磁控反应溅射AlN缓冲层对GaN基LED器件性能的影响

农明涛,苗振林,梁智勇,周佐华,蔡炳杰,卢国军,林传强,张 宇

(湘能华磊光电股份有限公司,湖南郴州 423000)

磁控反应溅射AlN缓冲层对GaN基LED器件性能的影响

农明涛,苗振林*,梁智勇,周佐华,蔡炳杰,卢国军,林传强,张 宇

(湘能华磊光电股份有限公司,湖南郴州 423000)

以直流磁控反应溅射法(RMS)在图形化蓝宝石衬底上制备的AlN薄膜作为缓冲层,采用金属有机化学气相沉积法(MOCVD)外延生长了GaN基LED。与MOCVD生长的低温GaN缓冲层相比,RMS制备的AlN缓冲层具有表面更平整、颗粒更小的形核岛,有利于促进GaN外延的横向生长,减少了形核岛合并时的界面数量和高度差异,降低了缺陷和位错产生的几率。研究结果表明,溅射AlN缓冲层取代传统低温GaN缓冲层后,外延生长的GaN材料具有更高的晶体质量,LED器件在亮度、漏电和抗静电能力等光电特性上均有明显提升。

直流磁控反应溅射;氮化铝缓冲层;氮化镓基发光二极管;金属有机化学气相沉积

1 引 言

GaN作为直接带隙半导体材料,具有禁带宽度大、击穿电场高、电子饱和漂移速度快等优点[1-2],被广泛应用于发光二极管(LEDs)、激光器(LDs)、探测器和高电子迁移率晶体(HEMTs)等光电子和微电子器件[3-5]。然而,由于GaN和衬底(蓝宝石、Si、SiC等)之间存在较大的晶格失配和热失配[6-7],所以很难直接在异质衬底上生长高质量的GaN单晶薄膜。目前,使用两步生长法在蓝宝石图形化衬底(PSS)上生长GaN材料是制备高性能LED器件的主流技术[8]。两步生长法最先由Nakamura等[9]报道,首先在衬底上生长低温GaN缓冲层,接着再通过高温退火后生长高质量GaN材料。两步生长法可显著减少晶格失配和热失配引起的位错等缺陷,但在进一步抑制位错上仍有一定局限[8]。PSS生长技术可增强外延层的横向生长,有效抑制位错的产生,从而提高外延层薄膜质量[10];同时PSS能够使原本在出射临界角范围外的光线通过图形的反射重新进入临界角内而从器件内逸出,从而提高了光的提取效率[11]。PSS上两步生长法的使用大大地提升了GaN材料的晶体质量,但在PSS图形顶部和平面部分依然会产生大量延伸至GaN材料表面的位错[12],形成非辐射复合中心和漏电通道,严重影响LED器件的发光效率和电学特性[13]。这些位错的产生与缓冲层成核岛大小、表面形貌有很大的关联[14],因此在PSS上制备高质量的缓冲层对GaN材料外延生长至关重要。虽然通过优化温度、压力、Ⅴ/Ⅲ比、速率等[15-18]生长参数可获得质量较好的缓冲层,但受MOCVD系统的寄生反应的影响[19],很难在PSS上生长出更高质量的缓冲层来进一步提升GaN晶体质量和器件性能。因此,利用其他设备来制备更优缓冲层成为获取更高质量GaN材料的新方向,但目前相关研究仍然很少。

本文利用直流磁控反应溅射法在PSS上制备AlN薄膜,作为MOCVD外延生长GaN的缓冲层。实验发现,相比于普通MOCVD低温生长的GaN缓冲层,溅射AlN缓冲层能明显提升GaN基LED器件材料的晶体质量和光电性能。

2 实 验

本实验利用型号为iTop A230的RMS设备在PSS上制备AlN缓冲层,以纯度为99.995%的金属铝作为靶材,以氦气、氮气和氧气为反应气体,溅射偏压设置为300 V。采用Aixtron公司CRIUSⅠ型号MOCVD设备制备GaN基LED外延片,以三甲基镓(TMGa)、三甲基铟(TMIn)、三甲基铝(TMAl)和氨气(NH3)作为Ga、In、Al及N的来源,以硅烷(SiH4)和二茂镁(Cp2Mg)作为n型与p型的掺杂源。

首先,将PSS加热到650℃左右,通入30 cm3/min氦气、120 cm3/min氮气和1 cm3/min氧气,溅射偏压设置为300 V,在PSS表面上溅射15 nm厚的AlN薄膜。冷却后,将AlN/PSS放入MOCVD反应腔,升温至1 050℃左右生长厚度为3.0μm的非掺杂GaN和厚度为3.0μm的Si掺杂n-GaN。接着在800℃生长厚度为200 nm的InGaN/GaN超晶格应力释放层,之后生长120 nm的有源层,即750℃/850℃交替温度生长10个周期厚度分别为3 nm/9 nm的InGaN/GaN多量子阱发光层(MQW)。随后在800℃生长厚度为40 nm的p-AlGaN电子阻挡层,再升温至950℃生长厚度为100 nm的Mg掺杂的p-GaN。

