对具有不同 GaN 帽层厚度的 InGaN/GaN 多量子阱光学特性的研究

介绍

InGaN/GaN多量子阱（MQWs）结构作为有源区被广泛应用于可见光发光二极管（LEDs）和激光二极管（LDs）中，并取得了巨大的成功[1,2,3,4]。提高 InGaN/GaN MQW 的质量对于实现高性能 GaN 基 LED 和 LD 具有重要的技术意义。在以往的研究中，发现高温生长的 GaN (HT-GaN) 量子势垒 (QBs) 有利于提高 InGaN/GaN 量子阱的晶体质量和发光强度 [5, 6]。由于 In-N 键强度较弱，InGaN 量子阱 (QWs) 层的生长温度通常低于 GaN QBs，以获得高 In 含量。这可能会导致在较高温度下生长 GaN QB 期间，铟原子从 InGaN QW 蒸发。在 InGaN QW 和 GaN QB 之间插入低温生长的 GaN 盖帽（LT-GaN 盖帽）层已被证明可以有效减少 In 成分解吸，从而可以提高 InGaN QW 层厚度的均匀性和 In 成分的分布[7,8,9]。然而，当GaN盖层的生长温度降低时，吸附原子的迁移能力变弱，导致GaN材料劣化。此外，据报道，随着低温生长的GaN盖层厚度的增加，缺陷数量增加，这不利于提高铟原子分布的均匀性和InGaN量子阱的发光强度[10]。之前的许多报告都没有关注局部化状态对具有各种 GaN 帽盖厚度的有源区发光特性的影响。在这项工作中，我们使用 X 射线衍射 (XRD)、电致发光 (EL) 和光致发光 (PL) 来报告低温生长的 GaN 帽层厚度对 InGaN/GaN 的结构和发光性能的影响MQWs，并通过温度相关的PL实验详细描述了局域态在发光特性中的作用。

方法

通过金属有机化学气相沉积 (MOCVD) 在 c 面蓝宝石衬底上生长三个 InGaN/GaN MQW 样品。所有样品都包含相同的结构，包括未掺杂的 GaN 缓冲层 (1.2 μm)、Si 掺杂的 n-GaN 层 (1 μm)、两周期 InGaN/GaN MQW 有源区和 Mg 掺杂的 p-GaN层（40 nm）。在生长 InGaN/GaN 有源区的过程中，InGaN QWs 的生长条件是相同的；在与 InGaN QW (710 °C) 相同的温度下生长薄的 LT-GaN 盖层以防止铟蒸发，并且样品 A 的 LT-GaN 盖层的生长时间为 150 s、300 s 和 500 s，分别为 B 和 C；然后将GaN QB的生长温度提高到810 °C以改善GaN QB的材料质量，并且这些样品的HT-GaN QB的生长时间相同。 X 射线衍射 (XRD) 用于确定这三个样品的结构参数。通过电致发光(EL)和室温光致发光(PL)表征活性区的光学特性。

EL 光谱使用 Ocean Optics HR2000 高分辨率光谱仪在直流 (DC) 下测量，其中输出功率使用 Si 光电二极管检测，EL 光谱峰值能量和 FWHM 由单色器和光电倍增管检测。对于 PL 测量，λ =325 nm连续波He-Cd激光器作为激发源，入射光功率为3 mW，光斑尺寸为0.5 mm ² .通过使用发射功率为 5 mW 的 405 nm GaN 半导体激光器作为激发源，记录了从 30 K 到 300 K 的温度相关 PL 测量值，以分析定位状态对发光特性的影响。样品由自由流动的液氦冷却，并使用 CTI Cryogenics 的闭式循环制冷机进行温度相关测量

结果和讨论

图 1a 显示了这些样品通过 ω-2θ 扫描获得的 (0002) 平面的衍射图案。可以清楚地看到这些样品的卫星峰，表明这些 MQW 中存在精细的周期结构和尖锐的界面。我们使用 SmartLab Studio II 和 Global Fit 程序（提供先进的平行回火基础拟合方法来分析 SmartLab 衍射仪产生的数据）获得平均 In 成分，以及 QB 和 QW 厚度，如表 1 所示。可以看出 QW 中的 In 成分随着 LT-GaN 盖层厚度的增加而增加，表明更厚的盖层在防止 In 成分蒸发方面更有效。图 1b 显示了样品 C 的倒易空间映射 (RSM)。主要的 GaN 峰和卫星峰位于一条线上，表明所有样品中 In 含量最高的 QW 层完全处于应变状态。因此，应考虑压电场对发光特性的影响。

