磁控反應濺射AlN緩沖層對GaN基LED器件性能的影響

農明濤,苗振林,梁智勇,周佐華,蔡炳杰,盧國軍,林傳強,張 宇

(湘能華磊光電股份有限公司,湖南郴州 423000)

磁控反應濺射AlN緩沖層對GaN基LED器件性能的影響

農明濤,苗振林*,梁智勇,周佐華,蔡炳杰,盧國軍,林傳強,張 宇

(湘能華磊光電股份有限公司,湖南郴州 423000)

以直流磁控反應濺射法(RMS)在圖形化藍寶石襯底上制備的AlN薄膜作為緩沖層,采用金屬有機化學氣相沉積法(MOCVD)外延生長了GaN基LED。與MOCVD生長的低溫GaN緩沖層相比,RMS制備的AlN緩沖層具有表面更平整、顆粒更小的形核島,有利于促進GaN外延的橫向生長,減少了形核島合并時的界面數量和高度差異,降低了缺陷和位錯產生的幾率。研究結果表明,濺射AlN緩沖層取代傳統低溫GaN緩沖層后,外延生長的GaN材料具有更高的晶體質量,LED器件在亮度、漏電和抗靜電能力等光電特性上均有明顯提升。

直流磁控反應濺射;氮化鋁緩沖層;氮化鎵基發光二極管;金屬有機化學氣相沉積

1 引 言

GaN作為直接帶隙半導體材料,具有禁帶寬度大、擊穿電場高、電子飽和漂移速度快等優點[1-2],被廣泛應用于發光二極管(LEDs)、激光器(LDs)、探測器和高電子遷移率晶體(HEMTs)等光電子和微電子器件[3-5]。然而,由于GaN和襯底(藍寶石、Si、SiC等)之間存在較大的晶格失配和熱失配[6-7],所以很難直接在異質襯底上生長高質量的GaN單晶薄膜。目前,使用兩步生長法在藍寶石圖形化襯底(PSS)上生長GaN材料是制備高性能LED器件的主流技術[8]。兩步生長法最先由Nakamura等[9]報道,首先在襯底上生長低溫GaN緩沖層,接著再通過高溫退火后生長高質量GaN材料。兩步生長法可顯著減少晶格失配和熱失配引起的位錯等缺陷,但在進一步抑制位錯上仍有一定局限[8]。PSS生長技術可增強外延層的橫向生長,有效抑制位錯的產生,從而提高外延層薄膜質量[10];同時PSS能夠使原本在出射臨界角范圍外的光線通過圖形的反射重新進入臨界角內而從器件內逸出,從而提高了光的提取效率[11]。PSS上兩步生長法的使用大大地提升了GaN材料的晶體質量,但在PSS圖形頂部和平面部分依然會產生大量延伸至GaN材料表面的位錯[12],形成非輻射復合中心和漏電通道,嚴重影響LED器件的發光效率和電學特性[13]。這些位錯的產生與緩沖層成核島大小、表面形貌有很大的關聯[14],因此在PSS上制備高質量的緩沖層對GaN材料外延生長至關重要。雖然通過優化溫度、壓力、Ⅴ/Ⅲ比、速率等[15-18]生長參數可獲得質量較好的緩沖層,但受MOCVD系統的寄生反應的影響[19],很難在PSS上生長出更高質量的緩沖層來進一步提升GaN晶體質量和器件性能。因此,利用其他設備來制備更優緩沖層成為獲取更高質量GaN材料的新方向,但目前相關研究仍然很少。

本文利用直流磁控反應濺射法在PSS上制備AlN薄膜,作為MOCVD外延生長GaN的緩沖層。實驗發現,相比于普通MOCVD低溫生長的GaN緩沖層,濺射AlN緩沖層能明顯提升GaN基LED器件材料的晶體質量和光電性能。

2 實 驗

本實驗利用型號為iTop A230的RMS設備在PSS上制備AlN緩沖層,以純度為99.995%的金屬鋁作為靶材,以氦氣、氮氣和氧氣為反應氣體,濺射偏壓設置為300 V。采用Aixtron公司CRIUSⅠ型號MOCVD設備制備GaN基LED外延片,以三甲基鎵(TMGa)、三甲基銦(TMIn)、三甲基鋁(TMAl)和氨氣(NH3)作為Ga、In、Al及N的來源,以硅烷(SiH4)和二茂鎂(Cp2Mg)作為n型與p型的摻雜源。

