Анализ дефектов в Mg-имплантированных и Mg-допированных слоях GaN на фристандинговых подложках

Аннотация

Неэффективное Mg-индуцированное p-типое легирование остается главным препятствием в развитии GaN-базированных электронных приборов для твердотельного освещения и силовой электроники. В работе представлен сравнительный структурный анализ дефектов в слоях GaN на фристандинговых подложках GaN, где Mg вводится двумя способами: ионная имплантация и эпитаксиальное легирование. Сканирующая проницающая электронная микроскопия (STEM) выявила пирамидальные и линейные дефекты только в Mg-имплантированном образце, в то время как Mg-допированный образец не показывал таких дефектов, что указывает на зависимость природы дефектов от метода введения. По данным вторично-ионной масс-спектрометрии (SIMS), наблюдается прямое соответствие между концентрацией Mg и расположением/типом этих дефектов. Исследования предполагают, что эти пирамидальные и линейные дефекты являются Mg-богатыми фазами, и их образование может приводить к снижению концентрации свободных дыр, что остается главной проблемой для p-GaN материалов и приборов. Поскольку фристандинговые подложки GaN дают платформу для реализации p-n переходов в вертикальных приборах, сравнительное структурное исследование дефектов, возникающих при разных методах Mg-введения в GaN на таких подложках, даст больше понимания механизмов самокомпенсации Mg и позволит оптимизировать легирование/имплантацию Mg для развития GaN-технологий.

Введение

За три десятилетия GaN стал одним из самых изучаемых соединенных полупроводников во всем мире. Это связано с его огромным потенциалом не только в твердотельном освещении, но и в высокомощных, высокочастотных и высокотемпературных операциях. Для успешного применения GaN-базированных приборов и гетероструктур в таких приложениях ключевым требованием является контролируемое n- и p-типое легирование. В этом аспекте достижение и контроль n-типового легирования в GaN эпислоях или однокристаллах теперь оптимизированы гораздо лучше по сравнению с p-типовым аналогом, который остается «узким местом» для академии и индустрии. До сих пор Mg доказал себя как наиболее эффективный p-типовой легирующий элемент, несмотря на его высокую энергию активации, требующую большие концентрации Mg (около 10¹⁹ см⁻³ и выше) для достижения разумных концентраций свободных дыр ~10¹⁸ см⁻³. Любое увеличение атомной концентрации Mg выше 10¹⁹ см⁻³ приводит к снижению концентрации свободных дыр. Это явление приписывается созданию N-вакансий, Mg-связанных точечных дефектов или Mg-вакансий, связанных заряженным и/или нейтральным комплексам, которые снижают уровень Ферми и насыщают концентрацию свободных дыр. На основе фотолюминесцентных измерений с пиком при 2,9 эВ, глубокий донорский дефектный комплекс Mg-V_N также считался одной из основных причин механизма самокомпенсации. Несмотря на множество значительных исследовательских попыток понять введение Mg в GaN, эта проблема остается неясной и требует дальнейшего анализа.

Большинство ранних отчетов об анализе дефектов атомно-масштабной микроскопией основаны на Mg-допированных GaN слоях, выращенных на сапфире методом MOCVD или MBE. На наш взгляд, есть лишь немногие отчеты об анализе дефектов в Mg-допированных фристандинговых подложках GaN, и нет отчетов об анализе дефектов ТЭМ в фристандинговых подложках GaN с Mg, введенным ионной имплантацией. Теперь хорошо принято, что фристандинговые подложки GaN имеют несколько преимуществ над MOCVD/MBE выращенными GaN слоями на чужих подложках благодаря сниженному уровню дислокаций и применению в эффективных вертикальных приборах. Достижение достаточной активности p-типового легирования в таких подложках через ионную имплантацию нужно исследовать для коммерциализации и развития GaN-базированных твердотельных источников света и силовой электроники. Имея все эти вопросы как основную цель, мы провели детальный структурный анализ Mg-индуцированных дефектов в фристандинговых слоях GaN, где Mg вводится легированием и ионной имплантацией.

