分子束外延在GaAs上生长InAs/GaSb中长波红外超晶格的面内电输运

摘要

本文报道分子束外延（MBE）系统在GaAs（001）衬底上生长的中波（MWIR）和长波红外（LWIR）InAs/GaSb II型超晶格（T2SL）面内电输运性质。通过基于界面错配阵列（IMF）技术生长GaSb缓冲层，缓解T2SL与GaAs衬底巨大晶格失配。为补偿InAs/GaSb T2SL应变，采用特殊快门序列获得类InSb和类GaAs界面。发现MWIR InAs/GaSb T2SL在低温呈

型、高温呈型导电。有趣的是，导电类型转变温度依赖于生长温度。另一方面，LWIR T2SL导电完全由电子主导。重要的是，LWIR T2SL低温下主导散射机制为界面粗糙度散射机制。

背景

自Sai-Halasz等[1]1977年提出InAs/GaSb T2SL概念以来，该半导体材料受广泛关注。基于此T2SL的光电探测器理论上优于碲镉汞（HgCdTe）和最先进红外材料体系，适用于下一代红外（IR）应用[2,3]。有趣的是，InAs/GaSb T2SL表现出异常II型断裂带隙排列：InAs导带底比GaSb价带顶低140 meV[1]。因此，重空子带与导带底间基础跃迁取决于InAs或GaSb层厚度[4]。此排列主要优势在于抑制价带中非辐射途径降低奥歇复合率[5]。此外，因电子和空穴大有效质量（≈0.04 m₀），带间隧穿显著减小[6]。这两特性允许降低暗电流，实现光电探测器高工作温度（HOT）。

InAs/GaSb T2SL传统上在晶格匹配GaSb衬底生长。但GaSb昂贵且尺寸小于3英寸，阻碍大规模焦平面阵列（FPA）实现。且GaSb衬底非"外延就绪"，生长表面含多宏观缺陷[7]。此外，GaSb对>5 μm红外吸收系数较高（≈100 cm⁻¹）[8]。鉴于诸多优势，GaAs被提议为InAs/GaSb T2SL生长可行候选[9-12]。GaAs"外延就绪"、成本效益高、可达6英寸大尺寸。且GaAs吸收系数比GaSb低两数量级。遗憾的是，GaAs与InAs/GaSb T2SL存在巨大晶格失配（~7.5%），导致高错位位错密度（10⁹ cm⁻²）[13]。因此必须构思新生长技术缓解应变降低位错密度。低温成核[14]和IMF技术[15,16]即为此类技术。

为提升基于InAs/GaSb T2SL光电探测器性能，需更好理解基本参数。背景载流子浓度与少数载流子寿命和扩散长度相关。值得注意的是InAs和GaSb体材料载流子极性相反。MBE生长InAs和GaSb分别为残留型和

型[17,18]。因此InAs/GaSb T2SL导电类型预测取决于各组分厚度。

本文研究专为MWIR和LWIR探测设计的10 ML InAs/10 ML GaSb和24 ML InAs/7 ML GaSb T2SL，生长于半绝缘GaAs（001）衬底。通过范德波法温度依赖霍尔效应测量实现。并呈发生长温度对InAs/GaSb T2SL导电的影响。

方法

InAs/GaSb T2SL样品在RIBER Compact 21-DZ固体源MBE系统生长于半绝缘GaAs（001）衬底。配标准III族效融池（铟In、镓Ga）和阀控裂解池（砷As、锑Sb）。裂解温度As和Sb均保900°C产生As₂和Sb₂。操纵杆热电偶（TC）和BandiT（BT）监测生长温度，后者从GaAs氧化物脱附温度校准。GaAs衬底610°C（BT测）去氧化后，585°C（BT）沉积250 nm GaAs层获平滑起始表面。随后用IMF技术在BT 440°C生长1 μm GaSb缓冲层[16,19]。此技术在GaAs/GaSb界面形成周期性90°错位位错阵列，致位错密度低（≈10⁶ cm⁻²）[20]。GaSb缓冲层生长后，因发射率变化、表面粗糙化和额外辐射吸收机制[21]，BT不可用。故InAs/GaSb T2SL生长温度仅由TC控制。MWIR 10 ML InAs/10 ML GaSb T2SL在330、390、400°C（TC）不同衬底温度生长以研究生长温度对输运性质影响。LWIR 24 ML InAs/7 ML GaSb T2SL仅在390°C沉积。为补偿InAs和GaSb间应变，采用据报能改善结构质量[22,23]的特殊快门序列：InAs生长后8 s Sb浸泡形成类InSb键，GaSb生长后2 s As浸泡形成类GaAs界面。InAs和GaSb V/III通量比分别8.3和4.6。生长速率均0.5 ML/s。反射高能电子衍射（RHEED）原位监测生长。

生长样品经PANalytical X'Pert高分辨X射线衍射（HRXRD）评估结构性质。用线聚焦Cu Kα₁辐射（λ≈1.5406 Å）和四次反射Ge（004）单色器。输运性质用ECOPIA系统范德波法霍尔效应测量，温度范围80-300 K。6×6 mm²方样，四角铟点接触。施加0.4 T磁场垂直样品面。

结果与讨论

图1展示MWIR和LWIR InAs/GaSb T2SL对称（004）反射HRXRD 2θ-ω扫描实测与模拟曲线。模拟用PANalytical X'Pert提供"Epitaxy"软件。可见MWIR T2SL卫星峰清晰分辨达4级，LWIR达7级，表明生长层结构质量高，尤以LWIR T2SL为甚。另一方面，ω-2θ方向零级峰半高全宽（FWHM）MWIR和LWIR分别为107和99角秒。超晶格周期（L）由相邻卫星峰角距（Δθ）确定：

$$ L=\lambda /\left(2\times \Delta \theta \times \mathit{\cos}{\theta}_{SL}\ \right) $$ (1)