首先,將PSS加熱到650℃左右,通入30 cm3/min氦氣、120 cm3/min氮氣和1 cm3/min氧氣,濺射偏壓設置為300 V,在PSS表面上濺射15 nm厚的AlN薄膜。冷卻后,將AlN/PSS放入MOCVD反應腔,升溫至1 050℃左右生長厚度為3.0μm的非摻雜GaN和厚度為3.0μm的Si摻雜n-GaN。接著在800℃生長厚度為200 nm的InGaN/GaN超晶格應力釋放層,之后生長120 nm的有源層,即750℃/850℃交替溫度生長10個周期厚度分別為3 nm/9 nm的InGaN/GaN多量子阱發光層(MQW)。隨后在800℃生長厚度為40 nm的p-AlGaN電子阻擋層,再升溫至950℃生長厚度為100 nm的Mg摻雜的p-GaN。

傳統的低溫GaN緩沖層制備GaN外延片工藝為:首先在1 100℃的H2氛圍下高溫烘烤襯底360 s,然后降溫至約540℃生長厚度為15 nm低溫GaN緩沖層,再升溫至1 050℃左右生長u-GaN及其他LED外延層。

我們利用濺射AlN緩沖層工藝和低溫GaN緩沖層工藝生長了兩組外延片樣品W1、W2,兩組樣品只有緩沖層存在差異。將外延片樣品W1、W2按照生產線上標準工藝制作成尺寸為254μm× 686μm的芯片樣品C1、C2。利用波長為632.8 nm的激光器進行原位監測以記錄GaN生長各階段的反射率強度變化,利用型號為D8 Discover的高分辨率X射線衍射儀(HRXRD)和型號為FEI OSIRIS的透射電子顯微鏡(TEM)對GaN外延片樣品的結晶質量進行表征,使用型號為LEDA-8F P7202的半積分球全自動晶圓點測機測試芯片樣品的光電特性。

3 結果與討論

圖1是基于不同緩沖層生長GaN外延材料的實時反射譜曲線。傳統的低溫GaN緩沖層工藝生長GaN外延材料可分為3個步驟:第一階段是緩沖層生長,即低溫GaN的沉積和再結晶階段,GaN先以立方相和六方相覆蓋在PSS上形成薄膜,再經過高溫退火變成粗糙度很大的島狀結構[20];第二階段是合并生長,即GaN由三維生長向二維生長的過渡階段,緩沖層的形核島逐漸長大、合并,并覆蓋PSS頂部[21];第三階段是二維生長,即GaN沿c軸方向逐層沉積形成表面光滑平整的薄膜。本文的濺射AlN緩沖層工藝在生長GaN時直接從合并階段開始。如圖1所示,在緩沖層階段(W1和W2均為0～1 000 s):W1的起始反射率為0.006 2,經過升溫后變為0.007 4; W2的起始反射率為0.005,經過GaN沉積退火后生成形核島后的反射率為0.005 2,其粗糙度比濺鍍AlN緩沖層大,說明低溫GaN緩沖層的形核島比濺鍍AlN緩沖層大。在合并生長階段(W1為1 000～3 000 s,W2為1 000～3 600 s):W1的反射率先小幅震蕩后迅速上升到飽和區,GaN以二、三維混合模式生長,形核島經歷多次縱向-橫向的生長過程,縮小了每個形核島最終合并時的厚度差異,減少合并時產生界面的數量,使GaN外延很快進入二維生長;而W2的反射率先降到0,經過1 500 s三維生長后上升至震蕩區,GaN主要以三維模式生長形成厚度差異較大GaN晶粒,這些晶粒合并時會產生大量高度差異較大的界面,延長了GaN外延從三維向二維生長的過渡時間。在二維生長階段(W1為3 000～4 800 s、W2為3 600～4 800 s):樣品W1的反射率較高、振幅較大,說明樣品W1的GaN表面粗糙度比W2低,其晶體質量優于W2。

圖1 樣品W1、W2的實時反射曲線,內插圖為500～1 500 s生長曲線。Fig.1 In-situ reflectance curves of sample W1 and W2.Inset shows the curve of 500-1 500 s during epitaxy growth.

