GaN综述.docx

1、GaN综述GaN材料的研究与应用是目前全球半导体研究的前沿和热点，是研制微电子器件、光电子器件的新型半导体材料，并与SiC、金刚石等半导体材料一起，被誉为是继第一代Ge、Si半导体材料、第二代GaAs、InP化合物半导体材料之后的第三代半导体材料。它具有宽的直接带隙、强的原子键、高的热导率、化学稳定性好（几乎不被任何酸腐蚀）等性质和强的抗辐照能力，在光电子、高温大功率器件和高频微波器件应用方面有着广阔的前景。 纤锌矿GaN的特性(W) 闪锌矿GaN的特性(Z) 带隙能量 Eg(300k)=3.39eVEg(6k6k)=3.50eV Eg(300k)=3300.02eVEg(300k)=3.45

2、eVEg(300k)=3.2eV 带隙温度系数(T=300k) dEg/(dT)=6.0104eV/k 带隙压力系数(T=300k) dEg/(dP)=4.2103eV/kbar 晶格常数 a=0.3189nma=0.5185nm a=0.452nm4.55nma=0.454nma=0.4531nma=0.45nma=0.452nm0.05nm 热膨胀系数(T=300k) a/a=5.59106kc/c=3.17106k 热导率 R=1.3W/cmk 折射率 n=(1eV)=2.33n=(3.38ev)=2.67 介电常数 O=8.9O=9.5O=5.354 电子有效质量 me=0.20=0.

3、02mO 声子模式(T=300k) A1(TO)=532cm1E1(TO)=560cm1E2144.569cm1A1(LO)=710cm1E1(LO)=741cm1 740cm1403cm1 2GaN材料的特性 GaN是极稳定的化合物，又是坚硬的高熔点材料，熔点约为1700，GaN具有高的电离度，在族化合物中是最高的（0.5或0.43）。在大气压力下，GaN晶体一般是六方纤锌矿结构。它在一个无胞中有4个原子，原子体积大约为GaAs的一半。因为其硬度高，又是一种良好的涂层保护材料。 2.1GaN的化学特性 在室温下，GaN不溶于水、酸和碱，而在热的碱溶液中以非常缓慢的速度溶解。NaOH、H2SO

4、4和H3PO4能较快地腐蚀质量差的GaN，可用于这些质量不高的GaN晶体的缺陷检测。GaN在HCL或H2气下，在高温下呈现不稳定特性，而在N2气下最为稳定。 GaN的电学特性是影响器件的主要因素。未有意掺杂的GaN在各种情况下都呈n型,最好的样品的电子浓度约为41016/cm3。一般情况下所制备的P型样品，都是高补偿的。 很多研究小组都从事过这方面的研究工作，其中中村报道了GaN最高迁移率数据在室温和液氮温度下分别为n=600cm2/vs和n=1500cm2/vs，相应的载流子浓度为n=41016/cm3和n=81015/cm3。近年报道的MOCVD沉积GaN层的电子浓度数值为41016/cm

5、3、1016/cm3；等离子激活MBE的结果为8103/cm3、1017/cm3。 未掺杂载流子浓度可控制在10141020/cm3范围。另外，通过P型掺杂工艺和Mg的低能电子束辐照或热退火处理，已能将掺杂浓度控制在10111020/cm3范围。 2.4GaN的光学特性 人们关注的GaN的特性，旨在它在蓝光和紫光发射器件上的应用。Maruska和Tietjen首先精确地测量了GaN直接隙能量为3.39eV。几个小组研究了GaN带隙与温度的依赖关系，Pankove等人估算了一个带隙温度系数的经验公式：dE/dT=6.0104eV/k。Monemar测定了基本的带隙为3.503eV0.0005eV

6、，在1.6kT为Eg=3.503（5.08104T2)/(T996)eV。 另外，还有不少人研究GaN的光学特性。 3GaN材料生长 GaN材料的生长是在高温下，通过TMGa分解出的Ga与NH3的化学反应实现的，其可逆的反应方程式为： GaNH3=GaN3/2H2 生长GaN需要一定的生长温度，且需要一定的NH3分压。人们通常采用的方法有常规MOCVD(包括APMOCVD、LPMOCVD)、等离子体增强MOCVD（PEMOCVD）和电子回旋共振辅助MBE等。所需的温度和NH3分压依次减少。本工作采用的设备是APMOCVD，反应器为卧式，并经过特殊设计改装。用国产的高纯TMGa及NH3作为源程序

7、材料，用DeZn作为P型掺杂源，用（0001）蓝宝石与（111）硅作为衬底采用高频感应加热，以低阻硅作为发热体，用高纯H2作为MO源的携带气体。用高纯N2作为生长区的调节。用HALL测量、双晶衍射以及室温PL光谱作为GaN的质量表征。要想生长出完美的GaN，存在两个关键性问题，一是如何能避免NH3和TMGa的强烈寄生反应，使两反应物比较完全地沉积于蓝宝石和Si衬底上，二是怎样生长完美的单晶。为了实现第一个目的，设计了多种气流模型和多种形式的反应器，最后终于摸索出独特的反应器结构，通过调节器TMGa管道与衬底的距离，在衬底上生长出了GaN。同时为了确保GaN的质量及重复性，采用硅基座作为加热体，