一 样品 A、B 和 C 在 GaN (0002) 平面上的 XRD ω-2θ 扫描曲线。b 样本C的倒易空间映射

图 2 显示了样品 A、B 和 C 在 5 mA 电流下的 EL 光谱。样品 A、B 和 C 的峰值波长分别为 453.6 nm、456.3 nm 和 466.7 nm。从 XRD 测量结果来看，随着 LT-GaN 盖层厚度的增加，QW 中 In 成分的增加将引起 EL 峰值能量红移。我们还发现 EL 强度随着 LT-GaN 帽层厚度的增加而降低。众所周知，较厚的 GaN 势垒层（LT-GaN 盖层和 HT-GaN QB 的总厚度）会增加 p-GaN 到有源区的空穴距离，导致空穴注入效率降低，从而导致EL 强度降低 [11, 12]。此外，In成分的增加会增强InGaN QW层中的压电场，使能带倾斜加剧，导致发射峰红移，发光效率降低，称为量子限制斯塔克效果 (QCSE) [13,14,15]。为了验证QCSE对EL的影响，EL的峰值能量和FWHM随不同注入的变化如图3所示。随着注入电流的增加，发射峰值能量蓝移可以归因于带填充效应和QCSE由电子屏蔽效应补偿 [16,17,18]。由于In成分最多的样品C具有最深的势阱和最强的压电场，带填充效应和电荷屏蔽效应最显着，因此样品C的EL峰值能量蓝移量最大（166 meV ）。样品A中的带隙填充效应和电荷屏蔽效应最弱，因此在高注入电流（50 mA）下，热效应引起的带隙收缩逐渐占主导地位，导致峰值能量红移。对于样品 A，FWHM 随着注入电流的增加而增加，如图 3b 所示，表明由带填充效应引起的 EL 光谱展宽始终占主导地位。据报道，InGaN QW 中极化电场的电荷屏蔽将导致 EL 光谱带宽随着注入电流的增加而变窄 [19]。因此，对于样品 B 和 C，在较低注入电流下能带填充效应显着，并且 EL 光谱变宽。随着注入电流的进一步增加，极化电场过程的载流子屏蔽逐渐接管，因此FWHM下降。此外，我们还发现样品B和C的FWHM从上升到下降的转折点对应的电流分别约为10 mA和20 mA，这也说明样品C的压电场最强。 <图片>

样品A、B、C在5 mA电流下的EL光谱

(a ) EL 峰值能量和 (b ) EL 半峰全宽 (FWHM) 作为样品 A、B 和 C 的注入电流的函数

图 4a 显示了样品 A、B 和 C 在 5 mW 405 nm GaN 半导体激光激发功率下的室温 PL 光谱。样品 A、B 和 C 的峰值波长分别为 473.1 nm、472.9 nm 和 478.2 nm。由于图 4a 中样品 B 和 C 的 PL 强度相对较弱，我们还利用 325 nm He-Cd 激光器作为激发源来执行光致发光实验。图 4a 和 b 中的 PL 实验结果相互一致，消除了从图 4a 获得的实验结果的不确定性。与图 2 的 EL 测量结果相比，我们发现图 4a 中存在一些异常： (1) 样品 A 含有的 In 成分少于样品 B，但样品 A 的峰值波长略长于样品 B； (2)样品B和C的PL强度相似，样品A的发光强度远高于样品B和C。为了找出解释这些异常的相关原因，温度相关的PL（TDPL） ) 对三个样品进行，PL 峰值能量作为温度的函数如图 5 所示。对于样品 B，发射峰值能量随着温度的升高而单调降低。一般来说，增加温度引起的带隙收缩会导致发射能量的红移。然而，当温度从 70 K 升高到 190 K 时，样品 A 出现了明显的蓝移。引入局域激子的热重新分布来解释 TDPL 中的异常发射蓝移：随着温度升高，局域激子被热激活和从局部化状态的潜在最小值到更高能量状态的热传递 [5, 20, 21]。对于样品C，PL峰值能量在50 K到175 K范围内几乎没有变化，表明带隙收缩效应和激子定域效应相互抵消。

样品 A、B 和 C 的室温 PL 光谱，使用 405 nm GaN 半导体激光器 (a ) 和 325 nm He-Cd 激光 (b ）。从 (a ) 和 470.5 nm、470.1 nm 和 475.2 nm 从 (b ) 分别用于样品 A、B 和 C

(a 中的红线 ), (b ), 和 (c ) 是基于方程的拟合曲线。 (1)和拟合参数σ 样品 A、B 和 C 分别为 36.96 meV、18.89 meV 和 23.77 meV。 (d ) 显示了作为温度函数的 PL 峰值能量的实验数据

