李言榮，朱 俊，羅文博，張萬里，劉興釗

(電子科技大學電子薄膜與集成器件國家重點實驗室，四川成都610054)

GaN基底上集成介電薄膜材料的生長方法研究

李言榮，朱 俊，羅文博，張萬里，劉興釗

(電子科技大學電子薄膜與集成器件國家重點實驗室，四川成都610054)

將以極化為特征、具有豐富功能特性的介電氧化物材料通過外延薄膜的方式，在半導體GaN上制備介電氧化物/GaN集成薄膜，其多功能一體化與界面耦合效應(yīng)可推動電子系統(tǒng)單片集成化的進一步發(fā)展。然而，由于2類材料物理、化學性質(zhì)的巨大差異，在GaN上生長介電薄膜會出現(xiàn)嚴重的相容性生長問題。采用激光分子束外延技術(shù)(LMBE)，通過彈性應(yīng)變的TiO2的緩沖層來減小晶格失配度，降低介電薄膜生長溫度，控制界面應(yīng)變釋放而產(chǎn)生的失配位錯，提高了介電薄膜外延質(zhì)量;通過低溫外延生長MgO阻擋層，形成穩(wěn)定的氧化物/GaN界面，阻擋后續(xù)高溫生長產(chǎn)生的擴散反應(yīng);最終采用TiO2/MgO組合緩沖層控制介電/GaN集成薄膜生長取向、界面擴散，降低集成薄膜的界面態(tài)密度，保護GaN半導體材料的性能。所建立的界面可控的相容性生長方法，為相關(guān)集成器件的研發(fā)提供了一條可行的新途徑。

介電薄膜;GaN;緩沖層;界面控制;集成生長

1 前言

氧化物介電材料具有鐵電、壓電、熱釋電、高k介電、非線性光學等多種性能，在電阻、電容、電感、微波電路元件以及其他無源電子器件中有重要和廣泛的應(yīng)用。半導體材料具有電子輸運特性，是微電子和光電子工業(yè)的基礎(chǔ)材料，成為各種有源電子器件的支撐主體。近年來，電子信息系統(tǒng)的微小型化和單片化的需求，不斷促進了電子材料的薄膜化和電子器件的片式化的快速發(fā)展。為此，將功能氧化物材料與半導體材料通過固態(tài)薄膜的形式生長在一起，形成介電/半導體集成結(jié)構(gòu)，利用這種集成薄膜的一體化特性，可將介電無源器件與半導體有源器件集成，實現(xiàn)有源－無源的多功能集成化和模塊化，增強集約化的系統(tǒng)功能，促進電子系統(tǒng)小型化和單片化。另一方面，在介電/半導體集成薄膜中，可利用介電材料大的極化和由于界面晶格失配引入的大的界面應(yīng)變，來調(diào)控半導體的輸運特性(載流子濃度和遷移率等)，有可能通過界面誘導和耦合出現(xiàn)新的性能，為新型電子器件的制備提供新的自由度。所以，介電與半導體集成，無論在科學意義上，還是在器件應(yīng)用上，都具有十分重要的研究意義。

