Onderzoek naar oppervlaktepolarisatie van Al2O3-capped GaN/AlGaN/GaN heterostructuur door middel van hoek-opgeloste röntgenfoto-elektronspectroscopie

Resultaten en discussie

De Ga 3d spectra op kernniveau voor S1-S3 bij verschillende foto-elektronendetectiehoeken worden respectievelijk weergegeven in Fig. 1a-c. Voor S1 is elke Ga 3d spectrum kan worden uitgerust met twee pieken, overeenkomend met de Ga-N- en Ga-O-bindingen. De Ga-O-bindingen zijn het gevolg van de oxidevorming als gevolg van de blootstelling aan zuurstof in de ALD, en de zuurstofstof dringt door in het aanvankelijke dunne Al₂ O₃ laag [3]. Voor S2 en S3 kunnen drie pieken worden geïdentificeerd, genoteerd als Ga–N, Ga–O en O 2s , respectievelijk. De O 2en piek wordt toegeschreven aan de Ga-O- en Al-O-bindingen, en het wordt duidelijk wanneer de detectiehoek groter wordt. Aangezien dit artikel niet op deze piek is gericht, wordt deze niet verder besproken. Figuur 2 geeft de BE van Ga–N-pieken weer als functie van θ voor S1-S3. Een afname van 0,2 eV wordt verkregen uit θ =27,5° tot 72,5° voor S1. Het suggereert een opwaartse bandbuiging, wat consistent is met de publicaties [3, 11]. Voor S2 vertoont de BE een afname van 0,1 eV, wat wijst op een lichte opwaartse bandbuiging nabij de interface in vergelijking met S1 of een vlakke energieband zonder bandbuiging in overweging van experimentele fouten. Voor S3 is er echter een toename van 0,2 eV in de BE, wat in tegenstelling is tot monsters S1 en S2, wat een neerwaartse bandbuiging adviseert. Figuur 3 registreert de Al 2p spectra voor alle monsters, en er is geen verandering in de BE's. Bovendien wordt de piek genoteerd als de Al-O-binding en bijgevolg heeft de AlGaN-laag een verwaarloosbare invloed op de Ga-N BE-variatie. Tabel 1 vat de BE's van Ga 3d . samen en Al 2p bij verschillende detectiehoeken voor alle monsters, met een fout van ± 0,1 eV.

De XPS Ga 3d kernniveau-spectra voor a S1, b S2 en c S3

De BE van de Ga–N-spectrumpiek als functie van de detectiehoek θ (ten opzichte van normaal) voor S2. De foutbalk is ± 0,1 eV

De XPS Al 2p kernniveau-spectra voor a S1, b S2 en c S3, en de piek geeft de Al-O-binding aan. Bovendien is er geen significante BE-variatie

De verhoudingen van de Ga-O tot Ga-N-piek voor alle monsters worden gegeven in Tabel 2. De verhouding is ongeveer 0,2 voor monsters S1 en S2, wat consistent is met eerdere resultaten [3]. Na de PDA-behandeling neemt de verhouding echter toe tot ~ -0,3 en duidt dit op een toename van de GaO _x grensvlak laag. Bovendien wordt de Ga/N-verhouding ook gegeven in Tabel 2. De verhouding wordt berekend door de geïntegreerde intensiteiten van de Ga 3d te vergelijken. en N 1s pieken met atomaire gevoeligheidsfactoren [18]. Voor monsters S1 en S2 suggereert de verhouding rond 1,7 een Ga-rijke grenslaag. Echter, na de N₂ uitgloeien, neemt de verhouding af tot ~ -1,0. Verder is voor elke hoek ook de bemonsteringsdiepte in Tabel 2 gegeven. Vanwege de exponentiële verzwakking van foto-elektronen, zijn 63 en 95% van de gedetecteerde elektronen afkomstig van binnen een afstand van 1λ (d.w.z. λ vertegenwoordigt respectievelijk het inelastische gemiddelde vrije pad van het elektron (IMFP)) en 3λ van het oppervlak. Daarom wordt de XPS-bemonsteringsdiepte gedefinieerd als 3λ nanometer onder het monsteroppervlak. In ons geval, Al₂ O₃ is de afdeklaag en de λ van Ga 3d foto-elektronen in Al₂ O₃ wordt geschat op ~ 3,4 nm. Voor een ruwe schatting wordt de bemonsteringsdiepte onder verschillende hoeken gegeven als 3λcosθ . De werkelijke Ga-N BE-bemonsteringsdiepte moet echter rekening houden met de dikte van Al₂ O₃ , dus de bemonsteringsdiepte wordt geschat op 3λcosθ minus de limiet Al₂ O₃ dikte. Omdat de GaO _x laag bovenop de GaN-heterostructuur ligt, wordt het signaal van deze laag voor elke detectiehoek opgenomen. Met de toename van de detectiehoek neemt de signaalintensiteit van de Ga-N-binding echter af, wat resulteert in een toename van de Ga-O/Ga-N-verhouding. Als we S2 met S3 vergelijken, suggereren de toename van de Ga-O/Ga-N-verhouding en de afname van de Ga/N-verhouding dat de Ga-rijke laag is geoxideerd om GaO _{x te vormen} .

