高质量InSb薄膜的MBE同质和异质外延生长

尚林涛,周 翠,沈宝玉,周 朋,刘 铭,强 宇,王 彬

(华北光电技术研究所,北京 100015)

1 引 言

InSb材料独特的物理属性(晶格常数6.48Å[1],III-V半导体中最窄室温带隙0.165eV[2],高达106cm2/V·s[3]的电子迁移率,最小有效质量和显著的自旋-轨道接触)使得它在很多中红外和高频器件的基础应用中极具潜力。如InSb易于制成大面阵、高灵敏元的探测器阵列,也可以应用于高频器件和位置传感的磁阻传感器,以及Hall传感器,光纤和热电产生器和制冷器,以及军事硬件(用于中波红外范围的单元和矩阵辐射光电探测器)和微波电子。在原理上可以解决如环境状态监测、工艺产品过程控制、医药、生物和其他相关的全球环境问题[4-5]。

InSb的外延生长有多种方法。例如,分子束外延(molecular beam epitaxy,MBE)、磁控溅射外延(magnetron sputtering epitaxy,MSE)、金属有机化学气相沉积(metalorganic chemical vapor deposition,MOCVD)和液相外延(liquid phase epitaxy,LPE)。既可以同质的外延生长于InSb(100)、InSb(110)、InSb(111)A和InSb(111)B衬底,也可以异质的外延生长于在Si(19%失配),GaAs(14.5%失配)[3,6]和InP(11%失配)等衬底上。自20世纪80年代以来,已经有关于在InSb(100)衬底上用分子束外延(molecular beam epitaxy,MBE)生长InSb的报道,建立了InSb表面重构以及外延期间的反射式高能电子衍射(reflection high energy elecgron diffraction,RHEED)强度振荡的基本知识[7-10]。20世纪90年代中期以来,进一步报道了关于InSb的衬底制备、脱氧和表面重构的研究。

然而,想要重复获得高质量的InSb同质和异质外延薄膜并不容易。对于同质外延,首先需要具备易于脱氧的高质量的外延型InSb衬底；再次需要控制好外延生长时的温度和Sb/In束流比。对于异质外延,除了控制好外延生长参数外,还应采用特殊的缓冲层技术以最大限度的释放衬底和外延层间较大的晶格失配。

本文以单位提供的InSb(100)衬底晶片为基础,通过多次实验摸索外延生长时脱氧、生长温度、Sb/In比率等生长条件,基本摸清了InSb同质外延生长规律,可以重复获得较高质量的InSb同质外延样品；同时采用相同的生长条件并结合原子层外延(atomic layer epitaxy,ALE)缓冲层技术[6,11]在GaAs(100)衬底上异质外延生长了高质量的InSb外延层。

2 实 验

实验在超高真空(真空度可达10-11Torr)DCA-MBE P600设备上进行[6]。实验所用的InSb(100)衬底为所内提供,经过InSb晶体切割、机械研磨、化学抛光和CP4湿化学处理得到可外延的衬底；GaAs衬底为商业购买的半绝缘外延型GaAs衬底,晶向为(100)±0.1°,非掺杂,单面抛光,衬底厚度为500±25 μm。衬底温度的校正通过RHEED监控InSb样品表面p-(1×3)→c(4×4)表面重构的转变[4]来确定。实验前对In、Ga源和阀控裂解的Sb、As源的束流大小通过束流监控器(beam flux monitor,BFM)进行了束流等效压强(beam equivalent pressure,BEP)的束流校准,Sb和As的裂解温度为900 ℃,主要产生Sb和As的一聚体和二聚体(Sb1、Sb2、As1和As2)。对衬底分别进行了180 ℃和300 ℃预处理以去除表面水分和有机物残余,最后送入生长室中。首先对InSb的同质外延进行了脱氧、生长温度、Sb/In比、衬底偏角等生长参数的研究,找出了优化的InSb同质外延生长参数,然后结合以前使用过的ALE缓冲层的方法[6]进行了GaAs基InSb优化的异质外延的生长。通过在线的RHEED对样品外延生长进行了实时的监控,对生长速率和束流进行测定和校准。实验后对样品分别进行了光学显微镜、台阶仪、XRD、原子力显微镜(atomic force microscope,AFM)和Hall等表征。

3 结果与讨论

3.1 InSb衬底处理及脱氧

外延制造高质量InSb基器件的一个主要问题为在初始的InSb表面上存在一个不需要的非化学计量的天然氧化物,它的化学组分和厚度依赖于环境条件并随时间而改变。半导体表面氧化物的存在以及它们与晶体的化学界面直接确定了半导体表面的电学、光学和化学属性。氧化物的存在也影响着外延生长初始阶段的成核,增大外延层中的缺陷密度,影响着同质外延生长的初始阶段以及衬底/外延层界面的结构和电学属性,从而影响着器件的性能。