由于介電/半導體集成薄膜的生長和性能研究有極大的科學研究價值和重要的應(yīng)用前景，所以已逐漸引起了包括美國DOE和DAPA等國內(nèi)外一些研究機構(gòu)的關(guān)注和資助，并在理論和實驗方面進行了探索。如，2004年Yale大學的Ahn等人通過第一性原理計算預(yù)言氧化物薄膜與半導體薄膜的集成將會產(chǎn)生新效應(yīng)和新器件［1］;2005年，Michigan大學研究人員從理論上探索了介電/半導體異質(zhì)結(jié)中介電極化對半導體載流子輸運特性的強烈影響［2］。對介電/半導體集成薄膜的實驗研究，國內(nèi)外研究小組主要關(guān)注在硅襯底上生長可替代傳統(tǒng)MOS器件上的柵介質(zhì)層SiO2的高介電常數(shù)介質(zhì)材料，如在Si上制備納米厚度的非晶LaAlO3和CaZrO3介質(zhì)層［3－4］，在 Si上外延生 長 SrTiO3或 BaTiO3介電 薄膜［5－6］。Motorola公司研究人員在第二代半導體 GaAs上，也探索了鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的氧化物薄膜的生長行為［7］。GaN作為寬禁帶第三代半導體材料，具有禁帶寬度大、擊穿電場高、熱導率大、抗輻射能力強等特點，特別是AlGaN/GaN具有界面間高濃度二維電子氣的特點，在高頻、高功率、高壓器件中有廣泛應(yīng)用。國外研究小組在GaN半導體上也進行了氧化物功能材料生長研究。如:Yale大學一研究小組在GaN上制備了外延的鐵磁YmnO3薄膜［8］;West Virginia大學采用分子束外延方法在GaN上制備了YmnO3薄膜［9］;此外，國外也有在Al-GaN/GaN上生長鐵電薄膜，采用鐵電極化調(diào)控半導體溝道的二維電子氣的濃度［10］，發(fā)現(xiàn)在GaN上直接沉積的氧化物Pb(ZrTi)O3為多晶結(jié)構(gòu)，并且對半導體載流子的作用沒有明顯的正效應(yīng)報道。介電材料與半導體材料晶體結(jié)構(gòu)、物理化學性質(zhì)差別很大，在介電半導體生長時由于大的晶格失配、生長溫度與氣氛的差異，將導致界面反應(yīng)擴散嚴重、介電薄膜取向差、半導體表面特性惡化。所以目前國內(nèi)外在GaN與氧化物介電薄膜的集成生長與性能研究上仍然處于探索階段。

采用緩沖層的方法在GaN半導體上制備氧化物外延薄膜是一種可行的方法，如Penn State大學在GaN上采用TiO2作為緩沖層制備了外延的多鐵BiFeO3薄膜［11］，但過厚的緩沖層影響了介電與半導體性能的相互作用。在我們最近開展的研究中，采用激光分子束外延(L-MBE)方法，可實現(xiàn)在原子尺度上介電/半導體集成薄膜的可控生長，用納米厚度的TiO2誘導生長了高質(zhì)量的介電薄膜SrTiO3［12］，但進一步研究發(fā)現(xiàn)界面仍然存在一定的反應(yīng)擴散。一般來講，緩沖層材料必須要滿足以下條件:①與基片和薄膜的晶格失配均較小;②緩沖層在熱力學上處于穩(wěn)定狀態(tài)，能與膜和基片形成穩(wěn)定接觸;③電學性能應(yīng)達到相應(yīng)器件的要求。TiO2可以減小介電薄膜與GaN的晶格失配，但仍然存在熱力學穩(wěn)定性較差和電學特性如帶隙Eg小等缺陷。立方結(jié)構(gòu)的MgO材料晶格常數(shù)為0.421 nm。MgO具有高達7.8 eV的禁帶寬度，與GaN的導帶偏移量 ΔEc為3.3 eV，可以有效地阻擋漏電流的產(chǎn)生。此外，MgO與GaN之間的界面態(tài)密度較小(2×1011eV－1cm－2)，被廣泛用作AlGaN/GaN HEMT器件的鈍化材料和柵介質(zhì)［13］。因此本論文首先研究了MgO勢壘層的阻擋STO/GaN界面反應(yīng)擴散的作用;結(jié)合前期TiO2模板層誘導STO薄膜生長的工作，提出并實現(xiàn)采用TiO2/MgO組合緩沖層，實現(xiàn)界面可控的介電薄膜與GaN的相容性生長。