考虑激子局域化效应，带尾模型可以修改为以下表达式来描述温度相关的发射峰值能量[22, 23]：

其中 E 0(0) 是 T =0 时的带隙，α 和 β 是 Varshini 的参数，k B 是玻尔兹曼常数。第三项σ 是局部分布的标准偏差，描述了局部效应的程度，即σ的较大值 意味着定位状态的不均匀性更强。 InGaN中In成分的波动可能是形成带尾的主要原因。带尾中的状态是在最小局部势能下形成的，类似于量子点。这些自形成量子点中电子-空穴对的复合可视为局域激子复合[24, 25]。由于强烈的简并性和可能偏离准平衡，该模型不适用于低温 [20]。拟合参数σ 样品 A、B 和 C 分别为 36.96 meV、18.89 meV 和 23.77 meV，这意味着具有最薄盖层的样品 A 的局部化状态是最不均匀的。一般而言，局域态起源于 InGaN 合金中不同尺寸的富 In 团簇和 QW 厚度的波动。因此，我们有理由相信，当温度升高到生长的 GaN QB 层时，较薄的 LT-GaN 盖层不能有效地防止铟蒸发。铟组分随机蒸发的过程导致In含量和InGaN QW厚度的波动。对于样品 B，1.8 纳米厚的 GaN 盖层足够厚，可以保护 In 免于解吸，从而形成更均匀的 InGaN QW 层。不均匀的定位状态通常保留更深的潜在状态并导致发射峰值能量的红移。这就是从图 4 中观察到的样品 A 的峰值波长比样品 B 长的原因。 此外，InGaN QW 层中 In 成分的增加也会促进大尺寸 In 簇的形成，这解释了为什么激子局域效应样品C中铟含量最高的样品比样品B略强。

图 6 显示了样品 A 和 C 的积分 PL 强度与温度的函数关系，可以很好地拟合以下表达式 [5, 26]：

样品 A、B 和 C 的积分 PL 强度作为反向温度的函数

其中 C i 是对应于非辐射复合中心密度的常数，E i 代表非辐射复合中心的活化能。拟合参数C i 和 E i 如表 2 所示。值得注意的是，在温度相关 PL 测量期间，样品 B 的光栅光谱仪中的光电倍增管电压设置低于样品 A 和 C；因此，样品B的积分PL强度最低，但不影响拟合结果。

C 样品 B 和 C 的图 2 大于样品 A，表明在较厚的 LT-GaN 盖层中形成了更多的缺陷。据观察，LT 帽层中的缺陷随着 LT 帽层厚度的增加而增加 [6, 10]。由于电子和空穴波函数渗透到势垒中，因此量子阱旁边的 LT-GaN 帽层中的缺陷对 PL 强度的影响是显着的。 79.67 meV (E 样品 A) 的 a2 与 QW 的空穴发射有关，随后被势垒缺陷和非辐射复合捕获，这与 Olaizola 的报告一致 [6]。我们还比较了样品 A、B 和 C 的微 PL 图像，如图 7 所示。微 PL 图像中的黑点可归因于 InGaN/GaN 有源区域中的非辐射复合。与样品 A 相比，样品 B 和 C 中可以明显观察到更多的大尺寸黑点，表明更厚的 LT-GaN 帽层中存在更多缺陷。通常，在LT盖层之后进行热退火以减少InGaN层中的铟簇并提高晶体质量。如果盖层太厚，热退火的效果会减弱，更多金属铟沉淀的形成会阻碍GaN盖层扩散的吸附原子，并在LT-盖层中引入更多的缺陷。在具有较厚 LT-GaN 帽层的 InGaN/GaN MQW 中出现更多缺陷和更强的 QCSE 不利于提高发光强度，那么为什么 C 的 PL 强度与 B 相当？事实上，定域态在提高发光效率方面也起着重要作用。载体可以被捕获到局部状态并辐射重组。激子定域效应越强，越多的载流子不会被捕获到缺陷中，这似乎可以解释样品 B 和 C 的 PL 强度彼此相似，样品 A 的发光强度远高于样品 B 和 C。

具有不同 LT-GaN 帽层厚度 (a) 的样品 A、B 和 C 的微 PL 图像 ) 1 nm, (b ) 1.8 nm, 和 (c ) 3.0 nm

结论

总之，研究了GaN盖层厚度对光学特性的影响。从 XRD 测量获得的结果表明，更厚的覆盖层更有效地保护 In 组合物免于解吸。 QCSE 增强，空穴注入效率随着 GaN 盖层厚度的增加而降低。由不同 GaN 盖层厚度引起的不同程度的激子局域化效应解释了三个样品的 PL 峰值波长和强度的异常。太薄的LT-cap层会加剧InGaN QW层中局域态的不均匀性，太厚的LT-cap层会在GaN盖层中产生更多的缺陷。因此，优化LT-GaN盖层的厚度是提高InGaN有源层均匀性和发光强度的关键问题。

数据和材料的可用性

当前研究中使用和/或分析的数据集可根据合理要求向相应作者索取。

缩写

MOCVD：

金属有机化学气相沉积

QCSE：

量子限制斯塔克效应

MQW：

多量子阱

QB：

量子势垒

LED：

发光二极管

LD：

激光二极管

HT：

高温

LT：

低温

EL：

电致发光

TDPL：

温度依赖性光致发光

XRD：

X射线衍射

FWHM：

半高全宽