合理的清洗程度可以制备衬底以产生光滑、化学计量的干净表面,降低缺陷或位错对外延膜的不利影响。为了清洁InSb(001)表面去除氧化层,开发了各种方法:包括Sb过压下的热脱氧,湿(气体)处理,离子束轰击和退火(IBA),在提升温度下的离子束轰击,原子(分子)H处理,以及暴露到辐频产生的H激子和电子回旋共振等离子体产生的H激子中进行清洗等。

传统上采用热脱氧的方法进行InSb的脱氧。InSb表面容易因接触空气而形成Sb2O5和In2O3,其中特别是In2O3具有高热稳定性,不易分解,接近InSb衬底的热分解温度(320～340 ℃),甚至当加热至接近InSb的熔点(527 ℃)时,仍有部分以InO的形式存在,因此In2O3的大量存在给脱氧造成了一定的困难。俄罗斯一些研究机构采用了硫钝化[12]和氯钝化[13]的湿化学方法外加高真空退火来处理InSb衬底,使得InSb表面只含有In2S3和InClx从而避免了形成In2O3,因而可以在比较低的温度下完成脱氧。

本实验采用CP4化学试剂对InSb衬底进行处理并采用传统的热脱氧方法比较彻底的完成了InSb(100)表面的脱氧。经过CP4溶液的处理,样品表面主要含有易于去除的Sb的氧化物,In的氧化物含量相对较少。选择InSb(100)衬底是由于InSb(100)适合做各种基础研究,也是研究多种周期性重构的理想选择。InSb衬底装入生长室后首先进行了原位的脱氧,通过在线的RHEED进行了样品表面脱氧过程的RHEED观测,如图1所示。

图1 InSb(100)衬底脱氧过程中的RHEED衍射图像:400～565 ℃

逐渐升高温度,380 ℃打开Sb快门进行Sb过压保护(随着温度升高逐渐增大Sb束流保护,最大Sb保护束流为2.8×10-6Torr),400 ℃还只有零星的几个衍射点；当温度达到520 ℃开始大量出现背景劳厄衍射环、衍射条纹逐渐拉长；530 ℃时更加明显,550 ℃时衍射条纹进一步拉升,衍射条纹从中心向两边增多,背景多级劳厄环衍射条纹逐渐明显；565 ℃时多级背景劳厄环由明显逐渐消失；经过565 ℃保持30 min后,衍射环大部分消失,背景杂散明显减弱,主级衍射条纹逐渐突显,间隙杂散衍射点逐渐消失；40 min后主衍射条纹间的背景杂散衍射点进一步减淡,多个主衍射条纹突显；50 min后,背景杂散衍射点完全消失,衍射条纹清晰明亮,指示脱氧完成,本实验系统热偶温度565 ℃即为InSb衬底的脱氧点。

3.2 衬底温度的校正

实验中衬底温度的校正以参考InSb(100)样品在脱氧之后在一定Sb过压保护下样品表面重构类型从p-(1×3)→c(4×4)的转变来确定转变温度Tt，如图2所示。从565 ℃到470 ℃逐渐降温过程中,InSb(100)表面一直保持p-(1×3)的重构特征,3×特征明显。当降温至470～460 ℃之间(Sb保护束流为1.0×10-6Torr)时,出现了p-(1×3)→c(4×4)重构类型的转变,对应的转变温度大约为Tt≈462 ℃。本套系统比文献报道的380 ℃的转变温度高出约80 ℃。

图2 InSb(100)表面重构类型从p-(1×3)→c(4×4)类型的转变

3.3 生长温度和Sb/In比的确定

根据InSb表面的重构相图[8,14](图3)及相关的生长研究[4,10],在实际温度Tt以上(380～450 ℃)主要为p-(1×3)重构区域,Tt以下(250～380 ℃)为c(4×4)重构类型。150～250 ℃主要为各种1×结构。当Sb/In比<1时,表面为富In的(4×2)或c(8×2)；当Sb/In>1时在不同温度区间分别对应富Sb的c(4×4)和p-(1×3)；而在温度特别低时,由于Sb不易蒸发,具有较长的表面存留寿命[8],容易形成富Sb的3D(1×1)多晶结构。而随着温度的升高,Sb的表面存留时间指数的下降。合理的调控Sb/In的束流比对于生长出化学计量的InSb很重要,因为过多的Sb可能会集成到已经形成的InSb膜中,导致InSb的电学性能下降[4]。