2 實驗方法

采用激光分子束外延(Laser-Molecular Beam Epitaxy)方法在GaN襯底上生長SrTiO3介電氧化物薄膜和MgO，TiO2緩沖層。實驗中使用中電集團55所通過金屬有機物氣相沉積(MOCVD)方法在c取向藍寶石基片上生長的2 μm GaN厚膜和AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)作為襯底，采用固相燒結(jié)的STO，MgO，TiO2陶瓷作為靶材。激光器為德國LAMBDA PHYSIK公司生產(chǎn)的Compex 201 KrF準分子激光器(脈沖寬度為30 ns、波長為248 nm)。實驗中采用頻率范圍為1～5 Hz，能量100～150 mJ的脈沖激光轟擊陶瓷靶面進行薄膜制備。采用反射式高能電子衍射(RHEED)原位實時監(jiān)測氧化物薄膜的外延生長過程，并通過與計算機相連的CCD相機進行數(shù)據(jù)采集和圖像處理。

采用英國BEDE公司生產(chǎn)的BEDE D1型四圓衍射儀對在GaN襯底上制備的氧化物薄膜生長取向以及外延關(guān)系進行分析。采用ESCALAB MK-II能譜分析儀進行深度剖析的X射線光電子能譜分析儀獲取多層薄膜化學成分的深度分布，以確定不同緩沖層對界面擴散的阻擋作用。此外，本研究還通過半導體載流子輸運特性和界面態(tài)密度測試研究了不同緩沖層對集成薄膜電學性能的影響。其中，半導體載流子輸運特性使用自行搭建的變溫霍爾效應(yīng)儀器系統(tǒng)進行測試，該系統(tǒng)包含可換向永磁磁鐵、SV－12變溫恒溫器、CVM－200電輸運性質(zhì)測試儀、霍爾探頭等設(shè)備。采用HP 4155B半導體參數(shù)測試儀測量集成薄膜漏電流特性。

3 結(jié)果與討論

3.1 STO/GaN集成薄膜的生長

采用RHEED對STO薄膜在GaN上的生長過程進行原位監(jiān)測，得到的衍射圖案變化過程如圖1a，b所示。在STO開始沉積后，GaN的衍射圖案逐漸變暗直至消失。當基片溫度為700℃時，隨著STO薄膜厚度的增加而呈現(xiàn)出明顯的電子衍射圖像。隨著溫度的降低，基片溫度為600℃時制備的STO薄膜衍射強度明顯變?nèi)?，而?00℃生長的STO薄膜在整個生長過程中始終沒有明顯的衍射圖案出現(xiàn)，表明在該溫度下生長的STO薄膜沒有面內(nèi)織構(gòu)存在。通過對RHEED衍射圖像的的分析，確定STO介電氧化物薄膜與GaN半導體襯底之間的外延關(guān)系為 STO(111)［110］//GaN(0002)［11］。鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的STO材料具有立方結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為0.391 nm;GaN(0002)面具有六方對稱性，其a軸晶格常數(shù)為0.319 nm，因此STO與GaN之間的晶格失配度約為－13.3%。大的晶格失配度導致結(jié)晶質(zhì)量差，搖擺曲線半高寬達到1°左右，同時STO薄膜的最低外延生長溫度高，可能會導致嚴重的界面擴散問題。

圖1 GaN襯底及不同溫度下制備的STO薄膜RHEED衍射圖譜Fig.1 RHEED patterns of STO films on GaN deposited at different temperatures

為了進一步獲取STO/GaN集成薄膜界面化學成分的分布信息，我們采用深度剖析的XPS對STO/GaN界面進行了分析，分析結(jié)果如圖2所示。在STO層，Sr∶Ti∶O 的比例大約是1∶1∶3，說明我們制備的 STO 薄膜化學計量比是滿足鈣鈦礦ABO3的比例的?？梢钥吹?，由于在GaN上直接制備STO薄膜時生長溫度高，所以在GaN中發(fā)生了嚴重的互擴散，其中以氧向GaN中擴散最為嚴重。界面擴散不僅會降低STO薄膜的外延質(zhì)量，同時也會導致GaN半導體性能的退化。

