尤明慧 李雪 李士軍 劉國軍

1) (吉林農(nóng)業(yè)大學,信息技術(shù)學院,長春 130118)

2) (梧州學院,廣西機器視覺與智能控制重點實驗室,梧州 543002)

3) (海南師范大學,物理電子工程學院,?？?571158)

InAs/GaSb 超晶格是量子級聯(lián)激光器(quantum cascade lase,QCL)和帶間級聯(lián)激光器(interband cascade lasers,ICL)結(jié)構(gòu)中重要的組成,特別是作為 ICL 的上下超晶格波導層是由大量的超薄外延層(納米量級)交替生長而成,細微的晶格失配便會直接導致材料晶體質(zhì)量變差,而且每層的厚度和組分變化會強烈影響材料結(jié)構(gòu)性能.論文研究驗證了 InAs/GaSb 超晶格材料生長的最佳溫度約在420 ℃.通過在襯底旋轉(zhuǎn)的情況下生長40 周期短周期GaSb/AlSb 和InAs/GaSb 超晶格,并采用XRD 測量擬合獲得了GaSb 和AlSb 層厚分別為5.448 nm 和3.921 nm,以及InAs 和GaSb 層厚分別為8.998 nm 和13.77 nm,誤差在10%以內(nèi),獲得了 InAs/AlSb 超晶格的生長最優(yōu)條件.在GaSb 襯底上生長晶格匹配的40 周期的InAs/AlSb 超晶格波導層,充分考慮飄逸As 注入對InAs/AlSb 超晶格平均晶格常數(shù)的影響,在固定SOAK 時間為3 s 的條件下,通過變化As 壓為1.7×10–6 mbar 來調(diào)整個超晶格的平均晶格常數(shù),實現(xiàn)了其與GaSb 襯底晶格匹配.實驗結(jié)果表明超晶格零階衛(wèi)星峰和GaSb 襯底峰重合,具有完美的晶格匹配,尖銳的次階衛(wèi)星峰和重復性良好的周期結(jié)構(gòu)也表明優(yōu)異的超晶格材料結(jié)構(gòu)質(zhì)量.

1 引 言

銻化合物半導體材料(如InAs,InSb,GaSb,AlSb 及相關(guān)化合物)不但具有寬范圍、可變的能量帶隙和帶隙差,而且具有很高的電子遷移率.這些特點使得這一材料體系適用于制備高速和低功耗電子器件以及中紅外光源[1?10].在這些材料中,InAs/AlSb 超晶格作為器件有源區(qū)或包層已經(jīng)被成功地用于開發(fā)實現(xiàn)QCL 和ICL.InAs 和AlSb之間的導帶差高達1.35 eV[11].因此,它們組合形成的超晶格可以承載較高能量的子帶間躍遷,特別適用于實現(xiàn)短波長QCL.在早期研究中,它作為有源區(qū)主要被用于開發(fā)制造發(fā)射波長低于4 μm 的InAs/AlSb QCL,并實現(xiàn)了發(fā)射波長2.6 μm[5].

同時,研究者注意到InAs 材料較小的電子有效質(zhì)量,非常利于獲得較高的 QCL 增益[6].長波長QCL 的激光躍遷能級接近導帶底部,并且非拋物線效應較弱的特點,結(jié)合電子有效質(zhì)量較小的優(yōu)點在長波長QCL 中獲得了充分的應用.法國蒙彼利埃大學的Nguyen 等[7]就利用這一優(yōu)點成功制備實現(xiàn)了室溫連續(xù)工作、波長大于17 μm 的InAs/AlSb QCL,這是迄今為止能夠室溫連續(xù)工作、波長最長的半導體激光器.在太赫茲波段,Brandstetter 等[8]采用 InAs/AlAsSb 超晶格制備了THz QCL,實現(xiàn)了工作頻率為3.8 THz (約79 μm)的器件.對于ICL,InAs/AlSb 超晶格在器件結(jié)構(gòu)中主要被用作上下包層,實現(xiàn)載流子和光場限制,此外,它也是有源區(qū)結(jié)構(gòu)的一個重要組成部分,決定了載流子輸運和激光能級躍遷;與QCL 相比,ICL的最大優(yōu)勢是其具有超低閾值電流密度,這使得其能在中紅外波段以超低功耗實現(xiàn)室溫連續(xù)工作[9].目前,3.7 μm 室溫GaSb 基的ICL 的閾值電流密度已低至 100 A/cm2[10].

通常,QCL 和ICL 的有源區(qū)是由多次周期重復的耦合量子阱超晶格組成,其結(jié)構(gòu)通常包含成百上千的超薄層,整個有源區(qū)厚度可能達到1—3 μm量級 [4?10].這與傳統(tǒng)半導體激光器有源區(qū)一般由數(shù)目有限(1—7 個)、厚度為納米量級的量子阱組成不同.對于實現(xiàn)高性能QCL 和ICL 而言,其有源區(qū)材料層在整個結(jié)構(gòu)中要求具有良好的周期重復性[12].因此,在外延過程中需要精確控制材料層厚、組分和界面質(zhì)量.從外延材料生長的角度看,這本身就具有極高的挑戰(zhàn)性.而對InAs 或GaSb 基采用InAs/AlSb 超晶格為有源區(qū)或包層的QCL 和ICL 而言,由于材料體系特殊,情況就變得更加復雜.這其中的主要原因來源于以下幾個方面.