Экспериментальные методы

Фристандинговые n-GaN подложки, выращенные гидридной паровой фазной эпитаксией, использованы в исследовании. Затем эпитаксиальные слои растили MOCVD на этих подложках. Mg вводится двумя подходами: ионная имплантация и эпитаксиальное легирование. В первом случае Mg имплантируют в 4-мкм нелегированный GaN эпитаксиальный слой без защитного покрытия, во втором — 1-мкм Mg-допированный GaN эпитаксиально растится на 4-мкм нелегированных GaN слоях непрерывно. Для надежного сравнения уровень Mg введения держали одинаковым: 4×10¹⁹ см⁻³ в обоих случаях. Mg имплантация проводилась при 500 °C с последующим отжигом при 1350 °C для активации легирующих. Энергии имплантации: 15, 30, 55, 95 и 180 кэВ с дозами 3,0×10¹³, 5,5×10¹⁵, 1,1×10¹⁴, 1,9×10¹⁴ и 8×10¹⁴ см⁻² для получения 200-нм коробчатого профиля. Холловские измерения оценивали электрические свойства обоих образцов. Для Mg-допированного GaN: концентрация дыр 3,4×10¹⁷ см⁻³, подвижность 9,5 см²/В·с. Электрические свойства Mg-имплантированного образца не могли быть оценены должным образом из-за его высокого сопротивления. Распределение Mg по глубине исследуют SIMS, а STEM анализ — для структурных исследований Mg-индуцированных дефектов. STEM и EDS на JEOL JEM-ARM200F при 200 и 80 кэВ. ТЭМ-образцы готовили фокусированным ионным пучком Ga с последующей низкоэнергетичной Ar-ионной полировкой при жидком азоте.

Результаты и обсуждение

Анализ дефектов в Mg-имплантированном слое GaN

Рис. 1(a): ярко-польное (BF) STEM изображение Mg-имплантированного GaN, (b) — соответствующий SIMS профиль. Стрелка на рис. 1(a) показывает положительное направление [0001], изображения вдоль зоны [11-20]. Дефекты не распределены равномерно по глубине; видна прямая корреляция между концентрацией Mg и дефектами. Большинство дефектов накоплены на глубине ~150 нм от поверхности, где концентрация Mg >10¹⁹ см⁻³ по SIMS. Для лучшей визуализации дефектов и их связи с Mg концентрацией, съемка велась в off-zone осевом условии, наклоняя образец на 10° вокруг c-оси от оси [11-20]. Это ослабляет дифракционный контраст идеального кристалла и усиливает контраст дефектов. BF-STEM в off-zone условии (рис. 1c) показывает линейные дефекты на глубине ~200 нм. Соответствующий Mg SIMS профиль в линейном масштабе (рис. 1d) показывает прямое соответствие между существованием линейных дефектов и Mg концентрацией. Дефекты находятся в узком регионе с Mg концентрацией ~mid 10¹⁹ см⁻³.

Далее, высокое увеличение BF-STEM в off-zone условии (рис. 2a) с (b) — выделенной областью при большем увеличении. На (b) видно четыре типа структур: A, B, C, D. Дефекты «A» — пирамидальной формы, «B» — линейные дефекты.

Структурные наблюдения этих дефектов важны для понимания механизмов Mg-компенсации. Структуры «A» — пирамидальные дефекты с положительным направлением [0001] к вершине, основание в плоскости [0001] с шестью гранями на плоскостях [11-23], как показывает HRTEM одного дефекта (рис. 2c). Схематичное представление также на рис. 2c. Рис. 2(c) сжат перпендикулярно [0001] (d), где решетка кажется искаженной в пирамидальной области по сравнению с окружающей GaN матрицей, указывая на смещение между Ga и N подрешетками внутри и вне пирамидальных доменов. Это согласуется с находками Vennegues et al. Подобные пирамидальные дефекты ранее наблюдали в Mg-допированных GaN пленках, их существование объясняют модификацией GaN структуры при введении Mg. Liliental-Weber et al. предложили, что такие пирамидальные дефекты исходят от Mg-богатых кластеров у вершины пирамид. GaN в вирцитовой фазе описывается гексагональным стакированием N-плоскостей с половиной тетраэдрических позиций N подрешетки, заполненных Ga. Vennegues et al. на основе исследований предложили, что введение высокого уровня Mg в GaN приводит к замещению Ga на Mg, образуя Mg₃N₂ — Mg-N соединение с антибиксибайтовой структурой. Антибиксибайт Mg₃N₂ соответствует заполнению тетраэдрических позиций N подрешетки Mg, занимающим три из четырех позиций. По модели Vennegues et al., пирамидальный домен можно рассматривать как два GaN кристалла противоположной поляризации, разделенные монослоем Mg₃N₂. Это поддерживается исследованиями Hansen et al., где эти домены предложены как Mg₃N₂ включения. Vennegues et al. и Leroux et al. также сообщали, что образование таких нанометровых пирамидальных доменов требует Mg введения в диапазоне low-mid 10¹⁹ см⁻³. Это согласуется с нашими находками: пирамидальные дефекты наблюдаются при низких-средних 10¹⁹ см⁻³ Mg концентраций по корреляции STEM (рис. 1c) и SIMS (рис. 1d). Поэтому пирамидальные дефекты, маркированные как структуры «A» на рис. 2(b), считаются Mg-богатыми пирамидальными доменами, и их образование можно прямо связать с Mg-компенсацией в p-GaN слоях. Другие типы дефектов на рис. 2(b) — «C» и «D» — по сути похожие структуры с вариацией размеров. Контраст, вытянутый вдоль [0001] при виде из [11-20], вероятно, связан с деформацией. Для уточнения HRTEM одного такого дефекта на рис. 2(e) с (f) — сжатым изображением перпендикулярно [0001]. Искаженная решетка вдоль [0001] указывает на другую решетчную постоянную из-за другого поля деформации. Поскольку Mg меньше по размеру, чем Ga, его введение в Ga позиции должно создавать деформацию в решетке, что может приводить к этому контрасту вокруг дефектов.