8、防止了高温下NH3和石墨在高温下的剧烈反应。对于第二个问题，采用常规两步生长法，经过高温处理的蓝宝石材料，在550，首先生长250A0左右的GaN缓冲层，而后在1050生长完美的GaN单晶材料。对于Si衬底上生长GaN单晶，首先在1150生长AlN缓冲层，而后生长GaN结晶。生长该材料的典型条件如下： NH3：3L/min TMGa：20mol/minV/=6500 N2：34L/min H2：21000)进行族氮化物的生长。由于使用了难于裂解并易于与族金属有机物发生寄生反应的NH作为N源，所以需要严格地控制生长条件，并改进生长设备。 Amano等人第一个采用射频感应加热大气压MOCVD(AP

9、-MOCVD)方法生长出了高质量的单晶GaN薄膜材料。Nakamura等人在1990年开发出了双束流大气压MOCVD(TF-APMOCVD)生长技术，采用该技术于1991年生长出了器件质量的p型GaN晶体。近年来，人们又尝试采用在As-、P-系三族化合物材料中广泛使用的低压MOCVD (LP-MOCVD)方法进行GaN材料的生长，并取得了满意的结果。此外LP-MOCVD方法和Nakamura等人开发的TF-APMOCVD方法相比，可一次在反应室中装入多个衬底外延生长，更加适合于规模化生产。 MOCVD方法的生长速率适中，可以比较精确地控制膜厚，特别适合于LEDs和LDs的大规模工业化生产。目前

10、已经成为使用最多，生长材料和器件质量最高的方法。美国的EMCORE和AIXTRON公司以及英国的Thomas Swan公司都已经开发出用于工业化生产的族氮化物MOCVD(LP-MOCVD)设备。 2.1.2 分子束外延(MBE)技术 这种生产技术有两个分支：气源分子速外延(GSMBE)和金属有机分子束外延(MOMBE)。第一种方法直接以Ga或Al的分子束作为族源，以NH作为N源，在衬底表面反应生成氮化物。采用该方法可以在较低的温度下实现GaN生长。但在低温下，NH的裂解率低，与族金属的反应速率较慢，生成物分子的可动性差，晶体质量不高。为了提高晶体质量，人们研究了以RF或ECR等离子体辅助增强技

11、术激发N作为N源，并取得了较为满意的结果。第二种方法以Ga或Al的金属有机物作为族源，以等离子体或离子源中产生的束流作为N源，在衬底表面反应生成氮化物。采用该方法可以实现在较低的温度下实现GaN生长。而且采用这种方法方法解决了NH在低温时裂解率低的问题，有望得到好的晶体质量。 这种方法的生长速率较慢，可以精确地控制膜厚，特别适合于量子阱、超晶格等超薄层结构的材料生长。但对于外延层较厚的器件(如LEDs， LDs)，生长时间较长，不能满足大规模生产的要求。而且当采用等离子体辅助方式时，要采取措施避免高能离子对于薄膜的损伤。 2.1.3 卤化物汽相外延(HVPE)技术 人们最早就是采用了这种生长技

12、术制备出了GaN单晶薄膜。这种生长技术以GaCl为镓源，NH为N源，在1000左右在蓝宝石衬底上可以快速生长出质量极好的GaN薄膜，生长速度最快可以达到每小时几百微米，位错密度可以降到10cm以下。这是可以和目前的体单晶材料质量媲美的(体单晶中的位错密度为109cm左右)。采用这种技术可以快速生长出低位错密度的厚膜，可以用做采用其它方法进行同质外延生长的衬底。并且和衬底分离的GaN薄膜有可能成为体单晶GaN晶片的替代品。HVPE的缺点是很难精确控制膜厚，反应气体对设备具有腐蚀性，影响GaN材料纯度的进一步提高。 2.1.4 两步生长工艺 由于GaN和常用的衬底材料的晶格失配度大，为了获得晶体质

13、量较好的GaN外延层，一般采用两步生长工艺。首先在较低的温度下(500600)生长一层很薄的GaN和AIN作为缓冲层(buffer)，再将温度调整到较高值生长GaN外延层。Akasaki首先以AIN作为缓冲层生长得到了高质量的GaN晶体。AIN能与GaN很好匹配，而和蓝宝石衬底匹配不好，但由于它很薄，低温沉积的无定型性质，会在高温生长GaN外延层时成为结晶体，为GaN和蓝宝石晶格去耦(decoupling)。随后Nakamura发现以GaN为缓冲层可以得到更高质量的GaN晶体。 2.1.5 选区外延生长(Selective Area Epitaxial Growth)或侧向外延生长(Later