图3 InSb(100)表面重构相图

在Tt-30 ℃(对应热偶温度≈430 ℃)进行了RHEED速率的测量。首先外延生长几分钟以降低脱氧后的粗糙表面。实验观察到,当Sb/In 束流等效压强比太高或太低时RHEED振荡会变差甚至观察不到。如图4(a)所示,在同样的430 ℃下,当Sb/In压强比在1.5×以下时振荡比较少,而在1.8×倍以上时RHEED振荡会变差。这与R.Droopad[10]等报道的在Sb/In≈1(有效吸附束流比)附近时可以激发比较稳定的RHEED振荡的情况类似。并且实验发现在Tt以下的不同温度(410～460 ℃),当Sb/In压强比在1.5×附近时均可测得了RHEED振荡,但当温度太高(480 ℃及以上)在1.5×束流时较难测得RHEED振荡。RHEED振荡的发生主要是由于2D成核模式的生长,低温生长时当Sb/In比太高而无法观察到振荡可能是由于表面自由In原子的数量随着温度的降低而下降了,因此In原子在与分解的Sb原子结合前移动的平均距离下降了,从而导致随机岛的凝聚和RHEED振荡的消失；而高温生长(480 ℃以上)无法观察到振荡可能是由于生长开始由2D成核模式转向台阶流模式。

通过In诱导的和Sb诱导的RHEED振荡可以确定Sb和In的有效吸附束流比,即Sb/In比[4,10]。如图5(a)和(b),对于In诱导的RHEED振荡,需要在富Sb的条件下进行,打开In快门后,出现了多个周期的RHEED振荡,关闭In快门后,RHEED振荡停止,表面立即恢复为富Sb的表面。测得In的吸附速率为1.6 s,即0.625 ML/s。

(a) (b)

由于表面上物理吸附的In具有较大的迁移长度,在很多情况下更容易看到Sb诱导的振荡[4],关闭Sb快门打开In快门,预先沉积6～10 ML的In到样品表面上以形成富In的表面,然后在关闭In快门的同时打开Sb快门,也可以诱导出几个RHEED振荡,然后表面又恢复为富Sb的表面。测得Sb的吸附速率为1.06 s,即0.937 ML/s。Sb/In≈1.5,对应于该生长温度下的束流等效压强Sb/In(BEP)比约为2.5×。用同样的方法测得Sb/In≈1所对应的Sb/In(BEP)≈1.5×。由于离子规只精确到小数点后1位,并且随着使用时间的增长,其对束流测量的灵敏度并不会太高,但RHEED振荡却可以在不同的MBE系统中进行较准确的束流和生长速率测量。

图5 InSb(100) RHEED振荡图

3.4 生长温度对样品表面形貌的影响:

图6列出了几个同质外延的InSb样品500倍的光学显微镜照片。对于不带偏角的InSb(100)样品,在生长温度为430 ℃(Tt-30 ℃)、460 ℃(Tt)时表面均有一些小丘状的堆积,而480 ℃(Tt+20 ℃)时表面堆积有变平坦的趋势。与Tim Ashley曾报道的在Tt以下时样品表面会出现橘皮状缺陷类似。随着生长温度的升高,样品表面有变平滑的趋势,可能是由于在高温下样品表面的In和Sb吸附原子有比较高的迁移速率,吸附原子在平台上移动较长的距离,与平台边缘结合从而以台阶流的方式生长。

图6 不同生长温度下样品表面的显微镜照片(500倍):430 ℃、460 ℃和480 ℃

3.5 Sb/In束流比对表面形貌的影响

图7、图8均为在高温而在不同Sb/In束流比下InSb表面的200倍光学显微镜照片以及相应的(10 μm×10 μm和1 μm×1μm)的AFM照片。第一个样品a在480 ℃(Tt+20 ℃)、Sb/In(BEP)=6的下生长,较高的生长温度虽然有利于表面平坦化,但由于Sb束流过大而呈现出Sb聚集成团簇的现象；第二个样品b在更高的温度500 ℃(Tt+40 ℃)、Sb/In(BEP)=1.5下生长,虽然较高的生长温度有利于台阶流模式的平坦化生长,样品表面有平坦化的趋势,但由于Sb/In比在该温度下严重偏低,Sb保护束流过小,在表面上形成了较多的In液滴；第三个样品c也在较高的温度500 ℃、但在较高的Sb/In(BEP)=5×下生长,可以看到表面没有形成In液滴,而且形成了较大范围的平坦表面。因此,高温生长时样品表面以台阶流模式生长,表面有平坦化的趋势,但由于InSb表面的V族Sb在高温时的粘附系数不同于低温时的情况,当温度升高时,有较大一部分Sb会从样品表面上蒸发掉,造成有效的Sb粘附束流下降,在Sb严重不足时,In易于从样品表面偏析出而形成较多的In液滴。但当Sb束流过多时,表面也会形成Sb的堆积。

