第２８卷第１Ｏ期 ２００７年１Ｏ月 半导体学报 Ｖ０１．２８ ＮＯ．１０ ＣＨＩＮＥＳＥ ＪＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＳＥＭＩＣＯＮＤＵＣＴＣｌＲＳ Ｏｃｔ．，２００７ 蓝宝石衬底上原子级光滑ＡＩＮ外延层的 ＭＯＣＶＤ生长 赵 红 邹泽亚 赵文伯 刘 挺 杨晓波 廖秀英 王 振 周 勇 刘万清 （１中国电子科技集团第四十四研究所，重庆４０００６０） ６１００５４） （２电子科技大学电子薄膜与集成器件国家重点实验室，成都摘要：在蓝宝石衬底表面无氮化、低Ｖ／Ⅲ比的情况下，采用１２００￣Ｃ的衬底温度、５ｋＰａ反应室气压，用ＭＯＣＶＤ方 法在蓝宝石衬底上生长出了表面原子级光滑的Ａ１Ｎ外延层．原子力显微镜测试表明其平均粗糙度为０．４４ｎｍ，Ｘ射 线衍射（０００２）回摆曲线ＦＷＨＭ为１６６＂．实验结果和分析表明，极性和气相反应是影响Ａ１Ｎ表面形貌的主要原因． 以原子级光滑的Ａ１Ｎ为模板生长出了高质量的高Ａｌ组分的ｎ型Ａ１ＧａＮ，证实了ＡＩＮ模板具有较好的质量． 关键词：ＭＯＣＶＤ；Ａ１Ｎ；极性；原子级光滑 ＰＡＣＣ：６１５ＯＣ；６８５５ 中图分类号：ＴＮ３０４．０５５ 文献标识码：Ａ 文章编号：０２５３—４１７７（２００７）１０—１５６８—０６ 核层，可以在蓝宝石衬底上生长出品体质量较好的 １ 引言 目前，国内外以蓝宝石／ＧａＮ为基底的氮化物 外延生长技术已经非常成熟，并且已经实现了ＧａＮ 基蓝绿光电子器件（ＬＥＤ，ＬＤ）的商品化．但在紫外 （特别是深紫外）ＧａＮ基光电子器件的研发过程中 遇到了极大的困难，这主要体现为高质量、高Ａｌ组 分Ａ１ＧａＮ外延层的生长和掺杂问题．本文在此不 讨论掺杂问题． 在ＧａＮ模板上生长高Ａｌ组分Ａ１ＧａＮ外延层 的问题是大量裂纹的产生，这是因为Ａ１ＧａＮ和 ＧａＮ由于品格失配形成的张应变所致．Ａｍａｎｏ等 Ａ１ＧａＮ外延层，但要生长出表面形貌很好的高Ａｌ 组分Ａ１ＧａＮ外延层却是非常困难的事情．作者曾 经采用低温Ａ１Ｎ成核层，用Ｍ０ＣＶＤ法直接在蓝 宝石衬底上生长出了厚度大于ｌｔｔｍ，组分大于０．６， 表面光亮的Ａ１ＧａＮ外延层，但是晶体质量较差． ． 生长高Ａｌ组分Ａ１ＧａＮ外延层，最理想的衬底 应是Ａ１Ｎ．Ａ１Ｎ晶体对波长大于２００ｎｍ的紫外光都 是透明的，并且与氮化物系列材料可以形成较好的 晶格匹配，Ａ１Ｎ还具有较好的热导性（热导率３ｗ／ 人＿１ 采用低温中间层（ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒ）的方法，在ＧａＮ 模板上用ＭＯＣＶＤ法生长出了厚而无裂纹的高Ａｌ 组分Ａ１ＧａＮ外延层，基本解决了ＧａＮ模板上Ａｌ— ＧａＮ外延层的裂纹问题．但是，ＧａＮ模板对深紫外 光电子器件是有害的，因为从发光器件的角度来说， ＧａＮ材料对紫外光的强烈吸收导致低发光效率；从 探测器的角度来说，特别是背照射的日盲型紫外探 测器，根本就无法采用蓝宝石／ＧａＮ模板来生长，因 ｃｍ・Ｋ），有利于提高器件的大功率性能．除此之外， 由于在所有已知的声表面波材料中具有最大的声速 （６２００ｍ／ｓ）、较高的压电耦合系数，Ａ１Ｎ还是一种理 想的射频声表面波材料＿８ ．但是，目前国内外Ａ１Ｎ 单晶衬底的制备技术还不成熟，价格昂贵，而且供货 困难（特别是大尺寸衬底）．蓝宝石衬底技术成熟，价 为几乎所有的入射光都会被ＧａＮ层吸收而无法进 入有源区产生光电流． 于是，屏弃ＧａＮ模板，直接在对深紫外光有良 好透过特性的蓝宝石衬底上生长高Ａｌ组分Ａ１ＧａＮ 外延层，是实现深紫外光电子器件的一条可能的技 术路线．采用低温ＧａＮ Ｅ。 ］，Ａ１ＧａＮ［ ．５］，Ａ１ＮＥ。．６Ｉ７ 成 十通信作者．Ｅｍａｉｌ：ｚｈｈｃｅｔｃ＠１６３．ｃｏｍ ２００７—０４－０４收到，２００７．０５．２４定稿 格便宜，从深紫外到可见光都有很高的透过率．在蓝 宝石衬底上生长高质量的Ａ１Ｎ外延层模板作为 Ａ１Ｎ衬底的替代，是一种现实而经济实用的方案， 在紫外光电子领域（ＬＥＤ和ＰＤ）有重要的应用价 值．Ｓｏｕｋｈｏｖｅｅｖ等人＿９ 报道了采用ＨＶＰＥ（氢化物 气相外延）的方法成功地在蓝宝石衬底上生长了高 质量的Ａ１Ｎ模板，但这种模板尚未商品化，价格也不 得而知．而且，由于ＧａＮ基光电子器件主要是采用 ＭＯＣＶＤ方法生长，采用ＭＯＣＶＤ方法生长 Ｎ外 延层模板，可以以原位生长的方式制备后续的器件外 延结构，简化工艺流程．所以有必要研究用ＭＯＣＶＤ ⑥２００７中国电子学会 维普资讯 http://www.cqvip.com