14、al Epitaxial Growth)技术 采用这种技术可以进一步减少位错密度，改善GaN外延层的晶体质量。首先在合适的衬底上(蓝宝石或碳化硅)沉积一层GaN，再在其上沉积一层多晶态的SiO掩膜层，然后利用光刻和刻蚀技术，形成GaN窗口和掩膜层条。在随后的生长过程中，外延GaN首先在GaN窗口上生长，然后再横向生长于SiO条上。试验结果表明：生长于SiO条上的GaN其位错密度比GaN窗口上小几个数量级。目前ELO技术已经应用于蓝光LDs，并获得了满意的结果。这种方法的问题是在横向生长区域的GaN外延层发生了c轴的倾斜现象，而且在接合区域形成位错。 2.1.6 悬空外延技术(Pendeo-ep

15、itaxy) 采用这种方法可以大大减少由于衬底和外延层之间晶格失配和热失配引发的外延层中大量的晶格缺陷，从而进一步提高GaN外延层的晶体质量。首先在合适的衬底上( 6H-SiC或Si)采用两步工艺生长GaN外延层。然后对外延膜进行选区刻蚀，一直深入到衬底。这样就形成了GaN/缓冲层/衬底的柱状结构和沟槽交替的形状。然后再进行GaN外延层的生长，此时生长的GaN外延层悬空于沟槽上方，是在原GaN外延层侧壁的横向外延生长。采用这种方法，不需要掩膜，因此避免了GaN和腌膜材料之间的接触。于是生长在沟槽上空的GaN外延层应该是无应力的。测试结果还表明：存在于原GaN外延层中的位错并没有传播到悬空于沟槽

16、上方的GaN外延层中去。这种方法的问题是为了形成GaN/缓冲层/衬底的柱状结构，需要采用干刻蚀法，但当原来的GaN外延层太厚和采用蓝宝石衬底时，刻蚀变得非常困难。 2.2 材料掺杂 非故意掺杂的GaN样品一般都存在较高(10cm)的n型本底载流子浓度，一般认为是由于氮空位引起的。现在好的非掺杂GaN样品的n型本底载流子浓底可以降低到10cm左右，室温下的电子迁移率可以达到900cm/Vs。采用Al-GaN/GaN异质结构可以提高电子迁移率，这种提高归因于异质结界面处形成的二维电子气(2DEG)。由于非掺杂样品的n型本底载流子浓底较高，制造p型GaN样品的技术难题曾一度限制了GaN器件的发展。1

17、988年Akasaki等人首先通过低能电子束辐照(IEEBI)，实现了掺Mg的GaN样品表面的p型化，随后Nakamura等人采用热退火处理技术，更好更方便的实现了掺Mg的GaN样品的p型化。目前已经可以制备载流子浓度为10-10cm的p型GaN半导体材料。n型GaN半导体材料的获得是通过掺Si和Ge来实现的。载流子浓度范围分别为10-210cm和710-10cm。 2.3 三元合金及异质结果GaN、AIN、InN都属于直接带隙结构，而且这三种氮化物可以以任意比例混溶，形成InGaN或AlGaN合金等，进而相互之间形成各种要求的异质结构，从而在光电子和微电子领域充分获得潜在的应用。下面就AlG

18、aN、InGaN合金以及相关异质结构发展分别做一介绍。 2.3.1 AlGaN合金 AlGaN合金因为在AlGaN/GaN异质结构中的潜在应用而得到了人们最早的注意。在AlGaN合金中只需要少量组份的AIN即可提供足够的载流子和光学场约束来满足器件需要。在-族化合物中，为了做到这一点往往需要组纷难以控制的四元合金。 自从1973年人们首次合成GaN-AIN固溶体以来，已经有许多小组合成了AlGaN合金。所有的样品都呈n型导电特性，而且载流子浓度和迁移率随着Al摩尔数的增加单调减少。Yoshida等人对整个组份范围内的AlGaN合金进行了全面研究。发现和依据Vegard法则预言的值相比，带隙能随

19、组份的变化偏高，而晶格常数随组份的变化偏低。当AlN的组份从零增加到40%时，非掺杂AlGaN合金的电阻率从10cm激增到109cm，成为高阻绝缘样品。而载流子的浓度从210cm减少到10cm。 2.3.2 InGaN合金 人们对InGaN合金的兴趣主要在于通过调整合金组份可以把氮化物材料的发光波长扩展到可见光范围。在早期的InGaN合金生长中，为了抑制InGaN的分解，一般是采用MOCVD方法在500的低温下生长，但膜层质量很差，呈多晶状态。Yoshimoto等人采用MOCVD方法在800首先生长出了高质量的单晶InGaN合金，而且观察到了低温PL谱。由于高温生长引起In组份的蒸发，他们只获得了最高23%InN摩尔分量的合金膜。Nakamura和Mukai采用双束流MOCVD获得了高达30% InN摩尔分量的高质量InGaN合金薄膜。而且他们发现在其它生长参数不变的情况下，通过调整衬底温度可以连续的改变合金中的InN组份。合金带隙发光峰值波长随组份的变化(从364nm到465nm)符合Vegard法则。 2.3.3 异质结构