Другой тип дефектов, «B» на рис. 2(b), выглядит как линейные дефекты перпендикулярно [0001] при виде из [11-20]. Важно, что такие дефекты накапливаются в узком регионе с более высокой Mg концентрацией (по соответствию BF-STEM и Mg SIMS на рис. 1c, d), что указывает на связь их образования с перевведением Mg. Наблюдается также присутствие пирамидальных доменов на краях этих линейных дефектов, что может означать, что накопление доменов приводит к их формированию. Однако нельзя исключить случайное наложение пирамидальных и линейных дефектов — нужны дальнейшие исследования. BF-STEM с этими дефектами на рис. 3(a). Для лучшего понимания образец наклонен ~10° вокруг оси перпендикулярной [0001], BF-STEM на рис. 3(b). Этот наклон сильно возбуждает дифракционные рефлексы вдоль 1-100, усиливая контраст от поля деформации вокруг дефекта. Из этого контраста дефект, выглядевший как линия (рис. 2a, b), на самом деле состоит из пары линий, разделенных несколькими нм, глубже в направлении [0001].

Возможно присутствие Mg в этих дефектах, так как они появляются в узком регионе с Mg >10¹⁹ см⁻³ (по соответствию STEM рис. 1c и SIMS рис. 1d). Для подтверждения провели STEM-EDS с диаметром зонда <0,2 нм в двух областях: «далеко от дефекта» и «в дефекте» — точки 1 и 2 на рис. 4(a). Сравнительные EDS спектры в диапазоне 1,19–1,35 кэВ (где ожидается пик Mg) на рис. 4(b) с вставкой полных спектров. Присутствие Mg явно видно в дефекте (точка 2). Для дополнительного обоснования провели STEM-EDS картирование на похожем Mg-имплантированном GaN. Рис. 4(c): STEM изображение со стрелками вниз, показывающими линейные дефекты, и соответствующая Mg карта (d). Mg явно присутствует в этих дефектах. Следовательно, эти дефекты содержат Mg, и их формирование при Mg >10¹⁹ см⁻³, вероятно, является другой причиной Mg-компенсации.

Анализ дефектов в Mg-допированном слое GaN

Далее структурные исследования на образце GaN, где 1-мкм Mg-допированный GaN эпитаксиально вырос на 4-мкм нелегированном GaN эпитаксиальном слое. Напоминаем, уровень Mg тот же: 4×10¹⁹ см⁻³ для значимого сравнения двух подходов: эпитаксиальное легирование и ионная имплантация. Рис. 5(a): BF-STEM Mg-допированного GaN на фристандинговых подложках, вид вдоль [11-20], (b) — Mg профиль по глубине по SIMS. Mg концентрация остается почти постоянной ~4×10¹⁹ см⁻³ в поле зрения рис. 5(a) (до 700 нм), в отличие от Mg-имплантированного GaN, где Mg концентрация зависела от глубины (рис. 1a-d).