3.2 TiO2緩沖層對集成薄膜生長的影響

由于氧化物的高溫生長導致嚴重的界面擴散問題，將會嚴重破壞GaN半導體的性能。通過降低氧化物薄膜的生長溫度，可以有效減少界面擴散。為尋求TiO2緩沖層上STO薄膜的最低外延生長溫度，使用RHEED監(jiān)測600℃到300℃這一溫度變化區(qū)間內(nèi)TiO2和STO的電子衍射圖譜，所有衍射圖樣均為電子束沿GaN基片［11］方向入射，

圖2 STO/GaN界面化學成分分布圖Fig.2 chemical element distribution of STO/GaN interface

圖3所示為在不同溫度下沉積的TiO2緩沖層的RHEED圖譜的演變過程。從圖中我們可以看到，溫度從600℃變化至400℃，均能在沉積開始后觀察到TiO2薄膜的衍射圖樣，如圖3a，b，c所示，明亮尖銳的衍射條紋說明在此溫度范圍內(nèi)TiO2薄膜能夠保持良好的層狀外延生長，保證了作為緩沖層所需要的表面平整度。溫度為300℃時衍射圖樣很模糊，如圖3d所示，說明TiO2薄膜未能很好結(jié)晶。上述結(jié)果表明TiO2薄膜的最低結(jié)晶溫度約為300℃。

圖3 不同溫度下沉積的TiO2緩沖層的RHEED圖譜:(a)600℃，(b)500℃，(c)400℃，(d)300℃Fig.3 RHEED patternsofTiO2bufferlayersdeposited at different temperatures

進一步分析不同生長溫度下的STO薄膜RHEED圖譜，研究STO薄膜在TiO2緩沖層上的最低生長溫度，結(jié)果如圖4所示。實驗發(fā)現(xiàn)，當生長溫度為600～400℃時，STO薄膜的衍射花樣清晰明亮。進一步降低生長溫度至380℃后，在STO薄膜的沉積過程中，沒有觀察到明顯的RHEED衍射圖案，說明STO薄膜的最低外延生長溫度約為400℃。上述分析結(jié)果表明TiO2緩沖層顯著降低了STO薄膜的外延生長溫度。外延生長溫度的降低有可能在一定程度上減弱界面擴散反應(yīng)。

圖4 不同溫度下TiO2緩沖層上沉積的STO薄膜RHEED圖譜:(a)600℃，(b)500℃，(c)450℃，(d)400℃Fig.4 RHEED patterns of STO films on TiO2buffer layers deposited at different temperatures

為了研究TiO2緩沖層降低STO薄膜沉積溫度后對界面擴散反應(yīng)的阻擋效果，采用深度剖析的X光電子能譜對STO/TiO2/GaN多層薄膜化學成分的縱向分布進行了分析，分析結(jié)果如圖5所示。STO，TiO2，GaN的元素百分比均符合化學計量比例，且STO，TiO2的成分界面清晰。與在GaN上直接生長STO薄膜相比，界面擴散行為得到了抑制，界面層厚度明顯減小。這是由于TiO2層的插入在提高了氧化物/GaN界面熱力學穩(wěn)定性的同時，降低了STO沉積溫度的結(jié)果。

在TiO2衍射條紋上選取采樣點，利用高能電子衍射軟件對其衍射強度變化進行實時監(jiān)測，得到圖6所示的衍射強度振蕩曲線。周期性強度振蕩曲線的出現(xiàn)，進一步證實了TiO2薄膜的生長模式為二維層狀生長。該強度曲線的一個振蕩周期約為17 s，對應(yīng)于一個TiO2原胞層生長所需的時間，由此可以計算出TiO2薄膜的沉積速率約為1.62 nm/min。由于TiO2薄膜層狀生長，在薄膜沉積過程中，應(yīng)變是以形成位錯的方式來釋放的［14］。通過TiO2強度振蕩曲線確定的沉積速率，使精確控制TiO2緩沖層的厚度成為可能，而TiO2緩沖層的厚度可以對后續(xù)生長的STO薄膜的外延質(zhì)量產(chǎn)生顯著影響。