第１Ｏ期 赵红等：蓝宝石衬底上原子级光滑ＡＩＮ外延层的ＭＯＣＶＤ生长 方法在蓝宝石衬底上生长 Ｎ模板的技术． 和ＧａＮ一样，Ａ１Ｎ与蓝宝石衬底之间存在着 很大的晶格失配和热失配．采用低温ＧａＮ或Ａ１Ｎ 缓冲层［１。’“］，可以很容易地在蓝宝石衬底上用 ＭＯＣＶＤ技术生长出表面光滑如镜面的ＧａＮ外延 层，但采用同样的方法却很难生长表面光滑的Ａ１Ｎ 外延层．这可能是由于Ａｌ在衬底表面的附着力很 强、横向迁移率低，在蓝宝石上生长的Ａ１Ｎ外延层 往往表面形貌不好．Ｏｈｂａ等人［１２￣－采用１２００℃下的 低Ｖ／Ⅲ比缓冲层和１２５０℃的高温层的两步法，生 长出了原子级光滑Ａ１Ｎ外延层．Ｕｅｈａｒａ等人＿８ 在 没有缓冲层的情况下，通过调整反应室气体压力和 流量控制气体流速，在较大的气体流速下生长出了 原子级光滑表面的Ａ１Ｎ外延层．Ｙａｎ等人＿１。。采用 在生长初始阶段间歇供氨气的方式（ｉｎｉｔｉａｌｌｙ ａｌｔｅｒ— ｎａｔｉｎｇ ｓｕｐｐｌｙ ｏｆ ａｍｍｏｎｉａ，ＩＡＳＡ），用Ｍ０ＣＶＤ生 长出了原子级光滑表面的Ａ１Ｎ外延层． 采用提高生长温度的办法，可以提高Ａｌ在衬底 表面的横向迁移率，但这将会带来严重的残余应力 问题，同时温度的提高也会受到生长设备的限制．采 用ＭＥＭ０ＣＶＤ（ｍｉｇｒａｔｉｏｎ ｅｎｈａｎｃｅｄ ＭＯＣＶＤ）技 术［１ ，可以在不提高生长温度的情况下，提高Ａｌ原 子在表面的迁移率，从而可以生长出高质量的Ａ１Ｎ 外延层［１引．除了Ａｌ原子在衬底表面的横向迁移率 低的原因外，影响Ａ１Ｎ外延层表面形貌的另一个原 因是极性．由于不同极性面上Ａ１Ｎ的生长速度不一 样，具有混合极性晶畴的Ａ１Ｎ外延层具有粗糙的表 面，而在蓝宝石衬底上控制混合极性Ａ１Ｎ晶畴的有 效方法是避免蓝宝石表面的氮化 ． 本文主要通过避免蓝宝石表面氮化等生长条件 的控制，在１２００℃的温度、５ｋＰａ反应室气压下用 Ｍ０ＣＶＤ技术在蓝宝石衬底上生长出了表面原子 级光滑的Ａ１Ｎ外延层． ２ 实验 外延生长实验所用的Ａｉｘ２００ＲＦ型Ｍ０ＣＶＤ 是一种水平式、单片５０ｍｍ金属有机物气相沉积设 备．其反应室为石英材料，采用射频加热，循环水冷 却，反应室中的石墨件专门镀了一层ＳｉＣ薄膜以防 止其表面在高温（大于１０００℃）的生长环境下被破 坏．我们所用的ＭＯＣＶＤ设备配备了Ｆｉｌｍｅｔｒｉｃｓ３０ 型外延片表面反射谱原位监测仪，采用白炽光作为 光源，利用一条多芯光缆传输人射光和反射光．借助 Ｆｉｌｍｅｔｒｉｃｓ３０可以对生长速度和外延片表面状况 （如粗糙度）进行原位检测和监控．外延生长实验所 用的Ｎ源是氨气（蓝氨级别，纯度９９．９９９９％），Ｇａ 源是三甲基镓（ＴＭＧａ，纯度级别加合物），Ａ１源是 图１ 在高Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面氮化的情况下（样品１）生 长的Ａ１Ｎ外延层的表面形貌图（ａ）和ｘ射线衍射（０００２）峰回 摆曲线（ｂ） Ｆｉｇ．１ Ａ１Ｎ ｅｐｉｌａｙｅｒ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ ｖ／ｉｉｉ ｒａｔｉｏ ａｎｄ ｎｉｔｒａ・ ｄａｔｉｏｎ （ａ）Ｓｕｒｆａｃｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ；（ｂ）Ｄｏｕｂｌｅ ｃｒｙｓｔａｌ Ｘ・ ｒａｙ ｒｏｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ ｆｏｒ（０００２）ｐｌａｎｅ 三甲基铝（ＴＭＡｌ，纯度级别低氧）．实验采用的衬底 是洁净包装、无需清洗的（０００１）偏Ａ０．ｒ～０．３。晶 向的蓝宝石衬底，表面粗糙度小于０．１ｎｍ，Ｘ射线 衍射回摆曲线半峰宽（ＦｗＨＭ）为１６＂ ． 在所有外延生长实验中，反应室压力固定为 ５ｋＰａ，生长温度固定为１２００℃，氨气的流量在５００ ～２０００ｓｃｃｍ之间调整，ＴＭＡ１的流量固定为 ３４．９ ｍｏｌ／ｍｉｎ，蓝宝石衬底表面氮化时间为０～ ５ｍｉｎ．生长速度在０．４８～０．９ｕｍ／ｈ之间，Ａ１Ｎ外延 层的厚度在０．４８～０．９ ｍ之间． 用高分辨ｘ射线衍射仪、光学金相显微镜、原 子力显微镜对生长的样品进行了表征．为了验证所 生长的Ａ１Ｎ模板的质量，采用表面形貌好的Ａ１Ｎ 模板进行高Ａｌ组分ｎ型Ａ１ＧａＮ外延层的生长，并 用Ｈａｌｌ测试仪进行电学特性表征． ３结果与讨论 我们通过调整蓝宝石表面的氮化时间和Ｖ／Ⅲ 比，进行了一系列的实验．图１～３给出了几种典型 情况下Ａ１Ｎ外延层的生长结果．图１（ａ）和（ｂ）分别 维普资讯 http://www.cqvip.com
