Кристаллография, 2020, T. 65, № 1, стр. 119-123

ВВЕДЕНИЕ

Нитриды металлов третьей группы и их тройные соединения привлекают все больше внимания из-за очевидных преимуществ их использования в современной опто- и микроэлектронике [1, 2]. В настоящий момент активно развивается направление формирования структур GaN на Si и создания транзисторов с высокой подвижностью электронов на их основе [3, 4]. Использование кремния в качестве подложек вызывает большой интерес благодаря возможности интеграции нитридных технологий с кремниевыми, а также быстрой адаптации современных кремниевых производств к технологии GaN на Si. Кроме того, коммерческая доступность подложек кремния диаметром 8 дюймов и более позволяет значительно снизить стоимость разрабатываемых нитридных устройств. Однако существенной проблемой формирования пленок GaN на кремниевых подложках является различие постоянных решеток (17%) и коэффициентов термического расширения (56%), которое приводит к росту высокодефектных кристаллов и образованию трещин в пленке GaN из-за растягивающих напряжений [5]. Кроме того, Ga активно реагирует с Si с образованием капель расплава на поверхности, а также проводящего канала на границе с кремнием [6].

Использование в качестве буфера AlN позволяет предотвратить реакцию между Ga и Si. Одним из ключевых моментов начальной стадии роста AlN методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений является необходимость предварительной подачи (предзапуска) алюминия для предотвращения нитридизации поверхности кремния с образованием аморфного Si_xN_y. Для получения пленок высокого кристаллического качества требуется проводить рост при высоких температурах [7]. Однако ввиду полярной природы AlN и эффекта автодопирования подложки кремния атомами Al [8] рост высококачественных слоев AlN при температурах свыше 900°С приводит к формированию инверсного канала, который снижает пробивные напряжения и малосигнальные характеристики транзисторов [9, 10]. В то же время, как было показано в [11], рост AlN при температурах ниже 850°С позволяет подавить образование проводящего канала на гетерогранице AlN–Si. В настоящей работе применен подход двухстадийного формирования пленки AlN: рост низкотемпературного зародышевого слоя AlN для подавления образования проводящего канала с последующим формированием высокотемпературного слоя для улучшения кристаллического качества пленок AlN. Отметим, что рост на второй стадии проводился при температурах ниже 1000°С для уменьшения эффекта автодопирования подложки. В работе исследовано влияние времени предзапуска на кристаллическое качество выращенных пленок AlN.

ДЕТАЛИ ЭКСПЕРИМЕНТА

Эпитаксиальные слои AlN были выращены методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений на установке AIXTRON 2600 G3 с планетарным реактором. В качестве подложек использованы подложки монокристаллического кремния (111) диаметром 2 дюйма. Для удаления естественного оксида подложки кремния подвергали химической обработке в водном растворе плавиковой кислоты HF : H₂O (1 : 10). В качестве прекурсоров были использованы триметилалюминий (TMAl) и аммиак (NH₃), в качестве газа-носителя – водород. Перед ростом подложки отжигали в атмосфере водорода в течение 10 мин при температуре 950°С. Низкотемпературный слой толщиной 30 нм был выращен при температуре 740°С. Высокотемпературный слой толщиной 300 нм сформирован при температуре 970°С в потоках (стандартные условия) TMAl 70 см³/мин и NH₃ 4000 см³/мин. Давление в процессе роста составило 50 мбар. Время предзапуска TMAl варьировалось от нуля до 30 с. Заметим, что время полного оборота подложки вокруг инжектора газа составляет 5 с. То есть времена предзапуска в диапазоне 5–30 с были выбраны кратными числу полных оборотов (1, 2, 4 и 6 об. соответственно). Так как сокращение времени эквивалентно уменьшению потока при предзапуске, для сохранения времени предзапуска, равного времени одного полного оборота, дальнейшее снижение объема поступающего алюминия осуществляли путем снижения потока TMAl от 70 см³/мин до нуля. Далее для простоты изложения за малые времена предзапуска принимают пересчитанные эквивалентные времена (0–5 с). Температуру подложки и скорость роста определяли с помощью оптического интерферометра (λ = 880 нм).

Характеристики сформированных пленок были исследованы методом рентгеноструктурного анализа (РСА) на установке SmartLab (Rigaku, Япония) в режимах θ–2θ- и ω-сканирования. Морфологию контролировали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) с использованием микроскопа Quanta 3D 200i (FEI, США).

Для исследования образцов методами просвечивающей и просвечивающей растровой электронной микроскопии (ПЭМ и ПРЭМ) были приготовлены поперечные срезы структур. После механического утонения до толщины 20–40 мкм следовало утонение ионами Ar⁺ в установке Gatan 691 PIPS (Gatan, США) при ускоряющем напряжении 5 кэВ до образования отверстия. Окончательную полировку осуществляли ионами с энергией до 0.1 кэВ. Исследование образцов методами ПЭМ и ПРЭМ проводили в электронном микроскопе TITAN 80–300 (FEI, США) с корректором сферической аберрации зонда в режимах светлого и темного поля. В последнем случае при сканировании образца использовали высокоугловой кольцевой детектор рассеянных электронов (Fischione, CША). Ускоряющее напряжение составляло 300 кВ.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Результаты измерения полной ширины кривой качания на полувысоте (ПШПВ) для симметричного отражения 0002 высокотемпературного слоя пленок AlN в зависимости от времени предзапуска TMAl представлены в табл. 1. Как предложено в [12], плотность проникающих винтовых дислокаций D_в.д рассчитана по формуле

где b_в.д – длина вектора Бюргерса винтовой дислокации b = c〈0001〉. Для AlN b_в.д = 4.988 Å.