圖2 樣品W1(a)和W2(b)的TEM照片,內插圖①、②、③、④分別是W1底面、W1斜面、W2底面、W2斜面的緩沖層形貌。Fig.2 TEM images of sample W1(a)and W2(b).Inset①,②,③,④show the interface between buffer layers and GaN films.

本文采用TEM觀察了W1和W2的橫截面,如圖2所示。對比圖2(a)、(b)可以發現:樣品W1的緩沖層(PSS側壁和底面)的粗糙度小于W2,與圖1中W1起始反射率高于W2相一致。更平整的表面形貌有利于GaN外延的橫向生長,因而樣品W1在更短時間內完成合并生長,其在圖1中的反射率很快上升至震蕩區;而樣品W2的緩沖層具有更大的成核島,GaN外延生長從三維向二維過渡需要更多時間,其在圖1中反射率較晚上升到震蕩區。圖2(a)中GaN外延內部很少看到位錯,其原因可能是樣品W1具有更均勻平整的緩沖層表面形貌,為GaN外延提供一致性更好生長速率和生長方向,減少了合并生長階段產生界面的數量及其高度差異,降低了位錯產生的概率,提高了GaN外延的晶體質量和表面光滑度,這也是W1在二維生長的反射率較高、振幅較大的原因。在圖2(b)中可以看到大量的位錯出現在PSS的底面上方和頂部附近,這是因為W2的緩沖層成核島顆粒較大,導致PSS底面上方和頂部附近在GaN外延合并生長時產生大量高度差異較大的界面,每個GaN島的晶格排列存在一定的差異,當不同GaN島合并時往往會產生缺陷和位錯以便釋放應力,缺陷和位錯的出現降低了外延片的晶體質量和表面光滑度,因而W2在二維生長的反射率較低、振幅較小。總之,從樣品剖面的TEM圖像可以直觀地發現使用濺鍍AlN緩沖層生長的GaN外延片樣品W1的位錯密度遠遠小于低溫GaN緩沖層生長的W2,表明W1的晶體質量優于W2。

為進一步對比不同緩沖層對GaN外延片晶體質量的影響,我們使用XRD測試了樣品W1和W2的(002)和(102)面搖擺曲線,如圖3所示。XRD(002)面搖擺曲線的半高全寬Δωs與薄膜中的螺位錯密度Ns相關,而XRD(102)面搖擺曲線的半高全寬Δωe與薄膜中的刃位錯密度Ne相關,且滿足以下關系[22]:

其中bs=0.518 5 nm和be=0.318 9 nm分別是螺位錯和刃位錯的伯格斯矢量。根據上式和FWHM數值可估算出2個樣品的螺位錯密度和刃位錯密度,如表1所示。與樣品W2相比,樣品W1的螺位錯密度和刃位錯密度都有明顯下降,說明濺射AlN緩沖層可大大提高外延薄膜的晶體質量,這與實時反射曲線和TEM圖像的結果一致。

為闡明基于不同緩沖層生長GaN外延片的晶體質量對LED器件光電參數的影響,我們將外延樣品W1、W2按照生產線上標準工藝制作成尺寸為254μm×686μm的芯片樣品C1、C2。利用點測機在正向150 mA下測試發光功率(LOP),在反向-5 V下測試漏電流(IR),在人體模式(HBM)2 000 V下測試抗靜電能力(ESD),求得所有芯粒光電參數的平均值,如表2所示。在150 mA電流驅動下,濺射AlN緩沖層制備的樣品C1光輸出功率為128.4 mW,比低溫GaN緩沖層制備樣品C2(118.6 mW)高8.3%。在反向5 V電壓下,樣品C1的漏電流為0.010 3μA,明顯優于樣品C2(0.042 6μA)。樣品C1在人體模式(HBM)2 000 V下的抗靜電良率為97.5%,比樣品C2(90.9%)高6.6%。發光和漏電改善的主要原因是在濺射AlN薄膜上生長的GaN基LED材料中的位錯密度更低,減少了非輻射復合中心和漏電通道。同時,位錯密度的降低減少了高壓沖擊下LED器件被擊穿的通道,明顯改善了器件的抗靜電能力[23]。此外,據相關文獻報道,穿透位錯能夠沿著c軸生長方向到達量子阱有源區,并在有源區形成V型缺陷,破壞InGaN/GaN量子阱界面,進而影響量子阱發光特性[24]。這意味著更低的位錯密度會帶來更高的發光效率,與本文實驗結果十分吻合。另外,PSS和緩沖層、緩沖層和GaN界面對LED器件出光效率也有很大的影響,濺射AlN緩沖層的界面更清晰和平整,其反射效率更高,因而亮度更高。

