兩步生長法生長的In x Ga1－x As/GaAs材料及性質

韓智明，繆國慶，曾玉剛，張志偉

(1.發光學及應用國家重點實驗室 中國科學院長春光學精密機械與物理研究所，吉林 長春 130033;

2.中國科學院大學，北京 100049)

1 引 言

在1～3μm短波紅外波段，InGaAs已經成為重要的紅外探測器材料［1］。許多InGaAs紅外探測器材料為InGaAs/InP異質結構［2-4］，而本文選擇GaAs作為襯底外延生長InGaAs材料，因為GaAs基InGaAs失配異質結材料有較高的電子遷移率、較大的谷能帶分裂并且帶隙在一定范圍內(0.36～1.42 eV)可調節，已經廣泛應用于近紅外激光器、光電探測器、太陽能電池、高電子遷移率晶體管以及異質結晶體管等器件［5-10］。由于InxGa1-xAs外延材料與GaAs襯底有較大的晶格失配，所以高質量的外延材料很難得到。為了解決晶格失配的問題，目前常用以下幾種緩沖層技術:超晶格、組分突變、組分漸變、組分逆變等［11-14］，但上述方法或生長過程控制復雜，或需要生長較厚的緩沖層來釋放應力，增加了生長材料的難度及成本。

兩步生長法可以有效改善外延層的生長質量［15］。本文利用兩步生長法生長外延材料，重點研究緩沖層厚度對外延層質量的影響。通過掃描電子顯微鏡(SEM)、原子力顯微鏡(AFM)、X射線衍射(XRD)、拉曼光譜、透射電子顯微鏡(TEM)對樣品進行表征及分析。實驗結果表明，兩步生長法生長的InxGa1-xAs/GaAs異質結材料的緩沖層厚度存在一個最優值。

2 實 驗

InGaAs外延材料采用德國AIXTRON 2000/4低壓金屬有機化學氣相沉積系統(MOCVD)進行生長。TMGa作為Ga源，TMIn作為In源，AsH3作為Ⅴ族源，載氣為高純氫氣。首先，在680℃的高溫下對襯底進行5 min的去氧化處理。然后，在450℃低溫條件下生長InGaAs緩沖層，緩沖層組分固定，反應室壓力為400 Pa，Ⅴ/Ⅲ比為73。最后，將反應室溫度升到650℃后再生長約1μm厚的InxGa1-xAs外延層。作為對比，我們生長了5個樣品，緩沖層厚度依次是31，85，140，196，269 nm。其他生長條件相同。

3 結果與討論

圖1(a)、(b)、(c)是樣品A、B、E的掃描電鏡照片。由于后4個樣品表面形貌相差不大，所以我們從中只選取兩個與樣品A作為對比。從SEM圖像可以看到，緩沖層厚度最薄的樣品A表面形貌最差，這可能是由于過薄的緩沖層沒有對由晶格失配產生的位錯起到很好的抑制作用。外延層材料按照3D島狀模式生長，島與島之間沒有很好地合并生長，產生大量位錯及缺陷并延伸至表面使表面形貌變得很差，少數小島縱向生長速度遠遠大于橫向生長速度甚至生長成晶柱形狀。緩沖層厚度逐漸增加的后4個樣品在掃描電鏡下已經看不出明顯差別，這可能是由于外延層材料按照2D生長模式生長，島與島之間合并生長得很好，有效抑制了位錯的生長，樣品表面起伏度相差不大。上述結果說明緩沖層需要達到一定厚度才能有效地對位錯產生抑制作用。為進一步分析樣品，我們對樣品進行了AFM測試。圖1(d)、(e)、(f)是樣品A、B、E的AFM照片。樣品A的表面呈現較大的島狀形態，島與島之間有較大的縫隙或者小坑，表面高度差達400 nm，這與其SEM圖像結果相符。我們對5個樣品同一位置5μm×5μm的區域進行了表面粗糙度(RMS)測試，樣品A、B、C、D、E的表面粗糙度分別為70.9，1.21，1.64，2.00，2.82 nm。后4個樣品的表面粗糙度均在3 nm以內，但與第一個樣品相差很大。其中樣品B的表面粗糙度最小，其后幾個樣品的表面粗糙度隨著緩沖層厚度的增加而增大，說明緩沖層厚度存在一最優值，低于或超過這一厚度都會使材料表面粗糙度增大。

圖1樣品A(a)、B(b)、E(c)表面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，以及樣品A(d)、B(e)、E(f)的原子力顯微鏡(AFM)照片。Fig.1 SEM images of sample A(a)，B(b)，E(c)，and AFM images of sample A(d)，B(e)，E(f)，respectively.