其中λ为前述入射X射线波长，θ_SL为超晶格零级峰布拉格角。由图1，MWIR和LWIR T2SL周期分别为6.74±0.01和10.24±0.02 nm。拟合实测曲线与模拟曲线，MWIR T2SL单周期组成：GaSb 3.4 nm（11.2 ML）、GaAs 0.1 nm（0.2 ML）、InAs 3.0 nm（10.1 ML）、InSb 0.2 nm（0.5 ML）。LWIR T2SL组分厚度：GaSb 2.3 nm（7.5 ML）、GaAs 0.1 nm（0.2 ML）、InAs 7.4 nm（24.7 ML）、InSb 0.4 nm（1 ML）。由零级峰与GaSb缓冲层夹角确定的晶格失配分别为MWIR 8.9×10⁻³和LWIR 4.5×10⁻³。图2呈现生长T2SL不对称（115）倒易空间图（RSM）。两样品中超晶格卫星峰和GaSb峰垂直对齐（散射矢量Q_x分量相同），结论两T2SL几乎完全应变。

生长MWIR InAs/GaSb T2SL面内电参数见图3。可见无意掺杂InAs/GaSb T2SL呈现可复现导电类型转变。尽管GaSb缓冲层（

型）影响霍尔测量，但导电类型变化仅源于T2SL层。此转变多组报道[6,24-26]。T2SL在转变温度（T_ch）以下呈

型、以上呈型。如前所述，InAs和GaSb层分别呈型和

型导电。因此厚度相近的InAs/GaSb T2SL残留背景由T2SL二元组分多数载流子补偿诱导[27]。T_ch值：Mohseni等[6]报140 K，Christol等[24]得190 K，Khoshakhlagh等[25]指200 K。面内载流子浓度和迁移率行为受声子散射（声学、压电、极性和非极性光学）机制支配。特别地，霍尔迁移率在T_ch以上随温度升高增加（图3b）；这可能因GaSb-on-InAs界面InSb类界面电离陷阱[6]。T_ch值随生长温度升高：330、390、400°C生长T2SL分别为145、195、225 K（图3）；这可能因高温生长高空穴浓度将T_ch移至低温。高空穴浓度源于高温生长缺陷和电离空位。390°C生长T2SL在80和300 K载流子浓度分别1.8×10¹⁶和2.5×10¹⁶ cm⁻³，优于Mohseni等[6]（1.5-4×10¹⁷ cm⁻³）且接近Christol等[24]（100和300 K分别1.6×10¹⁶和6×10¹⁶ cm⁻³）。霍尔迁移率80和300 K分别1300（

型）和3200 cm²/V s（型），远高于Christol等[24]（100和300 K分别100和1800 cm²/V s）。

三不同样品电阻率见图4。可见电阻率和温度有两明确斜率。每样品可从阿伦尼乌斯定律提取两热活化能。型区活化能E_an分别为330、390、400°C生长T2SL的58、72、68 meV。

型区E_ap分别为7、12、14 meV。低温（T_ch以下）T2SL因与E_ap关联的

型载流子主导载流子产生复合机制呈

型。高温（> T_ch）因高活化能E_an关联深能级载流子激活呈型。这些深能级源于体相InAs浅能级，因InAs与InAs/GaSb T2SL带排列结果，在T2SL中表现为深能级[28]。

LWIR InAs/GaSb T2SL霍尔浓度、迁移率和电阻率见图5。与MWIR T2SL相反，该样品无导电类型转变，全温区呈型导电。

型GaSb缓冲层（低迁移率载流子）对该型T2SL（高迁移率载流子）霍尔测量影响可忽略，因霍尔迁移率与载流子迁移率平方成正比。Khoshakhlagh等[25]对13 ML InAs/7 ML GaSb T2SL报相同结果。此外Szmulowicz等[29]指出InAs层厚于GaSb的LWIR T2SL趋向型。此型导电因InAs层（残留掺杂）远厚于GaSb。这些型载流子关联33 meV活化能（图5b）。霍尔浓度和迁移率行为典型型半导体，除95 K以下温区载流子浓度和迁移率近温度无关。这表明存在温度无关散射机制。经证实为界面粗糙度散射（IRS）机制[30-34]。低温声子散射冻结时IRS主导[35]。IRS源于界面存在及层厚度变化导致电子能级变化，成为载流子散射源[35]。且IRS主导霍尔迁移率与InAs厚度六次方成正比（μ∝d_InAs^6.2）[35]。

结论

总之，InAs/GaSb T2SL经IMF技术GaSb缓冲层在GaAs衬底生长。并演示用于MWIR和LWIR探测区域。发现MWIR T2SL随温度升高从

型转为型导电。且导电转变温度随T2SL生长温度升高而增加。此导电类型转变归因于存在两不同活化能杂质能级。另一方面，LWIR InAs/GaSb T2SL全温区证实为型导电。除常规散射机制外，IRS机制被证实为低温主导散射机制。这些结果促进对InAs/GaSb T2SL物理性质理解，进而改进基于此材料的IR光电探测器性能。

缩写

BT:

BandiT

FPAs:

焦平面阵列

FWHM:

半高全宽

HOT:

高工作温度

HRXRD:

高分辨X射线衍射

IMF:

界面错配阵列

IR:

红外

IRS:

界面粗糙度散射

LWIR:

长波红外

MBE:

分子束外延

MWIR:

中波红外

RHEED:

反射高能电子衍射

RSM:

倒易空间图

T2SL:

II型超晶格

TC:

热电偶