半导体学报 第２８卷 图２在高Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面无氮化的情况下（样品２） 生长的／ｋｉｎ外延层的表面形貌图（ａ）和ｘ射线衍射（０００２）峰 回摆曲线（ｂ） Ｆｉｇ．２ Ａ１Ｎ ｅｐｉｌａｙｅｒ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ ｖ／１１Ｉ ｒａｔｉｏ ａｎｄ ｕｎｎｉ— ｔｒａｄａｔｉｏｎ（ａ）Ｓｕｒｆａｃｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ；（ｂ）Ｄｏｕｂｌｅ ｃｒｙｓｔａｌ Ｘ．ｒａｙ ｒｏｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ ｆｏｒ（０００２）ｐｌａｎｅ 是在高Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面氮化的情况下，生 长的Ａ１Ｎ外延层的光学显微图和Ｘ射线衍射 （０００２）峰回摆曲线（样品１）．图２（ａ）和（ｂ）分别是在 高Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面无氮化的情况下，生长 的Ａ１Ｎ外延层的光学显微图和ｘ射线衍射（０００２） 峰回摆曲线（样品２）．图３（ａ）和（ｂ）分别是在低Ｖ／ Ⅲ比、蓝宝石衬底表面无氮化的情况下，生长的 Ａ１Ｎ外延层的光学显微图和ｘ射线衍射（０００２）峰 回摆曲线（样品３）．对所有的光学显微图，放大倍数 均为１０００倍．具有最好的Ｘ射线衍射（０００２）峰回 摆曲线ＦＷＨＭ的样品是在高Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底 表面氮化的情况下生长得到的．表面形貌最好的样 品是在低Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面无氮化的情况下 生长得到的，其显微图几乎没有任何衬度特征．我们 对样品３进行了１００００倍的扫描电镜观察，也未能 观察到形貌特征．图４是样品３在生长时原位记录 的反射率随时间的振荡曲线，平整的振荡幅度也证 实了样品良好的表面形貌．图５显示了不同尺寸下 样品３的原子力显微图，其平均粗糙度Ｒ 为 ０．４４ｎｍ，表明样品３具有原子级光滑的表面．也就 是说，我们在低Ｖ／Ⅲ比、生长开始前蓝宝石衬底表 图３在低Ｖ／Ⅲ比、蓝宝石衬底表面无氮化的情况下（样品３） 生长的Ａ１Ｎ外延层的表面形貌图（ａ）和ｘ射线衍射（０００２）峰 回摆曲线（ｂ） Ｆｉｇ．３ Ａ１Ｎ ｅｐｉｌａｙｅｒ ｗｉｔｈ ｌｏｗ Ｖ／ＵＩ ｒａｔｉｏ ａｎｄ ｕｎｎｉ— ｔｒａｄａｔｉｏｎ（ａ）Ｓｕｒｆａｃｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ；（ｂ）Ｄｏｕｂｌｅ ｃｒｙｓｔａｌ Ｘ．ｒａｙ ｒｏｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ ｆｏｒ（０００２）ｐｌａｎｅ 面无氮化的情况下，生长出了表面原子级光滑的 ＡｌＮ外延层． 由于Ａｌ极性的Ａ１Ｎ表面比Ｎ极性的Ａ１Ｎ表 面化学活性弱，因此可以用化学腐蚀实验来确定 Ａ１Ｎ的极性ｌ１ ．我们采用２００℃的Ｈ３ＰＯ 对样品１ 与样品３进行３０ｍｉｎ腐蚀．腐蚀前后的表面形貌 ＳＥＭ照片如图６，图７所示． 图４样品３在生长时原位记录的反射率随时间的振荡曲线 Ｆｉｇ．４ Ｉｎ—ｓｉｔｕ ｒｅｆｌｅｃｔａｎｃｅ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ ｇｒｏｗｔｈ ｐｒｏｃｅｓｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ ３ 维普资讯 http://www.cqvip.com