传统的低温GaN缓冲层制备GaN外延片工艺为:首先在1 100℃的H2氛围下高温烘烤衬底360 s,然后降温至约540℃生长厚度为15 nm低温GaN缓冲层,再升温至1 050℃左右生长u-GaN及其他LED外延层。

我们利用溅射AlN缓冲层工艺和低温GaN缓冲层工艺生长了两组外延片样品W1、W2,两组样品只有缓冲层存在差异。将外延片样品W1、W2按照生产线上标准工艺制作成尺寸为254μm× 686μm的芯片样品C1、C2。利用波长为632.8 nm的激光器进行原位监测以记录GaN生长各阶段的反射率强度变化,利用型号为D8 Discover的高分辨率X射线衍射仪(HRXRD)和型号为FEI OSIRIS的透射电子显微镜(TEM)对GaN外延片样品的结晶质量进行表征,使用型号为LEDA-8F P7202的半积分球全自动晶圆点测机测试芯片样品的光电特性。

3 结果与讨论

图1是基于不同缓冲层生长GaN外延材料的实时反射谱曲线。传统的低温GaN缓冲层工艺生长GaN外延材料可分为3个步骤:第一阶段是缓冲层生长,即低温GaN的沉积和再结晶阶段,GaN先以立方相和六方相覆盖在PSS上形成薄膜,再经过高温退火变成粗糙度很大的岛状结构[20];第二阶段是合并生长,即GaN由三维生长向二维生长的过渡阶段,缓冲层的形核岛逐渐长大、合并,并覆盖PSS顶部[21];第三阶段是二维生长,即GaN沿c轴方向逐层沉积形成表面光滑平整的薄膜。本文的溅射AlN缓冲层工艺在生长GaN时直接从合并阶段开始。如图1所示,在缓冲层阶段(W1和W2均为0～1 000 s):W1的起始反射率为0.006 2,经过升温后变为0.007 4; W2的起始反射率为0.005,经过GaN沉积退火后生成形核岛后的反射率为0.005 2,其粗糙度比溅镀AlN缓冲层大,说明低温GaN缓冲层的形核岛比溅镀AlN缓冲层大。在合并生长阶段(W1为1 000～3 000 s,W2为1 000～3 600 s):W1的反射率先小幅震荡后迅速上升到饱和区,GaN以二、三维混合模式生长,形核岛经历多次纵向-横向的生长过程,缩小了每个形核岛最终合并时的厚度差异,减少合并时产生界面的数量,使GaN外延很快进入二维生长;而W2的反射率先降到0,经过1 500 s三维生长后上升至震荡区,GaN主要以三维模式生长形成厚度差异较大GaN晶粒,这些晶粒合并时会产生大量高度差异较大的界面,延长了GaN外延从三维向二维生长的过渡时间。在二维生长阶段(W1为3 000～4 800 s、W2为3 600～4 800 s):样品W1的反射率较高、振幅较大,说明样品W1的GaN表面粗糙度比W2低,其晶体质量优于W2。

图1 样品W1、W2的实时反射曲线,内插图为500～1 500 s生长曲线。Fig.1 In-situ reflectance curves of sample W1 and W2.Inset shows the curve of 500-1 500 s during epitaxy growth.

图2 样品W1(a)和W2(b)的TEM照片,内插图①、②、③、④分别是W1底面、W1斜面、W2底面、W2斜面的缓冲层形貌。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观察了W1和W2的横截面,如图2所示。对比图2(a)、(b)可以发现:样品W1的缓冲层(PSS侧壁和底面)的粗糙度小于W2,与图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外延的横向生长,因而样品W1在更短时间内完成合并生长,其在图1中的反射率很快上升至震荡区;而样品W2的缓冲层具有更大的成核岛,GaN外延生长从三维向二维过渡需要更多时间,其在图1中反射率较晚上升到震荡区。图2(a)中GaN外延内部很少看到位错,其原因可能是样品W1具有更均匀平整的缓冲层表面形貌,为GaN外延提供一致性更好生长速率和生长方向,减少了合并生长阶段产生界面的数量及其高度差异,降低了位错产生的概率,提高了GaN外延的晶体质量和表面光滑度,这也是W1在二维生长的反射率较高、振幅较大的原因。在图2(b)中可以看到大量的位错出现在PSS的底面上方和顶部附近,这是因为W2的缓冲层成核岛颗粒较大,导致PSS底面上方和顶部附近在GaN外延合并生长时产生大量高度差异较大的界面,每个GaN岛的晶格排列存在一定的差异,当不同GaN岛合并时往往会产生缺陷和位错以便释放应力,缺陷和位错的出现降低了外延片的晶体质量和表面光滑度,因而W2在二维生长的反射率较低、振幅较小。总之,从样品剖面的TEM图像可以直观地发现使用溅镀AlN缓冲层生长的GaN外延片样品W1的位错密度远远小于低温GaN缓冲层生长的W2,表明W1的晶体质量优于W2。

