优化 p-GaAs 纳米线的欧姆接触

介绍

制造半导体电子和光电器件的一个重要步骤是在金属-半导体界面处获得高质量和可靠的欧姆接触。为此，GaAs 是激光器件、太阳能电池和光电探测器等技术应用中重要且广泛使用的材料。因此，制造与 p 型和 n 型掺杂 GaAs 层的欧姆接触已成为大量研究的目标 [1]。一般来说，半导体材料的欧姆接触的制造包括四个步骤：（1）去除表面原生氧化物，（2）钝化半导体-金属界面处的表面状态，（3）沉积金属层作为电触点，以及 (4) 热退火 [2, 3]。从选择提供低接触电阻和优异热稳定性的金属开始，Au 基合金已被广泛开发，特别是 Au/Zn/Au [1, 3, 4] 和 Ti/ Pt/Au [1, 5] 层。另一方面，半导体 III-V 纳米线 (NW) 已成为新型的有前途的纳米级材料，可用于 LED [6, 7]、太阳能电池 [8, 9] 和光电探测器 [10]，并且这些已触发设备处理的具体发展。

文献中报道的大多数欧姆接触制造技术是为 GaAs (100) 薄膜和体结构开发的，而 GaAs NW 的自催化生长在侧壁产生 (110) 表面取向 [11,12,13, 14,15]。不同的表面取向表现出不同的电子状态 [16]，这会影响界面特性和肖特基势垒高度 [17,18,19]。此外，表面取向可能会影响沉积金属膜的结晶动力学。先前报道了与 p-GaAs NW 的良好欧姆接触 [20,21,22,23,24,25,26,27,28] 通过使用各种化学处理来去除天然氧化物、表面钝化和不同的金属多层沉积在 NW 上。然后，据报道，由于 Pt/GaAs 的肖特基势垒高度低，即使对于中等掺杂浓度，使用 Pt/Ti/Pt/Au 电接触到 p 型 GaAs 薄膜也能产生低欧姆接触电阻率 [29]。此外，在 300 至 500 °C 的温度范围内进行热处理时，发现 Pt 具有热稳定性，与 GaAs 的反应速率很小 [29,30,31]。 Pt/Ti/Pt/Au 金属多层膜是最常报道的 [20, 23, 25, 26, 28] 与 p-GaAs NW 的欧姆接触。然而，更全面地了解欧姆接触形成的金属特性是进一步提高纳米级器件电接触质量的关键。由于最近报道的 p-GaAs NW 中的 NW 生长技术和掺杂浓度范围很广，因此在接触电阻可用时进行比较是不可行的。相反，对同一组 NW 样品的不同接触制造路线进行综合调查更适合排除 NW 特性的影响。

在这里，我们解决了金属蒸发之前不同的 Pt 和 Ti 基电接触和表面处理对 Si 衬底上生长的自催化 Be 掺杂 GaAs NW 的整体电流 - 电压 (IV) 特性的影响 [11, 32 ]。我们基于对沉积在 GaAs (110) 衬底上的 Ti、Pt 和 Pt/Ti 薄膜的 X 射线衍射进行结构研究，分析了 NW 通道总电阻的变化。我们表明，当直接沉积在 GaAs (110) 上时，高接触电阻与 Ti 的低结晶度有关，而 Pt/Ti/Pt/Au 电接触导致接触电阻显着降低，这归因于在第一批沉积在 GaAs (110) 表面的 Pt/Ti 层中观察到金属层质量的改善。

材料和方法

纳米线增长

自催化 Be 掺杂 GaAs NW 是通过固体源分子束外延 (MBE) 在通过液滴外延和自发氧化在 p-Si (111) 衬底上制造的无光刻氧化物图案上生长的 [32]。 NW 生长温度为 640 °C，由高温计确定，使用对应于 GaAs (100) 平面 0.3 μm/h 生长速率的 Ga 通量。在 NW 生长之前进行 60 s Ga 润湿，这是通过提供 As2 的 V/III 束等效压力比为 9 和对应于 2.0 × 10 ¹⁹ 的 Be 通量开始的 厘米 ⁻³ p型掺杂浓度；这是通过室温霍尔测量从平面掺 Be GaAs (100) 校准样品的生长中确定的。生长时间为60 min。有关未掺杂和 Be 掺杂 NW 的生长方法和结构特性的更多详细信息，请参见参考文献。 [11, 32, 33]。简而言之，NW 由纯闪锌矿 GaAs 组成，并形成几个孪晶面 [33]。 NW 具有六边形形状，侧壁完全由 (110) 取向的小平面组成，正如之前从 Be 掺杂 NW 的结构分析中确定的 [33]，并在类似条件下生长的未掺杂 GaAs NW 中进一步证实 [12]。>