第１Ｏ期 赵红等： 蓝宝石衬底上原子级光滑Ａ１Ｎ外延层的ＭＯＣＶＤ生长 １５７１ ２００ ｌ５Ｏ ｌ００ ５Ｏ ０ ０ ５０ １００ １５０ ２００ ０．００ ３ ３４ Ｏ ０Ｏ ４ ３５ ６ ４ ２ ０ ０ ２ ４ ６ ８ ０ ００ ８２８ ６５ 图５样品３的原子力显微图 Ｆｉｇ．５ ＡＦＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ ３ 由图６，图７对比可知，样品３腐蚀前后表面形 貌没有明显变化，而样品１表面明显出现条纹．以上 腐蚀实验可以直接证明样品３主要以Ａｌ极性为主， 样品１为Ｎ极性面ＡｌＮ． 根据文献报道和我们的实验结果，可以得出结 论：要在蓝宝石衬底上生长出表面光滑的Ａ１Ｎ外延 层，关键之一是要避免蓝宝石衬底表面的氮化．蓝宝 石衬底被氮化后生长的Ａ１Ｎ外延层具有Ｎ极性和 图６样品３表面形貌的ＳＥＭ图 （ａ）腐蚀０ｍｉｎ；（ｂ）腐蚀 ３０ｍｉｎ Ｆｉｇ．６ ＳＥＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ ３ （ａ）Ｅｔｃｈ ０ｍｉｎ；（ｂ） Ｅｔｃｈ ３０ｍｉｎ 图７样品１表面形貌ＳＥＭ图 （ａ）腐蚀０ ｒａｉｎ；（ｂ），（ｃ）腐蚀 ３０ｒａｉｎ Ｆｉｇ．７ ＳＥＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ ｓａｍｐｌｅ １ （ａ）Ｅｔｃｈ ０ｍｉｎ：（ｂ）， （ｃ）Ｅｔｃｈ ３０ｍｉｎ 维普资讯 http://www.cqvip.com
半导体学报 第２８卷 Ａｌ极性两种晶畴，以哪种晶畴为主取决于氮化的时 间ｌ＿１引．当氮化时间较长，Ａ１Ｎ外延层将以Ｎ极性为 主，在这种情况下，Ａｌ极性晶畴的生长速度要快于 Ｎ极性，我们认为这是在蓝宝石衬底上生长的Ａ１Ｎ 外延层表面粗糙的主要原因．此外，Ａｌ极性的ＡｌＮ 表面比Ｎ极性的Ａ１Ｎ表面化学活性弱，Ａｌ在其上 面的迁移势垒更低．因此，在蓝宝石衬底无氮化的情 况下，才能生长出以Ａｌ极性为主的ＡｌＮ外延层，才 可能生长出表面光滑的Ａ１Ｎ外延层．所以，要在蓝 宝石衬底上生长表面光滑的ＡｌＮ外延层，对生长初 始阶段生长条件的控制是至关重要的．在生长原子 级光滑表面的Ａ１Ｎ外延层时，我们除了避免有意氮 化蓝宝石衬底表面（生长开始前蓝宝石衬底表面无 氮化），还采用了低Ｖ／Ⅲ比，从而有效避免了生长初 始阶段（蓝宝石未被Ａ１Ｎ完全覆盖）时氨气对衬底 的氮化作用．两步法ｌ＿１ 和初期间歇供氨法（ＩＡ— ＳＡ）ｌ＿１。］的实质就是在生长的初始阶段避免对蓝宝石 衬底的氮化作用，维持了单极性Ａ１Ｎ的生长，从而 生长出了表面光滑的ＡｌＮ外延层．除了生长极性影 响ＡｌＮ表面形貌以外，Ａ１原子前驱物ＴＭＡ１与氨 气的气相反应可能也是影响Ａ１Ｎ表面形貌的因素． ＴＭＡ１与氨气的气相反应导致Ａ１Ｎ气相成核形成 Ａ１Ｎ尘粒ｌ＿１ ，虽然大部分Ａ１Ｎ尘粒被载气带走，但 仍有可能有一部分Ａ１Ｎ尘粒沉积到生长衬底表面， 从而对表面形貌造成影响．文献［８］报导的对气体流 速的控制来生长表面光滑的Ａ１Ｎ，其实质可能就是 避免了气相反应对表面形貌的影响．我们在生长 Ａ１Ｎ外延层时采用低Ｖ／Ⅲ比和低气压，客观上减 小了气相反应发生的几率，有利于获得光滑的形貌． 除此之外，采用低Ｖ／Ⅲ比可以提高Ａｌ在衬底表面 的迁移率，也有利于光滑Ａ１Ｎ外延层的生长【＿ｌ ．尽 管如此，我们还是认为生长表面光滑的ＡｌＮ外延层 的关键是要避免蓝宝石衬底的氮化，这与在生长 ＧａＮ外延层时的情况恰恰相反．在表面氮化的蓝宝 石上采用传统的高低温两步法工艺生长ＧａＮ外延 层，不仅可以降低位错密度，还可以改善表面形 貌ｌ＿１ ．我们认为造成这种差别的根本原因就是，Ａｌ 原子在衬底表面的附着力要远远大于Ｇａ原子，从 而导致ＧａＮ和Ａ１Ｎ不同的生长机理．对于在生长 的初期具有混合晶畴的ＧａＮ，Ｇａ极性晶畴的生长 速度要大于Ｎ极性的晶畴，随着生长的进行，表面 应越来越粗糙．由于Ｇａ原子在衬底表面迁移率较 高，使得横向生长作用很强，横向生长的Ｇａ极性晶 畴的尺寸会越来越大并最终覆盖Ｎ极性晶畴形成 单极性（Ｇａ）表面，从而使生长从三维岛状模式向准 二维生长模式转变，最后形成光滑的表面．而对于 Ａ１Ｎ的生长来说，由于Ａｌ原子在衬底表面的附着 力很强，横向生长受到限制，混合极性的表面无法通 ７Ｏ ６０ ５Ｏ ｊ 暑４０ 亘３０ 三 ２Ｏ １０ Ｏ １７．７ １７ ８ １７．９ １８ Ｏ １８ １ １８ ２ ｆ。１ 图８ ｎ型ＡＩＧａＮ外延层ｘ射线衍射（０００２） ２ｅ三轴扫描曲线 Ｆｉｇ．８ Ｔｒｉｐｌｅ—ａｘｉｓ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ２口ｃｕｒｖｅ ｏｆ ｔｈｅ （０００２）ｒｅｆｌｅｃｔｉｏｎ ｆｏｒ ｔｈｅ ｎ－ＡＩＧａＮ ｅｐｉｌａｙｅｒ 过横向生长获得单一极性（ ）的表面，从而难以获 得光滑的表面． 为了验证在蓝宝石衬底上所生长的Ａ１Ｎ模板 的质量，我们在ＡｌＮ模板上生长了掺Ｓｉ的ｎ型Ａｌ— ＧａＮ外延层．先在Ａ１Ｎ模板上生长了一层低掺杂 Ｓｉ的Ａ１ＧａＮ层，以此作为重掺杂Ａ１ＧａＮ层的过 渡．从ｘ射线衍射曲线（ｗ－２０，三轴）图８，可以得出 两层ｒｌ型Ａ１ＧａＮ的峰位分别为１７．７２，１７．