圖7所示為在不同厚度的TiO2薄膜上生長的STO薄膜XRD搖擺曲線和Φ掃描曲線。由圖7可知在TiO2厚度為2～3 nm時的STO(111)的面內(nèi)面外半高寬值最小，STO薄膜面內(nèi)面外取向一致度最好。XRD的分析結(jié)果表明，TiO2模板層的厚度與STO薄膜的外延質(zhì)量有密切的關(guān)聯(lián)。我們認為TiO2薄膜晶格常數(shù)和薄膜中缺陷濃度分布隨厚度的變化是產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因。TiO2薄膜的面內(nèi)晶格常數(shù)隨TiO2薄膜的厚度變化逐漸從GaN的面內(nèi)晶格常數(shù)變化為TiO2自身的晶格常數(shù)。所以，隨著TiO2薄膜厚度的增加，在GaN上生長的STO薄膜與底層材料之間的晶格失配逐漸由較大負失配(－13.3%)逐漸轉(zhuǎn)換為較小的正失配(1.3%)。當TiO2的厚度在某一恰當值時，可能使STO薄膜與TiO2薄膜之間的晶格失配接近于0。另一方面，TiO2薄膜在GaN上始終以二維層狀模式外延生長，其應(yīng)力主要通過形成位錯等缺陷釋放，而不是通過形成應(yīng)變島進行釋放。因此，在TiO2薄膜沉積過程中，由于厚度的增加薄膜中產(chǎn)生的應(yīng)變能也會增加。為了釋放薄膜中的應(yīng)變能，TiO2薄膜的內(nèi)部缺陷密度會逐漸變大。同時，這些缺陷會隨著薄膜厚度的增加向上延伸，形成穿透位錯，在TiO2模板層表面產(chǎn)生缺陷，影響后續(xù)生長薄膜的質(zhì)量。TiO2厚度為2 nm時，TiO2薄膜的應(yīng)力釋放尚未完成，與超過臨界厚度的薄膜相比，薄膜中的缺陷密度較小，缺陷也被局限在界面附近，沒有大量的穿透位錯產(chǎn)生。綜上所述，通過把TiO2模板層厚度控制在臨界厚度附近的方法，改變TiO2薄膜中的缺陷密度和分布，調(diào)控STO薄膜與TiO2模板層之間的晶格失配，可以最大程度地優(yōu)化STO薄膜的外延質(zhì)量。

圖7 不同厚度的TiO2緩沖層上生長的STO薄膜XRD分析圖譜:(a)ω掃描曲線對比圖，(b)Φ掃描曲線對比圖Fig.7 XRD patterns of STO films with different thickness of TiO2buffer layers:(a)ω scan and(b)Φ scan

上述結(jié)果表明TiO2薄膜能夠降低STO薄膜的外延生長溫度，從而在一定程度上減弱界面擴散反應(yīng)，同時通過調(diào)節(jié)TiO2層厚度可進一步提高STO薄膜的外延質(zhì)量。

3.3 MgO阻擋層對界面擴散的作用

盡管通過TiO2緩沖層在GaN襯底上實現(xiàn)了STO薄膜的低溫外延生長，為介電氧化物與GaN基半導體的混合集成提供了有效的方法，然而，TiO2緩沖層存在禁帶寬度較小，容易產(chǎn)生較大漏電流等問題，同時界面擴散的阻擋效果也并不理想。大多數(shù)的鈣鈦礦氧化物的禁帶寬度與GaN(3.4 eV)的禁帶寬度相當，不能形成足夠的勢壘高度，這將會導致嚴重的柵－源漏電和鐵電保持特性的變差。要解決這一問題，需要在鈣鈦礦氧化物與半導體之間插入一層高禁帶寬度的材料。立方結(jié)構(gòu)的MgO材料晶格常數(shù)為0.421 nm。MgO具有高達7.8 eV的禁帶寬度，與GaN的導帶偏移量為3.3 eV，可以有效地阻擋漏電流的產(chǎn)生［15］。此外，MgO與GaN之間的界面態(tài)密度較小(2×1011eV－1cm－2)，被廣泛用作AlGaN/GaN HEMT器件的鈍化材料和柵介質(zhì)［13］。