Для анализа дефектов в Mg-допированном GaN провели STEM в off-zone условии, наклоняя образец на 10° вокруг c-оси от [11-20]. Рис. 6(a), (b): BF-STEM и DF-STEM, где точечные дефекты ~5 нм равномерно распределены по образцу. Обратите внимание, Mg профиль также равномерен (рис. 5b). Равномерное распределение Mg и дефектов указывает на прямую корреляцию между этими дефектами и Mg введением. Эти точечные дефекты ~5 нм, вероятно, являются выпадениями Mg (и возможно индуцированными ими стакинговыми ошибками). Из-за малого размера Mg выпадение само по себе не могло быть прямо подтверждено EDS (пики Ga и Mg близки, что делает картирование малой разницы концентрации крайне сложным).

Это наблюдение принципиально отличается от Mg-имплантированного образца, где дефекты накапливались на 200 нм от поверхности при максимальной Mg концентрации. Кроме того, в Mg-допированном образце не наблюдались пирамидальные и двухлинейные дефекты (A и B на рис. 2b). Интересно, что пирамидальные и линейные дефекты также сообщались в GaN с Mg, введенным другими методами, не имплантацией. Khromov et al. сообщали о пирамидальных дефектах в Mg-допированном GaN MOCVD, но только в сильно легированном образце с Mg ~5×10¹⁹ см⁻³. При Mg ~2×10¹⁸ см⁻³ пирамидальные домены не наблюдались. Vennegues et al. также наблюдали такие домены в MOCVD Mg-допированном GaN с Mg в mid 10¹⁹ см⁻³. Не наблюдали при Mg <10¹⁹ см⁻³. В нашей работе аналогичный уровень Mg ~4×10¹⁹ см⁻³ вводился имплантацией и эпитаксиально для анализа этих дефектов. Дефекты только в Mg-имплантированном образце, не в Mg-допированном — это указывает на то, что распределение Mg также должно учитываться для объяснения их существования. По SIMS Mg неравномерно распределен в имплантированном образце (рис. 1b, d), а в допированном — равномерно (рис. 5b). Более того, в имплантированном образце дефекты существовали только в узком окне с более высокой Mg концентрацией по сравнению с окружающей матрицей. Поэтому формирование этих дефектов связано с уровнем введенного Mg и распределением Mg, и они, вероятно, образуются в регионах, где Mg лежит в диапазоне 10¹⁹ см⁻³. Кажется, неравномерный Mg профиль в имплантированном образце приводит к неравномерному распределению дефектов. Но нельзя отрицать возможности: неравномерно распределенные дефекты вызывают неравномерный Mg профиль или зависимость профиля имплантации Mg от существования таких дефектов — нужны дальнейшие исследования. Наш сравнительный анализ дефектов в Mg-введенном GaN показывает, что природа и тип дефектов сильно зависят от метода введения.

Заключение

Подводя итог: STEM-базированные структурные исследования дефектов в Mg-имплантированных и Mg-допированных эпислоях на фристандинговых подложках GaN показали, что природа дефектов сильно зависит от метода Mg введения. Mg-имплантированный GaN показал наличие пирамидальных доменов, направленных к [0001], и двухлинейных дефектов с особенностями, разделенными несколькими нм глубже в [0001]. Пирамидальные домены считаются Mg₃N₂-базированными структурами, тогда как линейные дефекты также содержат Mg по EDS. Линейные дефекты находятся на глубине ~200 нм, в узком регионе с Mg ~mid 10¹⁹ см⁻³, что указывает на связь их формирования с уровнем имплантированного Mg. Формирование этих дефектов при Mg имплантации в GaN ожидаемо существенно способствует механизмам Mg-самокомпенсации, ведущим к неэффективному p-типовому легированию. Напротив, Mg-допированный GaN образец показал только точечные дефекты, равномерно распределенные по всему образцу. Настоящее исследование, подчеркивающее зависимость метода Mg введения и его концентраций от природы и типа дефектов, может быть полезно для выбора подходящего количества Mg для достижения высокой p-типовой проводимости в GaN-материалах для эффективной работы приборов.

Аббревиатуры

ADF

Кольцевое темное поле

BF

Яркое поле

EDS

Энергодисперсионная спектроскопия

MBE

Молекулярно-пучевая эпитаксия

MOCVD

Металлоорганическое химическое осаждение из паровой фазы

SIMS

Вторично-ионная масс-спектрометрия

STEM

Сканирующая проницающая электронная микроскопия