７９，它们 的Ａｌ组分分别为５０％，６０％．根据Ｈａｌｌ测试结果， 载流子浓度为６．０×１０ ｃｍ～，迁移率为４８．５ｃｍ ／ （Ｖ・ｓ），与文献［２０１报道的高质量ｎ型Ａ１ＧａＮ外 延层具有可比性，说明ｎ型Ａ１ＧａＮ外延层具有较 高的晶体质量和电气性能，这就间接说明了我们在 蓝宝石衬底上生长的ＡＩＮ模板具有较高的质量． ４ 结论 通过对Ｖ／Ⅲ比和蓝宝石衬底氮化时间的控制， 在１２００℃的温度下，用Ｍ０ＣＶＤ设备在蓝宝石衬 底上生长出了表面原子级光滑的ＡｌＮ外延层．通过 原子力显微镜证实平均粗糙度为０．４４ｎｍ．避免了 生长前蓝宝石衬底的有意氮化，采用低Ｖ／Ⅲ避免生 长初期阶段对蓝宝石衬底的无意氮化，避免混合极 性表面的产生，是获得原子级光滑Ａ１Ｎ表面的关 键．通过ＳＥＭ观察热磷酸腐蚀后样品的表面形貌 变化，直接证明了我们所生长出的样品具有Ａ１极 性．ＴＭＡ１和氨气的气相反应成核是影响Ａ１Ｎ表面 形貌的另一个可能的原因．我们采用低Ｖ／Ⅲ比和低 反应室气压，客观上有效抑制了气相反应的发生，有 利于获得光滑的Ａ１Ｎ表面．此外，采用低Ｖ／Ⅲ比可 以提高Ａｌ在衬底表面的横向迁移率，也有利于获得 光滑的ＡｌＮ外延层．通过ｎ型ＡｌＧａＮ外延生长实 验证实，我们生长出了适合于高Ａｌ组分Ａ１ＧａＮ外 延材料生长的蓝宝石／ＡｌＮ模板． 维普资讯 http://www.cqvip.com
第１０期 赵红等： 蓝宝石衬底上原子级光滑ＡＩＮ外延层的ＭＯＣＶＤ生长 ｌ５７３ 致谢本文样品的原子力显微镜的测试工作得到重 ＬｌＯ３ Ａｍａｎｏ Ｈ，Ｓａｗａｋｉ Ｎ，Ａｋａｓａｋｉ Ｉ，ｅｔ ａ１．Ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｖａｐｏｒ ｐｈａｓｅ ｅｐｉｔａｘｉａｌ ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ａ ｈｉｇｈ ｑｕａｌｉｔｙ ＧａＮ ｆｉｌｍ ｕｓｉｎｇ ａｎ ＡＩＮ ｂｕｆｆｅｒ ｌａｙｅｒ．Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ Ｌｅｔｔ，１９８６，４８：３５３ 庆大学数理学院物理系方亮博士的大力支持，在此 表示感谢． 参考文献 ［１］Ａｍａｎｏ Ｈ，１ｗａｙａ Ｍ，Ｈａｙａｓｈｉ Ｎ，ｅｔ ａ１．Ｃｏｎｔｒｏｌ ｏｆ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ ａｎｄ ｓｔｒｅｓｓ ｉｎ ＡＩＧａＮ ｏｎ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｕｓｉｎｇ ａ ｌｏｗ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎ ｔｅｒｌａｙｅｒ．Ｐｈｙｓ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｂ，１９９９，２１６：６８３ ［１１３ Ｎａｋａｍｕｒａ Ｓ．ＧａＮ ｇｒｏｗｔｈ ｕｓｉｎｇ ＧａＮ ｂｕｆｆｅｒ ｌａｙｅｒ．Ｊｐｎ Ｊ Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ，１９９１，３Ｏ：Ｌ１７０５ ［１２３ ０ｈｂａ Ｙ，Ｓａｔｏ Ｒ．Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ａ１Ｎ ｏｎ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ ｂｙ ｕ ｓｉｎｇ ａ ｔｈｉｎ Ａ１Ｎ ｂｕｆｆｅｒ ｌａｙｅｒ ｇｒｏｗｎ ｔｗｏ—ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｌｙ ａｔ ａ ｖｅｒｙ ｌｏｗ Ｖ—ＩＩＩ ｒａｔｉｏ．Ｊ Ｃｒｙｓｔ Ｇｒｏｗｔｈ，２０００，２２１：２５８ ［１３３ Ｙａｎ Ｆ，Ｔｓｕｋｉｈａｒａ Ｍ，Ｎａｋａｍｕｒａ Ａ，ｅｔ ａ１．Ｓｕｒｆａｃｅ ｓｍｏｏｔｈｉｎｇ ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ａ１Ｎ ｆｉｌｍ ｂｙ ｉｎｉｔｉａｌｌｙ ａｌｔｅｒｎａｔｉｎｇ ｓｕｐｐｌｙ ｏｆ ａｍ— ［２］Ｏｍｎｅｓ Ｆ，Ｍａｒｅｎｃｏ Ｎ，Ｂｅａｕｍｏｎｔ Ｂ，ｅｔ ａ１．