圖8 不同溫度下MgO薄膜RHEED圖譜Fig.8 RHEED patterns of MgO films at different temperatures

我們采用XRD方法分析了室溫下在GaN基片上生長的MgO薄膜的生長取向和外延關(guān)系，如所圖9示。由圖9aθ-2θ掃描分析可以看到，MgO薄膜為［111］取向。圖9b為MgO(220)面和GaN(1013)面Φ掃描衍射峰，從圖中我們可以看到MgO與GaN均有6個衍射峰，并且薄膜與基片的衍射峰位于相同位置。XRD分析表明MgO與GaN的外延關(guān)系為MgO(111)//GaN(0002)和MgO［1］//GaN［11］，與高能電子衍射觀察到的結(jié)果一致。

圖9 室溫下生長MgO薄膜的XRD分析圖譜:(a)θ-2θ掃描分析，(b)MgO(220)面和GaN(1013)面Φ掃描衍射峰Fig.9 XRD patterns of MgO films deposited at room temperature，(a)θ-2θ scan，(b)Φ scan of MgO(220)plane and GaN(1)plane

同樣，我們采用XPS對生長在MgO緩沖的GaN襯底上的STO薄膜進行了成分深度剖析分析，如圖10所示，STO，MgO和GaN的元素百分比均符合化學計量比例。STO/MgO，MgO/GaN的成分界面清晰，氧化物中的化學元素沒有向GaN中發(fā)生明顯的擴散，MgO勢壘層起到了良好的擴散阻擋作用。3.4 TiO2/MgO復(fù)合緩沖層的制備與作用效果

圖10 STO/MgO/GaN薄膜界面成分分布圖Fig.10 chemical element profile distribution of STO/MgO/GaN interface

McKee分析了鈣鈦礦材料與MgO的界面穩(wěn)定性，認為由于兩者的O-O鍵長和Sr2+，Ba2+等離子與Mg2+的離子半徑的差異導致了鈣鈦礦材料與MgO界面存在較大的晶格失配，因而無法獲得外延生長的薄膜。進一步研究表明，在MgO基片表面采用MBE方法的TiO2薄膜能夠誘導BTO薄膜的外延生長，采用這種方法生長的BTO能夠達到光學器件的應(yīng)用需求［16］。借鑒這一思路，結(jié)合我們前期的研究工作，我們設(shè)計了TiO2/MgO復(fù)合緩沖層來實現(xiàn)STO介電氧化物薄膜的兼容生長。

圖11所示為STO/TiO2/MgO多層薄膜各層的典型高能電子衍射圖像。由RHEED衍射花樣可以確定STO/TiO2/MgO多層薄膜的外延關(guān)系為(111)［110］STO//(100)［001］TiO2//(111)［1］MgO?？梢奙gO層的插入并沒有改變在TiO2緩沖層上STO薄膜的面內(nèi)面外取向關(guān)系。在此外延關(guān)系下，TiO2與MgO以2∶1生長，晶格失配僅為－0.7%，這樣小的失配使TiO2緩沖層具有更高的外延質(zhì)量，為進一步提高STO外延生長提供了良好的基礎(chǔ)。

圖11 STO/TiO2/MgO/GaN多層薄膜制備過程中RHEED圖:(a)MgO，(b)TiO2，(c)STOFig.11 RHEED patterns of STO/TiO2/MgO/GaN multilayer structure:(a)MgO，(b)TiO2，and(c)STO