圖3 樣品W1、W2的XRD搖擺曲線。(a)(002)搖擺曲線;(b)(102)搖擺曲線。Fig.3 XRD rocking curves of(002)(a)and(102)(b) crystal face

表1 樣品W 1、W 2的XRD搖擺曲線的FWHM和位錯密度Table 1 FWHM of XRD rocking curves and dislocation density of sampleW1 and W2

表2 芯片樣品C1和C2的主要光電參數測試值Table 2 Main photoelectric properties of sample C1 and C2

4 結 論

利用外延生長實時反射譜、XRD和TEM研究了直流磁控反應濺射AlN緩沖層對PSS外延GaN薄膜質量及LED器件性能的影響。結果表明,與MOCVD低溫GaN緩沖層對比,濺射AlN緩沖層具有更平整的表面形貌和更小體積的形核島,可促進u-GaN薄膜的橫向外延,減少合并時PSS底面上方和頂部附近產生界面的數量和高度差異,降低缺陷和位錯產生的幾率。晶體質量的提升降低了非輻射復合中心和漏電通道,明顯改善了LED器件的亮度、漏電和抗靜電能力。

[1]Nakamura S.The roles of structural imperfections in InGaN-based blue light-emitting diodes and laser diodes[J]. Science,1998,281(5379):956-961.

[2]Chen Y,Wang W X,Li Y,et al.High quality GaN layers grown on SiC substrates with AlN buffers by metal organic chemical vapor deposition[J].Chin.J.Lumin.(發光學報),2011,32(9):896-901(in Chinese).

[3]Wang X L,WangW X,Jiang Y,et al.Luminescent performances of green InGaN/GaN MQW LED employing superlattices strain adjusting structures[J].Chin.J.Lumin.(發光學報),2011,32(11):1152-1158(in Chinese).

[4]Skierbiszewski C,Siekacz M,Turski H,et al.AlGaN-free laser diodes by plasma-assisted molecular beam epitaxy[J]. Appl.Phys.Express,2012,5(2):022104-1-3.

[5]Chen X,Xing Y H,Han J,et al.Influence of Al composition on electrical and structural properties of AlxGa1-xN/AlN/ GaN HEMTmaterials grown by MOCVD[J].Chin.J.Lumin.(發光學報),2013,34(12):1646-1650(in Chinese).

[6]Chen W C,Tang H L,Luo P,et al.Research progress of substratematerials used for GaN-based light emitting diodes [J].Acta Phys.Sinica(物理學報),2014,63(6):8103-8103(in Chinese).

[7]Han N,Park Y J,Han M,etal.Threading dislocation reduction in epitaxial GaN using V-groove patterned sapphire substrate with embedded silica nanospheres[J].Mater.Lett.,2014,123:97-100.

[8]Huang H M,Yang G,Wang H,et al.Improvement of GaN thin-film quality grown on patterned sapphire substrate by high-temperature pre-growth treatment[J].Chin.J.Lumin.(發光學報),2014,35(8):980-985(in Chinese).

[9]Nakamura S.GaN growth using GaN buffer layer[J].Jpn.J.Appl.Phys.B,1991,30:1705-1707.

[10]Shin H Y,Kwon SK,Chang Y I,etal.Reducing dislocation density in GaN films using a cone-shaped patterned sapphire substrate[J].J.Cryst.Growth,2009,311(17):4167-4170.

[11]Huang X H,Liu JP,Kong J J,et al.High-efficiency InGaN-based LEDs grown on patterned sapphire substrates[J]. Opt.Express,2011,S4:A949-A955.

[12]Kim TH,Ru H,Noh Y K,et al.Microstructural properties and dislocation evolution on a GaN grown on patterned sapphire substrate:A transmission electronmicroscopy study[J].J.Appl.Phys.,2010,107(6):063501-1-4.

[13]Sugahara T,Hao M,Wang T,et al.Role of dislocation in InGaN phase separation.[J].Jpn.J.Appl.Phys.,1998, 37:L1195-L1195.