Ｍｅｔａｌｏｒｇａｎｉｃ ｖａ ｐｏｒ—ｐｈａｓｅ ｅｐｉｔａｘｙ・－ｇｒｏｗｎ ＡＩＧａＮ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｖｉｓｉｂｌｅ—ｂｌｉｎｄ ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｔ ｐｈｏｔｏｄｅｔｅｃｔｏｒ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．Ｊ Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ，１９９９， ８６：５２８６ ｍｏｎｉａ．Ｊｐｎ Ｊ Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ，２００４，４３（８Ｂ）：Ｌ１０５７ １－１４３ Ｚｈａｎｇ Ｊ Ｐ，Ｗａｎｇ Ｈ Ｍ，Ｓｕｎ Ｗ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ｈｉｇｈ—ｑｕａｌｉｔｙ Ａ１ＧａＮ ｌａｙｅｒｓ ｏｖｅｒ ｐｕｌｓｅｄ ａｔｏｍｉｃ－－ｌａｙｅｒ ｅｐｉｔａｘｉａｌｌｙ ｇｒｏｗｎ Ａ１Ｎ ｔｅｒｎ－－ ｐｌａｔｅｓ ｆｏｒ ｄｅｅｐ ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｔ ｌｉｇｈｔ—ｅｍｉｔｔｉｎｇ ｄｉｏｄｅｓ．Ｊ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍａｔｅｒ，２００３，３２：３６４ ［３］Ｌｅｅ Ｓ Ｒ，Ｗｒｉｇｈｔ Ａ Ｆ，Ｃｒａｗｆｏｒｄ Ｍ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ｔｈｅ ｂａｎｄ—ｇａｐ ｂｏｗｉｎｇ ｏｆ Ａ１ Ｇａｌ一 Ｎ ａｌｌｏｙｓ．Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ Ｌｅｔｔ，１９９９，７４：３３４４ Ｌ ４ Ｊ Ｗｉｃｋｅｎｄｅｎ Ｄ Ｋ，Ｂａｒｇｅｒｏｎ Ｃ Ｂ，Ｂｒｙｄｅｎ Ｗ Ａ，ｅｔ ａ１．Ｈｉｇｈ ｑｕａｌｉｔｙ ｓｅｌｆ—ｎｕｃｌｅａｔｅｄ Ａ１ｚ Ｇａｌ—ｚ Ｎ ｌａｙｅｒｓ ｏｎ（０００１）ｓａｐｐｈｉｒｅ ｂｙ ｌｏｗ—ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ． Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ Ｌｅｔｔ，１９９４，６５：２０２４ ［１５３ Ｓｕｎ Ｗ Ｈ，Ｙａｎｇ Ｊ Ｗ，Ｚｈａｎｇ Ｊ Ｐ，ｅｔ ａ１．ｎ－Ａｌｏ ７５Ｇａ０ ２５Ｎ ｅｐｉ— ｌａｙｅｒｓ ｆｏｒ ２５０ｎｍ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｕｌｔｒａｖｉｏｌｅｔ ｌｉｇｈｔ ｅｍｉｔｔｉｎｇ ｄｉｏｄｅｓ． Ｐｈｙｓ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｃ，２００５，２：２０８３ ［１６３ Ｐａｄｕａｎｏ Ｑ Ｓ，Ｗｅｙｂｕｒｎｅ Ｄ Ｗ，Ｊａｓｉｎｓｋｉ Ｊ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｉｎｉ－ ｔｉａｌ ｐｒｏｃｅｓｓ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ ｏｎ ｔｈｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＡＩＮ ｆｉｌｍｓ．Ｊ Ｃｒｙｓｔ Ｇｒｏｗｔｈ，２００４，２６１：２５９ ［５］Ｋｒｏｓｔ Ａ，Ｂｌａｅｓｉｎｇ Ｊ，Ｓｃｈｕｌｚｅ Ｆ，ｅｔ ａ１．Ｎｅａｒｌｙ ｓｔｒａｉｎ—ｆｒｅｅ Ａ１ＧａＮ ｏｎ （０００１）ｓａｐｐｈｉｒｅ Ｘ－ｒａｙ ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｓ ａｎｄ ａ ｎｅｗ ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ ｇｒｏｗｔｈ ｍｏｄｅ１．Ｊ Ｃｒｙｓｔ Ｇｒｏｗｔｈ，２０００，２２１：２５１ ［１７３ Ｍｉｈｏｐｏｕｌｏｓ Ｔ Ｇ，Ｇｕｐｔａ Ｖ，Ｊｅｎｓｅｎ Ｋ Ｆ．Ａ ｒｅａｃｔｉｏｎ—ｔｒａｎｓｐｏｒｔ ｍｏｄｅｌ ｆｏｒ ＡＩＧａＮ ＭｏＶＰＥ ｇｒｏｗｔｈ．Ｊ Ｃｒｙｓｔ Ｇｒｏｗｔｈ，１９９８， １９５：７３３ ［６］Ｚｈａｎｇ Ｊ Ｐ，Ｗａｎｇ Ｈ Ｍ，Ｇａｅｖｓｋｉ Ｍ Ｅ，ｅｔ ａ１．