为进一步对比不同缓冲层对GaN外延片晶体质量的影响,我们使用XRD测试了样品W1和W2的(002)和(102)面摇摆曲线,如图3所示。XRD(002)面摇摆曲线的半高全宽Δωs与薄膜中的螺位错密度Ns相关,而XRD(102)面摇摆曲线的半高全宽Δωe与薄膜中的刃位错密度Ne相关,且满足以下关系[22]:

其中bs=0.518 5 nm和be=0.318 9 nm分别是螺位错和刃位错的伯格斯矢量。根据上式和FWHM数值可估算出2个样品的螺位错密度和刃位错密度,如表1所示。与样品W2相比,样品W1的螺位错密度和刃位错密度都有明显下降,说明溅射AlN缓冲层可大大提高外延薄膜的晶体质量,这与实时反射曲线和TEM图像的结果一致。

为阐明基于不同缓冲层生长GaN外延片的晶体质量对LED器件光电参数的影响,我们将外延样品W1、W2按照生产线上标准工艺制作成尺寸为254μm×686μm的芯片样品C1、C2。利用点测机在正向150 mA下测试发光功率(LOP),在反向-5 V下测试漏电流(IR),在人体模式(HBM)2 000 V下测试抗静电能力(ESD),求得所有芯粒光电参数的平均值,如表2所示。在150 mA电流驱动下,溅射AlN缓冲层制备的样品C1光输出功率为128.4 mW,比低温GaN缓冲层制备样品C2(118.6 mW)高8.3%。在反向5 V电压下,样品C1的漏电流为0.010 3μA,明显优于样品C2(0.042 6μA)。样品C1在人体模式(HBM)2 000 V下的抗静电良率为97.5%,比样品C2(90.9%)高6.6%。发光和漏电改善的主要原因是在溅射AlN薄膜上生长的GaN基LED材料中的位错密度更低,减少了非辐射复合中心和漏电通道。同时,位错密度的降低减少了高压冲击下LED器件被击穿的通道,明显改善了器件的抗静电能力[23]。此外,据相关文献报道,穿透位错能够沿着c轴生长方向到达量子阱有源区,并在有源区形成V型缺陷,破坏InGaN/GaN量子阱界面,进而影响量子阱发光特性[24]。这意味着更低的位错密度会带来更高的发光效率,与本文实验结果十分吻合。另外,PSS和缓冲层、缓冲层和GaN界面对LED器件出光效率也有很大的影响,溅射AlN缓冲层的界面更清晰和平整,其反射效率更高,因而亮度更高。

图3 样品W1、W2的XRD摇摆曲线。(a)(002)摇摆曲线;(b)(102)摇摆曲线。Fig.3 XRD rocking curves of(002)(a)and(102)(b) crystal face

表1 样品W 1、W 2的XRD摇摆曲线的FWHM和位错密度Table 1 FWHM of XRD rocking curves and dislocation density of sampleW1 and W2

表2 芯片样品C1和C2的主要光电参数测试值Table 2 Main photoelectric properties of sample C1 and C2

4 结 论

利用外延生长实时反射谱、XRD和TEM研究了直流磁控反应溅射AlN缓冲层对PSS外延GaN薄膜质量及LED器件性能的影响。结果表明,与MOCVD低温GaN缓冲层对比,溅射AlN缓冲层具有更平整的表面形貌和更小体积的形核岛,可促进u-GaN薄膜的横向外延,减少合并时PSS底面上方和顶部附近产生界面的数量和高度差异,降低缺陷和位错产生的几率。晶体质量的提升降低了非辐射复合中心和漏电通道,明显改善了LED器件的亮度、漏电和抗静电能力。

[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.(发光学报),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.(发光学报),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.(发光学报),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(物理学报),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.(发光学报),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(物理学报),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(物理学报),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.(半导体学报),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.(半导体学报), 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

农明涛(1987-),男,广西南宁人,助理工程师,2009年于厦门大学获得学士学位,主要从事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,高级工程师,2010年于北京大学获得博士学位,主要从事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