采用XRD對STO/TiO2/MgO/GaN多層薄膜進行了結(jié)構(gòu)分析，如圖12所示。θ-2θ掃描結(jié)果表明STO薄膜為(111)單一取向，其搖擺曲線半高寬為0.671 2°，表現(xiàn)出良好的面外取向一致度，結(jié)晶質(zhì)量良好。這是由于MgO勢壘層生長溫度較低，具有與GaN較好的晶格匹配，阻擋了氧化物與GaN之間的界面擴散。另一方面，TiO2與MgO之間的晶格失配較小，TiO2層的結(jié)晶質(zhì)量與直接在GaN上生長相比有一定程度的提高，而MgO阻擋層還能有效地阻擋后續(xù)較高溫度生長的STO薄膜發(fā)生擴散。因此，TiO2/MgO復(fù)合緩沖層可以有效提升STO薄膜外延質(zhì)量。

圖12 MgO與TiO2復(fù)合緩沖生長STO薄膜的XRD圖Fig.12 XRD pattern of STO film on TiO2/MgO bilayer

為了研究介質(zhì)薄膜對半導體電學性能的影響，以及緩沖層的引入對半導體的改性作用，采用變溫HALL測試儀，在外加磁場為0.4 T，溫度區(qū)間為77～300 K的條件下對半導體的載流子濃度，遷移率以及面電阻進行了測試，如圖13所示。圖13a是用不同緩沖層生長的介質(zhì)/半導體集成薄膜的遷移率在不同溫度下的對比曲線，由圖可知，生長了介質(zhì)薄膜后，2DEG的遷移率有所下降，這是由于介質(zhì)層的生長破壞了AlGaN層表面，同時介質(zhì)與半導體之間產(chǎn)生相互擴散，引入電離雜質(zhì)和晶格缺陷，增加了2DEG的散射幾率，從而使遷移率下降。不同緩沖層生長的STO薄膜的遷移率下降程度有所不同，直接生長和以TiO2緩沖生長的STO薄膜，2DEG下降幅度最大，用MgO緩沖層生長STO薄膜后，2DEG下降幅度最小，說明加入MgO緩沖層后可以很好地控制界面，阻止STO薄膜與AlGaN層之間的相互擴散，同時可以降低薄膜生長過程中的應(yīng)力，減小晶格缺陷密度。采用變溫Hall對 STO/TiO2/MgO/AlGaN/GaN的載流子密度進行了測試，如圖13b所示，載流子濃度隨溫度變化基本沒有發(fā)生改變。在室溫下，載流子濃度為7.79×1012/cm2，與原始AlGaN/GaN樣品(7.8×1012/cm2)基本持平。與STO/AlGaN/GaN(7.2×1012/cm2)，STO/MgO/AlGaN/GaN(7.55×1012/cm2)，STO/TiO2/AlGaN/GaN(7.5×1012/cm2)相比，采用復(fù)合緩沖層對薄膜載流子濃度的影響最小。這是由于MgO緩沖層的引入，減小了STO薄膜與AlGaN之間的相互擴散，同時TiO2層的引入，逐層釋放了薄膜生長中的失配應(yīng)力，降低了STO薄膜的生長溫度，減小了后續(xù)生長工藝對AlGaN內(nèi)部的壓電極化電場的影響，因此采用TiO2/MgO復(fù)合緩沖層能夠保護GaN基異質(zhì)結(jié)構(gòu)材料的半導體性能不被破壞。

圖13 遷移率隨溫度的變化曲線(a)，載流子濃度隨溫度的變化曲線(b)Fig.13 Plot of mobility changing with temperature(a)and carrier density changing with temperature(b)

圖14 漏電流特性曲線:(a)STO/AlGaN/GaN，(b)STO/TiO2/AlGaN/GaN，(c)STO/MgO/AlGaN/GaN，(d)STO/MgO/TiO2/AlGaN/GaNFig.14 The leakage characteristics of(a)STO/AlGaN/GaN，(b)STO/TiO2/AlGaN/GaN，(c)STO/MgO/AlGaN/GaN，and(d)STO/MgO/TiO2/AlGaN/GaN