Ｃｒａｃｋ—ｆｒｅｅ ｔｈｉｃｋ ＡＩＧａＮ ｇｒｏｗｎ ｏｎ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｕｓｉｎｇ Ａ１Ｎ—Ａ１ＧａＮ ｓｕｐｅｒｌａｔｔｉｃｅｓ ｆｏｒ ｓｔｒａｉｎ ｍａｎａｇｅｍｅｎｔ．Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ Ｌｅｔｔ，２００２，８０：３５４２ ［１８３ Ｙｕ Ｈ Ｂ，Ｓｔｒｕｐｉｎｓｋｉ Ｗ，Ｂｕｔｕｎ Ｓ，ｅｔ ａ１．Ｍｇ—ｄｏｐｅｄ ＡＩＧａＮ ｇｒｏｗｎ ｏｎ ａｎ ＡＩＮ—ｓａｐｐｈｉｒｅ ｔｅｍｐｌａｔｅ ｂｙ ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉ— ［７］ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｄａｒｐａ．ｍｉｌ／ｍｔｏ／ｓｕｖｏｓ／ｗｏｒｋｓｈｏｐ．ｈｔｍｌ ［８］Ｕｅｈａｒａ Ｋ，Ａｏｔａ Ｙ，Ｋａｍｅｄａ Ｓ，ｅｔ ａ１．Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ ｆｌａｔ—ｓｕｒｆａｃｅ ａｌｕｍｉｎｕｍ ｎｉｔｒｉｄｅ ｅｐｉｔａｘｉａｌ ｆｉｌｍ ｂｙ ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃａｌ ｖａｐｏｕｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ．Ｐｈｙｓ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ａ，２００６，２０３（５）：８６８ ｒ １９３ Ｊａｓｉｎｓｋｉ Ｊ．Ｃｌａｓｓｉｃ ａｎｄ ｎｏｖｅｌ ｍｅｔｈｏｄｓ ｏｆ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｉｎ ｈｅｔｅｒＯｅｐｉｔａｘｉａｌ ｎｉｔｒｉｄｅ ｌａｙｅｒｓ．Ｐｈｙｓ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｃ，２００５，２ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ．Ｊｐｎ Ｊ Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ，２００５，４４（５Ａ）： ２９８７ （３）：９９４ ［９］ Ｓｏｕｋｈｏｖｅｅｖ Ｖ，Ｋｏｖａｌｅｎｋｏｖ Ｏ，Ｉｖａｎｔｓｏｖ Ｖ，ｅｔ ａ１．Ｒｅｃｅｎｔ ｒｅ ｓｕｉｔｓ ｏｎ Ａ１Ｎ ｇｒｏｗｔｈ ｂｖ ＨＶＰＥ ａｎｄ ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｒｅｅ ｓｔａｎｄ Ｅ２ｏ］Ｎａｋａｒｍｉ Ｍ Ｌ，Ｋｉｍ Ｋ Ｈ，Ｚｈｕ Ｋ，ｅｔ ａ１．Ｔｒａｎｓｐｏｒｔ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｈｉｇｈｌｙ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｅ ｎ－ｔｙｐｅ Ａ１一ｒｉｃｈ Ａ１ Ｇａｌ一 Ｎ．Ａｐｐｌ Ｐｈｙｓ Ｌｅｔｔ，２００４，８５：３７６９ ｉｎｇ Ａ１Ｎ ｗａｆｅｒｓ．Ｐｈｙｓ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｃ，２００６，３：１６５３ Ｅｐｉｔａｘｉａｌ Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ Ｆｌａｔ ＡＩＮ Ｌａｙｅｒｓ ｏｎ Ｓａｐｐｈｉｒｅ Ｓｕｂｓｔｒａｔｅ ｂｙ Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｚｈａｏ Ｈｏｎｇ ，Ｚｏｕ Ｚｅｙａ ～，Ｚｈａｏ Ｗｅｎｂａｉ ，Ｌｉｕ Ｔｉｎｇ ，Ｙａｎｇ Ｘｉａｏｂｏ ，Ｌｉａｏ Ｘｉｕｙｉｎｇ。， Ｗａｎｇ Ｚｈｅｎ ，Ｚｈｏｕ Ｙｏｎｇ ，ａｎｄ Ｌｉｕ Ｗａｎｑｉｎｇ （１ Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ Ｏｅｔｏ—Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ ４０００６０，Ｃｈｉｎａ） （２ Ｓｔａｔｅ Ｋｅｙ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ ａｎｄ Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ Ｄｅｖｉｃｅｓ．Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｏｆ Ｃｈｉｎａ，Ｃｈｅｎｇｄｕ ６１００５４，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ａ１Ｎ ｌａｙｅｒｓ ｗｅｒｅ ｇｒｏｗｎ ｏｎ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅ ｂｙ ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ（ＭＯＣＶＤ）ａｔ １２００￣Ｃ， ｆｌｏｗ ｒａｔｉｏ ｗｉｔｈｏｕｔ ｎｉｔｒｉｄａｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅ．Ａｔｏｍｉｃ ｆｏｒｃｅ ｍｉ． ５ｋＰａ．Ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ ｆｌａｔ ｅｐｉｌａｙｅｒｓ ｗｅｒｅ ｏｂｔａｉｎｅｄ ａｔ ａ ｌｏｗ Ｖ／ＩｌＩ ｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＡＦＭ）ｒｅｖｅａｌｓ ａ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ ｏｆ ａｒｏｕｎｄ ０．４４ｎｍ ｆｏｒ ｔｈｅ ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ ｆｌａｔ ｌａｙｅｒｓ ｗｉｔｈ ａｎ ＦＷＨＭ ｏｆ（０００２）Ｘ－ｒａｙ ｄｉｆ－ ｆｒａｃｔｉｏｎ ｒｏｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ ａｒｏｕｎｄ １６ｉｆ＂．Ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ ｔｈｅ ｇｒｏｗｔｈ ｒｅｓｕｌｔｓ ｄｅｍｏｎｓｔｒａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｐｏｌａｒｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ Ａ１Ｎ ｌａｙｅｒ ａｎｄ ｖａｐｏｒ ｐｈａｓｅ ｒｅａｃｔｉｏｎ ｂｅｔｗｅｅｎ ＮＨ３ ａｎｄ ｔｈｅ Ａ１－ｐｒｅｃｕｒｓｏｒ ａｒｅ ｔｈｅ ｐｒｉｍａｒｙ ｆａｃｔｏｒｓ ａｆｆｅｃｔｉｎｇ ｔｈｅ Ａ１Ｎ ｓｕｒｆａｃｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ．Ｈｉｇｈ ｑｕａｌｉｔｙ ｎ－ｄｏｐｅｄ Ａ１ＯａＮ ｌａｙｅｒｓ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ Ａ１ ｃｏｎｔｅｎｔ ｗｅｒｅ ｏｂｔａｉｎｅｄ ｕｓｉｎｇ ｔｈｅ ａｓ－ｇｒｏｗｎ ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ ｆｌａｔ ＡＩＮ ｌａｙｅｒｓ，ｉｍｐｌｙｉｎｇ ｔｈｅ ｇｏｏｄ ｑｕａｌｉｔｙ ｏｔ ｔｈｅ ｌａｙｅｒｓ ａｓ ｅｐｉｔａｘｉａｌ ｔｅｍｐｌａｔｅ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ＭＯＣＶＤ；ＡＩＮ；ｐｏｌａｒｉｔｙ；ａｔｏｍｉｃａｌｌｙ ｆｌａｔ ＰＡＣＣ：６１５０Ｃ；６８５５ Ａｒｔｉｃｌｅ ＩＤ：０２５３．４１７７（２００７）１０．１５６８．０６ 干Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇ ａｕｔｈｏｒ．Ｅｍａｉｌ：ｚｈｈｃｅｔｃ＠１６３．ｃｏｒｎ Ｒｅｃｅｉｖｅｄ ４ Ａｐｒｉｌ ２００７，ｒｅｖｉｓｅｄ ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔ ｒｅｃｅｉｖｅｄ ２４ Ｍａｙ ２００７ ⑥２００７ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ
因篇幅问题不能全部显示，请点此查看更多更全内容