接触制作和表征

纳米线被机械转移到覆盖有 200 nm 厚 SiO2 层的 p-GaAs (100) 衬底上，该衬底通过光刻和 Ti/Au 垫的电子束蒸发进行预先图案化，用于传输表征。通过低倍率扫描电子显微镜 (SEM) 成像确定转移线在基板上的位置。将正电子束抗蚀剂旋涂在基板上并在电接触区域上用电子束曝光。抗蚀剂在电子束曝光后在 MIBK:IPA 溶液中显影，并可能随后进行氧等离子体处理以去除 NW 侧壁的残留抗蚀剂，如表 1 中所述。氧等离子体处理对器件性能的影响将是稍后在文中讨论。在接触层的金属蒸发之前，对样品进行化学处理以去除天然氧化物并钝化暴露的 NW 侧壁，如本文后面所述。通过将样品浸入加热的丙酮中、在 IPA 中冲洗并用氮气吹干来完成剥离。

我们开发了五种不同的工艺，将暴露的 NW 侧壁的不同表面处理与用作电触点的不同金属多层相结合。当应用于 p 型 GaAs NW 时，这使我们能够确定每个参数在所得接触电阻中的单独贡献。为了去除表面天然氧化物，我们使用 2.8% NH4OH 或 3.7% HCl 稀释在 H2O 中，然后用水冲洗。对于表面钝化，我们使用 15% 的 (NH4)2Sx 在 H2O 中稀释（在 45 °C 下加热），然后用水冲洗。金属多层膜使用电子束蒸发沉积，并且是 Ti/Pt/Au (20/20/200 nm) 或 Pt/Ti/Pt/Au (5/10/10/200 nm)。对于 Pt/Ti/Pt/Au 多层膜，使用 400 °C 的快速热退火 (RTA) 持续 30 秒。用于每个样品的工艺在表 1 中指定。对于每个样品，沿 NW 轴制造 4 个均匀间隔的电触点。在这项工作中，我们将 IV 分析限制在位于 NW 中心区域的接触对。使用 Keysight 探针台在室温下获得 IV 数据。

通过掠入射 X 射线衍射进行结构研究

为了研究 NW 上电触点的结构特性，从在未掺杂的 GaAs (110) 衬底上蒸发的参考 Ti、Pt 和 Pt/Ti 薄膜测量掠入射 X 射线衍射 (GIXRD) 图案。我们以与 NW 器件相同的方式使用 HCl:H2O 去除天然氧化物和 (NH4)2Sx 表面钝化制备表 2 中描述的薄膜样品。由于穿透深度小，GIXRD 中使用的 X 射线的小入射角使我们能够分析与 NW 接触中使用的厚度相同的金属薄膜。使用波长为 1.54 Å 且入射角为 ω 的 Cu Kα 辐射测量 GIXRD 图案 =0.75° 相对于样品表面。衍射峰位置分别根据 ICDD 文件 #00-044-1294 和 #00-004-0802 为六方密堆积 (HCP) Ti 和面心立方 (FCC) Pt 编入索引，并通过考虑校正X 射线在 GIXRD 实验中的折射效应，如参考文献中所述。 [34].

结果与讨论

图 1a 显示了样品 P1 到 P5 的 IV 特性，图 1b 显示了带有用于传输特性的电触点的 Be 掺杂 GaAs NW 的 SEM 图像。图 1a 中 P1 到 P4 的 IV 几乎对称的非线性形状表明触点是肖特基类型的，每个触点的势垒高度相似 [35]。样品 P1 的 IV 非线性显然表明 P1 中的标准 p-GaAs 工艺不会像 GaAs 平面薄膜那样产生欧姆接触。通常，在掺杂的 GaAs NW 中，使用 HCl 氧化物去除，可能在金属蒸发之前进行 (NH4)2Sx 表面钝化以形成欧姆接触 [20, 21, 36, 37] 而不是 NH4OH。此外，之前已经使用氧等离子体处理暴露的 NW 表面来去除 NW 侧壁上的残留抗蚀剂 [36, 38]。然而，作为一个副作用，该过程会在 GaAs 中引起表面缺陷，例如 As 空位，导致类施主陷阱，负责载流子补偿，从而增加耗尽层宽度 [5]。

一 IV 来自 Be 掺杂的 GaAs NW，具有使用表 1 中所述的工艺 P1-P5 制造的电触点。b 具有四个均匀间隔的电触点的代表性 Be 掺杂 GaAs NW 的 SEM 图像。比例尺为 1 μm