X射線衍射的半峰寬可以非常直觀地反映材料的結晶質量［16］。圖2是InxGa1-xAs/GaAs外延層X射線衍射搖擺曲線圖及半峰寬對比圖。從圖中可以看到當緩沖層厚度由31 nm增加到85 nm時，外延層半峰寬減小，說明外延層結晶質量變好。而當緩沖層厚度由85 nm增加到269 nm時，外延層半峰寬逐漸變大，結晶質量逐漸變差。這說明緩沖層厚度存在一個最優值，越接近這個最優值，外延層結晶質量越好。

圖2 In x Ga1-x As/GaAs外延層的X射線衍射搖擺曲線(a)和半峰寬對比圖(b)Fig.2 Rocking curves(a)and FWHM(b)of the epilayers

圖3為樣品InxGa1-xAs的拉曼散射光譜。InxGa1-xAs材料的拉曼散射峰均表現出GaAs L0與InAs L0兩種模式。255 cm-1附近的峰是GaAs L0模式，234 cm-1附近的峰是InAs L0模式。在InAs L0模式的低能方向出現一個肩峰，波數為219 cm-1，對應于InAs的T0模式。在(100)背散射條件下，T0模式是不會出現的，其被觀察到可能是由于外延層中的原子不規則排列以及位錯和缺陷使晶格對稱性降低，原來的拉曼選擇定則被破壞［17］。GaAs的T0模式沒有被觀察到可能是因為GaAs組分相對較小。

圖3 In x Ga1-x As/GaAs的室溫Raman散射譜Fig.3 Raman spectroscopy of In x Ga1-x As/GaAs under room temperature

根據拉曼光譜線型的對稱性可以判斷外延層的質量。B.Jussernad等［18］早已研究過合金無序度與拉曼線型的關系，通過測量InGaAs材料的GaAs L0模式頻率的非對稱比(Γa/Γb)，可以研究其合金無序［19］。圖4(a)為B樣品的非對稱線型，圖4(b)為5個樣品的非對稱比(Γa/Γb)與緩沖層厚度的關系。非對稱比越接近1，表明合金有序度越高，材料結晶質量越好。從圖中可以看出，當緩沖層厚度為85 nm時，非對稱比最小，材料有序度最高。該結果也證明了緩沖層厚度存在最優值。

圖4(a)樣品B的非對稱線型;(b)5個樣品的非對稱比(Γa/Γb)與緩沖層厚度的關系。Fig.4 (a)Asymmetry of sample B in Raman spectroscopy.(b)Asymmetry ratio(Γa/Γb)of the samples.

圖5是5個樣品的橫斷面TEM照片。從照片可以看到，幾個樣品的緩沖層與界面處都存在大量位錯，而外延層位錯數量則明顯減少。樣品B中的位錯數量最少，隨著緩沖層厚度的增加，樣品C、D、E的外延層中的位錯數量也隨之增加。這是由于一定厚度的緩沖層能很好地釋放失配應力，將位錯阻斷在界面處;過厚的緩沖層反而不利于應力的釋放，使外延層中位錯增多。從圖中可以看出位錯主要有以下幾種形貌:大量位錯在緩沖層與外延層界面被截斷，沒有向外延層延伸;有的幾個位錯交織成一個位錯向外延層延伸;有的位錯在緩沖層中方向發生偏轉，沒有向外延層延伸;有的位錯會形成位錯環不再生長。

圖5 樣品的橫斷面透射電子顯微鏡照片Fig.5 TEM images of the cross sections of different samples

圖6 樣品B外延層的高分辨透射電子顯微鏡圖像(a)、電子衍射圖(b)和濾波圖像(c)。Fig.6 HRTEM image(a)，selected area electron diffraction patterns(b)，and filtered image(c)of the epilayer of sample B.

為了更好地對比外延層的位錯情況，我們對不同樣品的外延層中近同一個位置拍攝了多個高分辨圖像，通過對高分辨圖像進行傅立葉變換法濾波得到容易觀察位錯的濾波圖像。圖6是以樣品B為例對高分辨圖像進行處理的過程。經過多組高分辨圖處理、計算、統計后得到5個樣品外延層的位錯密度，如表1所示。可以看出，當緩沖層厚度為85 nm時，外延層位錯密度最小。該結果與前面的表征分析結論相一致。

表1 不同緩沖層厚度的樣品外延層(111)原子面位錯密度Table 1 Dislocation density in(111)atomic plane with different buffer thickness

4 結 論

利用MOCVD技術，采用兩步生長法在GaAs襯底上生長了InGaAs材料。過薄的緩沖層無法很好地釋放晶格失配產生的應力，使外延層產生大量位錯及缺陷，材料的表面形貌很差。隨著緩沖層厚度的增大，樣品表面形貌變好，表面粗糙度在幾個納米以內。但外延層的質量卻并非單純隨著緩沖層厚度的增大而逐漸變好，當緩沖層厚度超過一定限度后，外延材料結晶質量及合金有序度都開始下降，外延層中位錯增多，表面粗糙度也隨之增加。綜上，采用兩步生長法在GaAs單晶襯底上生長高In組分的InxGa1-xAs外延材料，其緩沖層厚度存在最優值，越接近最優值，外延材料的質量越好。對于本文在GaAs單晶襯底上生長的InGaAs外延材料而言，緩沖層厚度為85 nm時其質量最好。

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