厚度处开始形成 [57]。超过此厚度，接触电阻首先由于偶极效应而降低，然后由于隧道电阻增加而增加。根据图 6 中的 XPS 数据，对于具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品，AlN 层的形成尚不清楚。因此，0.7 nm 厚的 AlN 的势垒高度降低更有可能是由于钝化效应而不是界面偶极子的形成。

由于 GaN 的化学稳定性，干法蚀刻工艺（例如电感耦合等离子体 (ICP) 蚀刻）广泛用于基于 GaN 的器件 [58]，尽管已证明紫外线增强湿法化学蚀刻 [59]。然而，干蚀刻工艺会导致 GaN 表面损坏，增加漏电流并降低整流行为。发现在反应离子蚀刻 (RIE) 后使用热退火和 KOH 溶液进行蚀刻后处理可有效去除 GaN 上的表面损伤 [60]。考虑到目前的结果，我们建议可以应用 AlN 沉积（大于 1 nm）来减少蚀刻后的 GaN 表面的损伤，这有望进一步提高界面质量和整流特性。

结论

我们研究了在具有不同 AlN 厚度的 n-GaN 上沉积 AlN 原子层的界面和电学特性。根据电容-电压 (C –V ) 特性，具有 7.4 纳米厚的 AlN 的样品显示出最高的界面和氧化物陷阱密度。根据 X 射线光电子能谱 (XPS) 测量，具有 0.7 nm 厚 AlN 的样品显示与 Al-O 键相关的主峰，没有与 AlN 相关的清晰峰。对于具有 7.4 nm 厚 AlN 的样品，发现 GaN 表面附近剩余的氧原子非常少。另一方面，发现许多氧原子存在于 AlN 层上，这在 AlN 层中提供了与氧相关的缺陷。对反向漏电流的分析表明，Fowler-Nordheim (FN) 发射比 Poole-Frenkel (PF) 发射更适合解释 0.7 和 7.4 nm 厚 AlN 样品的电流传输。

缩写

ALD：

原子层沉积

AlN：

氮化铝

C –V ：

电容-电压

FN：

福勒-诺德海姆

J –V ：

电流密度-电压

PF：

普尔-弗伦克尔

TE：

热电子发射

XPS：

X射线光电子能谱