为了评估氧等离子体处理对 p-GaAs NW 接触电阻的影响，我们比较了在用 HCl 和 (NH4)2Sx 进行表面处理之前使用 (P2) 和不使用 (P3) 氧等离子体清洁的样品的 IV在图 1a 中。 P2 在所有样品中产生最差的 IV 性能（定义为相同施加电压的电流值），但样品 P3 反过来表现出比标准 p-GaAs 工艺 P1 更好的 IV 性能，以及氧等离子体清洗的 P2。这意味着两个重要结果：(i) 氧等离子体处理的影响对接触电阻有害，以及 (ii) 去除 HCl 氧化物的 P3 与 (NH4)2Sx 表面钝化相结合，降低了肖特基势垒高度金属-半导体界面与P1相比。

与 P3 相比，通过在 Ti/Pt/Au 多层下添加 5 纳米 Pt 层，P4 中的 IV 性能和欧姆特性（由 IV 线性度定性评估）得到显着增强，如图 1a 所示。在400 °C下RTA 30 s后，P5中的接触电阻进一步降低，与P4相比，实现了线性IV行为并提高了IV性能。

为了量化处理参数对样品 P1-P5（化学处理、金属多层）接触电阻的影响，我们在图 2a 中显示了 P1-P5 的 IV，使用较小的偏置范围；在这种情况下，IV 表现出线性行为，主要受接触电阻控制 [35]。图 2a 中 100 mV 范围内通道（触点 + NW）的总电阻是根据 IV 特性曲线的线性拟合计算的，结果如图 2b 所示。由于所有研究的 NW 的直径相似，并且掺杂剂浓度只有很小的线对线变化，正如我们之前报道的 [33]，总电阻的任何变化都归因于接触电阻。与 P1 和 P3 相比，P2 中更高的电阻从图 1a 中的 IV 的定性分析证实了氧等离子体处理的不利影响。一个显着的结果是总电阻从 P3 中的 1400 kΩ 减少到 P4 中的 72 kΩ，并在 P5 中进行 RTA 后进一步减少到 40 kΩ，这是通过在用于样本 P1-P3。

一 在 100 mV 施加电压范围内从 P1 到 P5 的 IV。 b 从 a 中的 IV 的线性拟合获得的 P1-P5 的总通道电阻

需要更全面地了解接触制造后的金属-半导体界面微观结构，以建立样品 P1-P5 中观察到的接触电阻变化的相关性。 Ti 和 Pt 在 GaAs 欧姆接触制造中的使用先前已有报道 [39, 40]，Ti 和 Pt 薄膜的结构特性蒸发到 GaAs (100) 表面 [41] 和非晶玻璃基板 [42, 43] ] 也进行了分析。然而，对于 GaAs (110) 表面没有发现这样详细的研究。预计不同的表面取向会影响 Ti 和 Pt 薄膜的结晶动力学。此外，(NH4)2Sx 的表面化学钝化会进一步影响所得薄膜。通过GIXRD研究沉积在未掺杂GaAs（110）衬底上的Pt（5 nm）、Ti（20 nm）和Pt/Ti（5/20 nm）薄膜的结晶度，以获得结构特性的信息与 P1-P5 中的 NW 接触的第一金属层。在金属蒸发之前，GaAs (110) 衬底通过 HCl:H2O 和 (NH4)2Sx 表面钝化步骤进行天然氧化物去除，作为 NW 样品 P3-P5。表 2 总结了表面处理和在 GaAs (110) 衬底上蒸发的金属薄膜的细节。

样品 S1-S4 的 GIXRD 图案显示在图 3a 中的 30 到 60° 衍射角范围和图 3b 中的 60 到 90° 范围内。图 3 中的衍射图案在两个衍射角范围内垂直移动和分离，以便为可视化提供更好的缩放比例。首先，我们通过比较样品 S1 和 S2，关注 (NH4)2Sx 表面钝化对 GaAs (110) 衬底上蒸发的 Ti 薄膜结晶度的影响。在图 3a 中，对于 S1 和 S2，我们观察到重叠的低强度 Ti (002) 和 Ti (101) 峰分别集中在 38.4 和 40.2°。此外，对于两个样品，还观察到以 53.0° 为中心的明显更宽的 Ti (102) 峰，这表明具有无定形特征。图 3b 中以 70.6° 为中心的 Ti (103) 峰仅在 S1 中观察到，这是样品之间唯一的显着差异。通常，在去除 HCl 氧化物后沉积在 GaAs (110) 表面时，无论是否使用 (NH4)2Sx 钝化，S1 和 S2 的低强度和宽峰表明 Ti 薄膜的结晶度较差。在 S3 的情况下，Pt 沉积在 GaAs (110) 衬底上，表面处理与 S2 相同，我们观察到更明显的 Pt (111)、Pt (200)、Pt (220)、Pt (311)、和 Pt (222) 衍射峰分别集中在 39.8°、46.3°、67.5°、81.3° 和 85.7°。这表明与 Ti 样品相比，S3 中的 Pt 膜表现出更高的结晶度。这同样适用于 S4，其显示与图 3a、b 中的 S3 类似的 Pt 衍射特征。由于 Ti (002)-Ti (101)-Pt (111)、Ti ( 103)-Pt (220) 和 Ti (004)-Pt (311)-Pt (222) 衍射峰分别为。 S2、S3 和 S4 的 GIXRD 图案的定性比较意味着 S4 中 Ti 的结晶度至少与 S1 中的水平相同。 70.6° 处的 Ti (103) 峰被观察为图 3b 中 Pt (220) 峰上的清晰肩峰，图 3a 中 53.0° 处的 Ti (102) 峰在 S4 中强度低但线宽窄同时在 S1 和 S2 中表现出非常宽的非晶状峰。该结果表明，当沉积在 Pt 上而不是 GaAs (110) 表面上时，Ti 的结晶度有所提高，这将在下文中与图 1 和图 2 中描述的电接触特性直接相关。 1 和 2。