Om de hier gepresenteerde experimentgegevens te illustreren, wordt schematisch een model voorgesteld in Fig. 4. Het Fermi-energieniveau van het GaN/AlGaN/GaN-substraat wordt gekalibreerd als 0 eV tijdens XPS-meting [19]. Het geleidingsbandmaximum (CBM), het valentiebandmaximum (VBM) en het kernniveau worden gegeven. De BE is het energieverschil tussen het kernniveau en het Fermi-niveau. In de ALD-afzetting zou O uit het zuurstofmiddel N in de Ga-N-binding kunnen vervangen om het GaN te oxideren en de omringende N-atomen zouden N₂ kunnen vormen moleculen [20], wat leidt tot de vorming van de Ga-rijke laag en het galliumoxide (GaO _x ) grenslaag [11, 18]. Dit wordt ondersteund door de Ga/N-verhouding die groter is dan 1 in Tabel 2. Deze verhouding geeft de verandering van GaN-stoichiometrie aan en het intrinsieke spontane polarisatie-effect van GaN zou moeten verdwijnen [21,22,23]. Het resultaat is dat de Ga-rijke laag, als de GaN-naar-GaO _x overgangslaag, elimineert de polarisatie-geïnduceerde negatieve ladingen en resulteert in een vlakke geleidingsband [11], zoals weergegeven in Fig. 4.

In het grensvlakgebied resulteert O, dat N vervangt in de Ga–N-binding, in een Ga-rijke laag en een GaO _x laag. De Ga-rijke laag fungeert als de GaN-naar-GaO _x overgangslaag. De Ga-O-formatie elimineert de polarisatie van GaN en werkt als positieve ladingen. Dientengevolge buigt de geleidingsband geleidelijk van opwaarts naar neerwaarts en varieert de BE overeenkomstig

Bovendien wordt tijdens het gloeiproces het Ga-rijke oppervlak geoxideerd om een ​​dikker GaO _{x te vormen} laag. Omdat de oxidatie een kinetisch beperkte reactie is en beperkt is tot ongeveer twee oppervlaktemonolagen, zal de bulk niet sterk worden verstoord [24]. Daarom is het Ga-N-bindingssignaal voornamelijk afkomstig van de niet-geoxideerde onderliggende bulk, wat resulteert in de Ga / N-stoichiometrische verhouding van 1 voor S3. De GaO _x Er is gemeld dat de laag positieve ladingen binnenbrengt, mogelijk vaste ladingen aan het grensvlak met energietoestanden tussen de geleidingsbandminima van het natieve oxide en GaN, waardoor de band naar beneden zou buigen [4, 11, 13, 14]. Daarom begint de geleidingsband van de Ga-rijke laag af te nemen in het gebied nabij de GaO _x laag. Een dikkere GaO _x zal naar verwachting een grotere dichtheid van positieve ladingen opleveren. Met betrekking tot de constante BE van Ga–O en Al–O in S3, geeft dit aan dat de positieve lading zich moet bevinden op het grensvlak van de Ga-rijke laag/GaO _x laag. De positieve ladingen en polarisatie-geïnduceerde negatieve ladingen bouwen een intern elektrisch veld op dat de bandbuiging veranderde van opwaartse bandbuiging naar neerwaartse bandbuiging, getoond in Fig. 4. Vanwege de neerwaartse bandbuiging neemt de BE toe met de toename van de detectiehoek .

De GaO _x grensvlaklaag brengt positieve ladingen binnen die de hoogte van de interfacebarrière verhogen ɸ_b . ɸ_b wordt gedefinieerd als het energieverschil tussen het Fermi-niveau en het geleidingsbandminimum aan het oppervlak of grensvlak [25]. Als gevolg hiervan, na de A₂ O₃ afzetting wordt de mobiliteit van de 2DEG verhoogd en de elektronendichtheid van 2DEG verlaagd [16, 25, 26].

Met de verhoging van de Al₂ O₃ dikte, reflecteert het XPS-signaal meer op het interfacegebied tussen de afgedekte Al₂ O₃ en GaN/AlGaN/GaN, dat wordt gevalideerd door de XPS-bemonsteringsdiepte weergegeven in Tabel 2. Dit verklaart dat slechts een deel van het bandbuigingsprofiel kon worden gedetecteerd voor S2 [27]. Als resultaat is de BE-variatie 0,1 eV, kleiner dan 0,2 eV van S1. Voor S3, met een dikkere grenslaag, wordt de dichtheid van positieve ladingen verhoogd, wat resulteert in een neerwaartse bandbuiging.