Как видно из представленных данных, кристаллическое качество сформированных пленок AlN улучшалось при снижении времени предзапуска от 30 до 1 с. При дальнейшем уменьшении времени предзапуска наблюдается ухудшение качества AlN.

На дифрактограммах пленок с большими временами предзапуска (20–30 с) наблюдаются как пики 0002, соответствующие ориентации, необходимой для последующего роста структур с двумерным электронным газом, так и пики 10$\bar {1}$1, соответствующие нежелательной ориентации – полуполярным слоям AlN (рис. 1). По всей видимости, при длительных временах предзапуска на поверхности образуются трехмерные крупные островки жидкого Al, не обладающие упорядоченной структурой. После подачи аммиака в этих островках образуются кристаллиты AlN различных ориентаций. Похожий механизм наблюдался в [13]. Заметим, что при снижении времени предзапуска до 10 с полуполярная ось полностью пропадает, а интенсивность отражения 0002 существенно возрастает (рис. 1).

На рис. 2 представлена эволюция морфологии поверхности пленок при снижении времени предзапуска. При времени 30 с поверхность пленки имеет рисоподобную структуру (рис. 2а). При сокращении времени предзапуска количество рисоподобных гранул уменьшается, и образуются шарообразные гранулы AlN (рис. 2б). Дальнейшее снижение времени предзапуска приводит к более эффективной коалесценции зародышевых островков и формированию пленки с менее развитым рельефом и гладкой поверхностью между областями выхода проникающих дислокаций (рис. 2в). При дальнейшем уменьшении времени предзапуска наблюдается ухудшение кристаллического качества пленки (табл. 1), а поверхность характеризуется развитым рельефом (рис. 2г).

Известно, что размеры и плотность зародышевых островков являются ключевым фактором для получения пленок высокого кристаллического качества [14]. Таким образом, время предзапуска, т.е. количество Al на подложке, влияет на размеры и плотность островков AlN при росте зародышевого низкотемпературного слоя. По-видимому, атомы Al на поверхности кремния играют роль центров зародышеобразования AlN при последующем росте. После подачи в реактор аммиака азот образует связи с расположенным на поверхности Al, и формируется атомарный слой AlN. Дальнейшее формирование зародышей AlN происходит преимущественно в данных областях.

Как отмечалось ранее, длительные времена предзапуска (более 20 с) приводят к образованию полуполярных слоев из-за формирования крупных трехмерных островков Al, в то время как при временах предзапуска менее 20 с образования нежелательных ориентаций не наблюдается. Это может свидетельствовать о том, что при снижении времени предзапуска на поверхности кремния формируются преимущественно двумерные островки Al.

Ввиду низкой температуры проведения предзапуска и осаждения зародышевого слоя адатомы Al обладают низкой подвижностью и будут в основном “прилипать” к поверхности в месте их адсорбции на подложке. При временах предзапуска ∼10 с образуется большое количество центров зародышеобразования, что приводит к высокой плотности зародышевых островков AlN малых размеров после роста низкотемпературного слоя. В этом случае происходит быстрая коалесценция островков, что препятствует эффективной аннигиляции проникающих дислокаций. Снижение времени предзапуска уменьшает количество центров зародышеобразования, и при времени 1 с формируются оптимальные плотность и размеры зародышевых островков AlN, необходимые для эффективной коалесценции и снижения количества проникающих дислокаций.

В то же время при малых временах предзапуска (менее 1 с) плотность центров зародышеобразования становится низкой, что приводит к формированию малого количества зародышевых островков AlN разного диаметра и разной высоты и, как следствие, к формированию пленки худшего кристаллического качества.

Таким образом, подбор времени предзапуска TMAl обеспечивает формирование оптимального количества центров зародышеобразования, а соответственно и формирование системы зародышевых островков необходимой плотности и размеров, что позволяет получать пленки AlN высокого кристаллического качества. Для пленки, сформированной при времени предзапуска 1 с, ПШПВ рефлекса 0002 составила 0.59°. Кристаллическое качество полученных в работе пленок AlN на сегодняшний день наилучшее среди пленок AlN, выращенных на кремнии методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений при температуре ниже 1000°С.

Проведенный анализ сформированных пленок при помощи ПРЭМ показал, что пленки AlN кристаллические. На гетерогранице наблюдается искажение кристаллической решетки, связанное с различиями в постоянных решеток AlN и Si (рис. 3).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Были выращены пленки AlN по предложенной двухстадийной схеме роста с низкотемпературным зародышевым слоем AlN методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений. Пленки были исследованы методами РСА, РЭМ и ПРЭМ. Обнаружено, что при длительных временах предзапуска TMAl формируются нежелательные полуполярные слои (10$\bar {1}$1), что связано с образованием трехмерных капель Al на поверхности кремния. Показано, что путем варьирования времени предзапуска TMAl (количества Al на подложке) можно контролировать плотность и размеры зародышевых островков AlN. Оптимальное покрытие поверхности достигается при времени предзапуска 1 с. Для пленки, выращенной при оптимальных условиях, ПШПВ рефлекса 0002 составила 0.59°. Таким образом, показана возможность получения качественных пленок AlN при температурах роста ниже 1000°С, что может оказаться существенным для развития технологии формирования структур для транзисторов с высоким пробивным напряжением.

Анализ пленок методами РСА и ПРЭМ проводился в Ресурсном центре лабораторных рентгеновских методов “РЕНТГЕН” и Ресурсном центре зондовой и электронной микроскопии “НАНОЗОНД” (Курчатовский комплекс НБИКС-природоподобных технологий).