a 样品 S1-S4 的 GIXRD 图案 30 到 60° 衍射角范围和 (b ) 60 到 90° 范围。灰色虚线代表源自漫射 X 射线散射的指数衰减基线。垂直的黑色虚线对应于 Ti 和 Pt 的不同衍射平面，标记在 a 的顶部 和 b

S1-S4 中金属层的 GIXRD 分析使我们能够将沉积在 GaAs (110) 衬底上的 Ti 和 Pt 的结晶度与图 2b 中 P1-P5 的总电阻相关联。需要强调的是，在这项工作中，我们主要基于从 S1-S4 获得的 GIXRD 数据建立了 P1-P5 总电阻变化的相关性。我们假设其他因素，例如由于 NW 侧壁的六边形几何形状导致的金属-NW 界面质量，对 P1-P5 中观察到的总电阻变化的贡献可以忽略不计。 (NH4)2Sx 表面钝化对 GaAs-金属界面的性质有有益影响，通过比较样品 P1 和 P3 的 IV 和总电阻似乎可以看出，但是当直接沉积在 GaAs 金属界面上时，Ti 膜的结晶度较低GaAs (110) 表面，如在 S1 和 S2 中观察到的。这可能是硫与过度生长的钛反应的结果。此外，据报道，在金属沉积过程中，Ti 与蒸发室中剩余的杂质具有高度反应性 [41]，在金属/GaAs 之间形成额外的层，因此增加了接触电阻 [5]。如前所述，P2 中接触电阻的增加归因于氧等离子体清洁可能造成的表面损坏。与 S1 和 S2 相比，如在 S4 中，在 Ti 和 GaAs (110) 表面之间添加薄 Pt 层会导致 Ti 膜的结晶度更高。该结果可能与总通道电阻从 P3 中的 1400 kΩ 降低到 P4 中的 72 kΩ 相关，这与接触电阻的降低有关。除了图 2a 中所示的 IV 的欧姆特性增加之外，RTA 进一步将 P5 中的总通道电阻降低到 40 kΩ。该结果表明，在所用的退火温度和时间[29,30,31]下，Pt和GaAs表面没有发生有害反应。

结论

通过关联单个 NW 的传输表征和沉积在其上的 Ti、Pt 和 Pt/Ti 薄膜的结构分析，研究了金属蒸发之前表面化学处理的影响以及与 Be 掺杂的自催化 GaAs NW 形成欧姆接触的影响。 GaAs 衬底。我们表明，当沉积在 GaAs (110) 表面时，Ti 表现出低结晶度，这直接影响 NW 器件的接触电阻。在 Ti/Pt/Au 之前在 NW 上沉积薄 Pt 层导致 Be 掺杂的 GaAs NW 的总电阻降低 95%，这与直接沉积时 Pt 的结晶度高于 Ti 相关在 GaAs (110) 上。此外，我们表明金属层的热退火进一步降低了接触电阻。这些发现在设计基于 GaAs NW 的器件的欧姆接触时具有技术重要性，并显示了每个处理步骤对 NW 器件总电阻和欧姆特性的贡献，如表 1 所述。为了进一步提高设备性能，需要对每个单独步骤的参数进行系统优化。特别是，我们表明 NW 侧壁处的金属-半导体界面在器件性能中起着重要作用，并为进一步研究沉积在 III-V 族半导体材料不同表面方向上的金属薄膜的结晶过程开辟了道路。

数据和材料的可用性

支持本研究结论的数据集包含在文章中。

缩写

FCC：

面心立方

GIXRD：

掠入射X射线衍射

HCP：​​

六角封闭包装

IV：

电流-电压

西北：

纳米线

RTA：

快速热退火

SEM：

扫描电镜