柵介質(zhì)漏電流是電子元器件的一個重要參數(shù)，我們采用4155B對異質(zhì)薄膜的漏電流特性進行了測試，結(jié)果如圖14所示。STO/AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)薄膜在－5 V時，漏電流密度為 3.83×10－4A/cm2;STO/TiO2/AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)薄膜漏電流密度為2.13×10－5A/cm2與直接生長的STO薄膜的漏電流相比，下降了一個數(shù)量級;STO/MgO/AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)薄膜的漏電流密度為1.62×10－5A/cm2，與STO/AlGaN/GaN相比下降了一個數(shù)量級，比TiO2緩沖的異質(zhì)結(jié)薄膜的漏電流略小;STO/TiO2/MgO/AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)薄膜的漏電流密度為2.16×10－6A/cm2，與 STO/AlGaN/GaN相比下降了2個數(shù)量級，與TiO2和MgO單獨緩沖的STO薄膜相比，漏電流特性均有顯著的改善。

4 結(jié)論

采用激光分子束方法研究了STO薄膜在GaN半導體基底上的生長行為，通過對緩沖層的設(shè)計和制備，實現(xiàn)了STO介電氧化物薄膜在GaN半導體上的外延生長的同時，保護了GaN的半導體特性。

(1)大晶格失配和界面擴散2方面因素降低了在GaN半導體上直接生長的STO薄膜晶體質(zhì)量，破壞了GaN的半導體性能。

(2)利用TiO2緩沖層降低了STO與GaN直接生長的晶格失配度，將STO薄膜生長溫度降低了200℃，通過控制TiO2厚度可以調(diào)節(jié)應(yīng)變釋放產(chǎn)生的失配位錯分布，提高STO薄膜外延質(zhì)量。

(3)通過低溫外延生長MgO阻擋層，形成穩(wěn)定的氧化物/GaN界面，阻擋了后續(xù)高溫生長產(chǎn)生的擴散反應(yīng)。

(4)最終提出了采用TiO2/MgO復(fù)合緩沖層實現(xiàn)了STO介電薄膜與GaN的外延生長、界面擴散，保護GaN基半導體材料的性能，建立了界面可控的相容性生長方法，為相關(guān)集成器件的研發(fā)提供了材料制備方法。

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Study on the Growth of Integrated Dielectric Films on GaN Substrates

LI Yanrong，ZHU Jun，LUO Wenbo，ZHANG Wanli，LIU Xingzhao
(State Key Laboratory of Electronic Thin Films and Integrated Devices，University of Electronics Science and Technology of China，Chengdu 610054，China)

The integration of multifunctional oxide dielectrics possessing spontaneous polarization with GaN semiconductors can put forward a new direction of developing electronic devices with higher performances.However，dielectric oxides and GaN semiconductors are quite different from each other.It will cause many problems when the two kinds of materials are integrated together.Laser molecular beam epitaxy(LMBE)was used to realize epitaxial growth of dielectric films on GaN substrates.TiO2template layer was inserted between SrTiO3dielectric film and GaN to reduce lattice mismatch.It was found that the growth temperature of SrTiO3films was decreased by 200℃due to similar Ti-O6octahedron structure between TiO2and STO.In addition，it was found that the strong ionic characteristics of MgO can lead to the remarkable reduction of the interface diffusion between oxide and GaN.Thus TiO2/MgO combined buffer layer was used to realize compatible integrated growth of dielectric/GaN structures which can preserve the semiconductor surface and induce dielectric film epitaxial growth.This new method can provide a practical technique to develop new devices containing dielectrics and GaN.

dielectric films;GaN;buffer layer;interface control;compatible growth

李言榮

O484.1;TB383

A

1674－3962(2012)02－0045－09

2011－08－16

國家自然科學基金資助項目(50932002)

李言榮，男，1962年生，中國工程院院士