[14]Guo R H,Lu T P,Jia ZG,et al.Effect of interface nucleation time of the GaN nucleation layer on the crystal quality of GaN film[J].Acta Phys.Sinica(物理學報),2015,64(12):127305-1-5(in Chinese).

[15]YiM S,Lee H H,Kim D J,etal.Effects of growth temperature on GaN nucleation layers[J].Appl.Phys.Lett.,1999, 75(15):2187-2189.

[16]Doverspike K,Rowland LB,Gaskill D K,etal.The effectofGaN and AlN buffer layers on GaN film properties grown on both c-plane and a-plane sapphire[J].J.Electron.Mater.,1995,24:269-273.

[17]Yang T,Uchida K,Mishima T,et al.Control of initial nucleation by reducing theⅤ/Ⅲratio during the early stages of GaN growth[J].Phys.Stat.Sol.(a),2000,180:45-50.

[18]Kim D J,Moon Y T,Ahn K S,et al.In situ normal incidence reflectance study on the effect of growth rate of nucleation layer on GaN bymetal-organic chemical vapor deposition[J].J.Vac.Sci.Technol.B,2000,18:140-143.

[19]Wang L,Wang L,Ren F,etal.GaN grown on AlN/sapphire templates[J].Acta Phys.Sinica(物理學報),2010,59 (11):8021-8025(in Chinese).

[20]Lee JH,Lee D Y,Oh BW,et al.Comparison of InGaN-based LEDs grown on conventional sapphire and cone-shape-patterned sapphire substrate[J].IEEE Trans.Electron.Dev.,2010,57(1):157-163.

[21]Liang M,Wang G H,LiH J,etal.Low threading dislocation density in GaN films grown on patterned sapphire substrates [J].J.Semicond.(半導體學報),2012,33(11):113002-1-5(in English).

[22]Kang D H,Song JC,Shim B Y,etal.Characteristic comparison of GaN grown on patterned sapphire substrates following growth time[J].Jpn.J.Appl.Phys.,2007,46(4B):2563-2566.

[23]Kong J,Feng M X,Cai J,et al.GaN grown on nano-patterned sapphire substrates[J].J.Semicond.(半導體學報), 2015,36(4):043003-1-5(in English).

[24]Le L C,Zhao D G,Jiang D S,et al.Carriers capturing of V-defect and its effect on leakage current and electroluminescence in InGaN-based light-emitting diodes[J].Appl.Phys.Lett.,2012,101(25):252110-1-4.

Effect of AlN Buffer Layer Prepared by Reactive M agnetron Sputtering on GaN-based LEDs

NONG Ming-tao,MIAO Zhen-lin*,LIANG Zhi-yong, ZHOU Zuo-hua,CAIBing-jie,LU Guo-jun,LIN Chuan-qiang,ZHANG Yu
(Xiangneng Hualei Optoelectronic Co.,Ltd.,Chenzhou 423000,China)
*Corresponding Author,E-mail:zhenlinmiao@163.com

AlN films were prepared on patterned sapphire substrates(PSS)by direct-current reactivemagnetron sputtering(RMS)and used as buffer layers.The crystal quality and optical properties of GaN films grown bymetal-organic chemical vapor deposition(MOCVD)with AlN buffer layers were investigated.Compared with conventional low temperature GaN buffer layers,the RMSAlN buffer layers have smoother and smaller nucleation islands,which benefits the lateral growth and the coalesce of three-dimensional GaN islands.It is found that GaN-based LEDs with RMS AlN buffer layers have higher light output power,lower electric leakage and stronger electrostatic discharge (ESD)characteristic owning to the lower threading dislocation density(TDD).

direct-current reactivemagnetron sputtering;AlN buffer layer;GaN-based LEDs;metal-organic chemical vapor deposition

農明濤(1987-),男,廣西南寧人,助理工程師,2009年于廈門大學獲得學士學位,主要從事GaN基LED材料和器件方面的研究。E-mail:nongmingtao@163.com

苗振林(1978-),男,河南漯河人,高級工程師,2010年于北京大學獲得博士學位,主要從事GaN基LED材料和器件方面的研究。E-mail:zhenlinmiao@163.com

TN303;TN304

A

10.3788/fgxb20153612.1452

1000-7032(2015)12-1452-06

2015-08-21;

2015-10-21