图7 高温生长条件下不同Sb/In束流比的表面光学显微 照片(200倍)

图8的原子力显微图像也从微观上进行了观测,对于富Sb的表面(a),虽然表面整体也较平整,但由于缺少一定量的In原子与Sb原子结合,出现一些由Sb构成的小的团族；对于Sb严重不足的情况(b),由于Sb严重不足,表面In原子凝聚成块,无法进行大面积的迁移扩展,表面平整度大大下降；而(c)的情况基本符合Sb和In的配比,外延表面平整度较高,形成了较大的平台。

因此,较高的外延生长温度Tt+40 ℃以及较高的Sb/In≈5是不带偏角的InSb同质外延的较佳生长条件。这样,我们最终获得1.5 μm的InSb同质外延样品的表面粗糙度RMS≈0.3 nm(10 μm×10 μm),XRD的FWHM≈7 arcsec。

图8 与图7相应的AFM照片(10 μm×10 μm和1 μm×1μm)

3.6 衬底偏角对外延形貌的影响

如图9所示,上排和下排分别是无偏角和偏向(111)B方向2°的InSb样品表面的500倍光学显微照片和相应的AFM图像。对于有一定偏角的邻晶面衬底,可以在较低温度430 ℃(Tt以下)以台阶流模式生长,而不会造成小丘状堆积缺陷。样品表面没有明显的宏观小丘状堆积缺陷,除了统计性的浅型“沟槽”粗糙外。从光学显微镜照片到AFM图像的对比均可看出这种差别,没有像无偏角的那样的较多小丘堆积,除了波形起伏外表面要比无偏角而低温生长的InSb表面平整一些。

图9 InSb样品表面500倍光学显微照片和相应的AFM形貌对比图:(上排)没有偏角和(下排)偏向(111)B方向2°

3.7 InSb的异质外延生长

采用和同质外延相同的生长参数(温度、Sb/In比),并结合以前描述过的原子层外延缓冲层的方法[6],在GaAs(100)衬底上进行了InSb的异质外延生长。由于As会取代Sb,俘获一定的电子,起电子陷阱作用,成为负电中心。因此,在生长完GaAs缓冲层后降温至400 ℃时将As阀关闭并降温至闲置,在生长室中抽真空约40 min,以尽量降低As的背景残余对外延薄膜电学性能的影响。获得了较高质量的GaAs基InSb的异质外延样品。1.5 μm的InSb薄膜样品的XRD FWHM<190 arcsec,室温电子迁移率达6.06×104cm2/V·s。其中3 μm InSb的XRD FWHM最好值达126 arcsec。图10为GaAs基异质外延3 μm的InSb样品500倍光学显微镜照片和10 μm×10 μm及1×1 μm的AFM图像。样品表面没有明显较大的缺陷,基本为原子级平坦,有较多的原子台阶,InSb层覆盖着较大的视场,几乎覆盖10 μm×10 μm区域。

图10 GaAs基异质外延InSb的光学显微照片(500倍)及其相应的AFM图像(10μm×10μm和1μm×1μm)

4 结 论

InSb是3～5 μm中波红外波段具有重要研究意义的材料。本文使用单位内部生产的InSb衬底,对InSb(100)衬底的脱氧、生长温度、Sb/In束流比和衬底偏角等进行了研究。使用热脱氧的方法完成了CP4处理的衬底的充分脱氧；通过In诱导的和Sb诱导的RHEED振荡确定了InSb在低温生长时的Sb/In有效吸附束流比；生长温度会影响InSb的表面形貌,低温时外延生长以2D成核方式生长,易于形成小丘状的堆积缺陷,而高温时为台阶流模式,表面趋于平坦化,在约(Tt+40)℃易于获得较平整的表面； Sb/In也会影响InSb的表面形貌,过多Sb束流易使样品表面形成富Sb的团簇堆积,Sb保护束流过小则易形成表面In液滴；采用偏向(111)B方向2°的InSb衬底可以在较低的温度(Tt以下)以台阶流模式生长,除了统计性的浅型“沟槽”缺陷外,很容易获得宏观平坦的表面。最后获得了高质量的InSb同质外延样品,1.5 μm样品的表面粗糙度RMS≈0.3 nm(10 μm×10 μm),FWHM≈7 arcsec,采用相同的生长条件并结合原子层外延缓冲层的方法获得了较高质量的GaAs基异质外延InSb样品,1.5 μm InSb样品的室温电子迁移率高达6.06×104cm2V-1s-1,XRD的FWHM<190 arcsec,3 μm InSb样品的FWHM低至126 arcsec。InSb材料的同质和异质外延优化生长可为高温工作掺铝InSb器件结构的优化生长提供参考依据。

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