首先,雖然InAs/AlSb 超晶格材料和所用襯底同屬6.1 ?材料體系,但是它們的晶格常數(shù)之間仍然存在著顯著差異[11].在室溫下,以InAs,AlSb和GaSb 為例,它們的晶格常數(shù)分別為6.0583,6.1355 和6.09593 ?.在GaSb 襯底上,InAs 引起0.617%的張應變以及AlSb 引起0.649%的壓應變,使得InAs/AlSb 超晶格與襯底之間不能實現(xiàn)自然晶格匹配.雖然它們之間可以形成應變補償結(jié)構(gòu),但是在實際的分子束外延生長過程中,較為困難的層厚控制也會顯著影響晶格匹配.

其次,InAs 和AlSb 材料之間不存在共同(用)原子,它們的界面處只能存在 Al-As 或 In-Sb 鍵,形成類AlAs 和類InSb 的界面材料層[13].這些界面材料層與InAs 襯底之間分別形成6.7%張應變和6.9%的壓應變,與GaSb 襯底之間的分別形成7.3%張應變和6.3%的壓應變.

再次,由于As 原子具有較高的揮發(fā)特性,外延生長中正常的快門(shutter)關(guān)閉不能完全阻擋它們在生長室中的運動,其中的一部分As 原子會通過飄逸擴散繞過快門參與外延材料的生長,在一定程度上將AlSb 層轉(zhuǎn)化為低As 組分AlSbAs 層,從而影響晶格匹配[14,15].上述這些因素均增加了實現(xiàn)InAs/AlSb 超晶格材料與襯底之間晶格匹配的難度.對于需要超厚層生長的InAs/AlSb QCL及ICL 外延材料而言,晶格失配的不恰當控制會直接導致材料晶體質(zhì)量變差,從而影響器件的最終性能.

InAs/AlSb 通常作為QCL 及ICL 激光材料的波導層結(jié)構(gòu),為了獲得高質(zhì)量QCL 及ICL 激光材料,就需要深入了解InAs/AlSb 材料的特性及其外延生長機制,并采用特別的生長手段和策略,盡可能減小它們與襯底之間的晶格失配.然而,迄今為止有關(guān)InAs/AlSb 用于 QCL 和ICL 材料生長方面相關(guān)報道卻相對較少[6,10,16,17].本文研究了采用超高真空分子束外延技術(shù)在GaSb 底上生長晶格匹配InAs/AlSb 超晶格,為進一步開展QCL 和ICL 器件生長提供了基礎(chǔ)實驗支撐.

2 實 驗

除非特別說明,實驗中的所有樣品均采用裝配有Ga、In、Al、裂解As 和裂解Sb 源的超高真空分子束外延系統(tǒng),外延生長在1 cm×1 cm 的雙面拋光的(100)取向N 型GaSb 襯底上.采用As2和Sb2裂解源作為V 族束流源,并通過RHEED測量校準材料生長速率、生長溫度,以及原位監(jiān)控外延生長過程中材料表面再構(gòu)變化,采集外延生長過程中獲得的振蕩曲線,進而決定材料生長速率.再構(gòu)變化與外延生長溫度、III 族束流量和V 族(As 或Sb)過壓直接相關(guān),反映了外延材料表面狀態(tài),在分子束外延生長銻化物材料中被廣泛地用于決定襯底溫度.

研究表明,銻化物器件(激光器和二類超晶格探測器等)的最佳生長溫度在410—450 ℃之間[16?18].然而,對分子束外延銻化物材料而言,迄今為止還沒有合適的設(shè)備能夠用于直接測量低于450 ℃以下的襯底溫度.所幸的是,GaSb 材料在襯底溫度高于410 ℃時,其表面呈現(xiàn)3×再構(gòu);而當襯底溫度低于410 ℃時,其表面呈現(xiàn)5×再構(gòu).在這個溫度點附近,通過緩慢改變襯底溫度并同時觀察表面再構(gòu)轉(zhuǎn)變可以很方便地判定襯底溫度.除了GaSb,其他的材料也有各自的特性溫度轉(zhuǎn)變點,如InAs的2×到4×再構(gòu)轉(zhuǎn)變對應510 ℃,GaAs 的2×到4×再構(gòu)轉(zhuǎn)變對應515 ℃等[19].本文通過GaSb 襯底表面脫氧化層溫度及410 ℃附近表面再構(gòu)從3×到5× 轉(zhuǎn)變進行生長溫度校準,如圖1 所示.之后,采用紅外測溫儀對樣品生長溫度進行測量監(jiān)控(高于450 ℃).在InAs/AlSb 超晶格的生長過程中,分別將InAs 和AlSb 的生長速率分別固定在0.25 μm/h 和0.5 μm/h,通過控制擴散飄逸As 量、As 過壓以及Sb Soak 時間研究它們對InAs/AlSb超晶格和襯底之間晶格匹配的影響,并通過三軸高分辨率X 射線衍射 (HRXRD)測量進行評價.

圖1 GaSb 襯底在410 ℃附近 表面 再構(gòu) 從(a) 3×到(b)5× 轉(zhuǎn)變Fig.1.The surface reconstruction of GaSb substrate changed from (a) 3× to (b) 5× at about 410 ℃.

材料的生長過程包括: 首先,將GaSb 襯底置于進樣倉在熱偶溫度150 ℃下低溫除氣不少于10 h,然后傳入預備倉中在熱偶溫度450 ℃下除氣直到預備倉壓力低于5×10–9mbar.之后,將襯底傳入生長室,在Sb 束流保護下升溫至530 ℃(紅外測溫儀測量實際襯底溫度,以下類同)并保持10 min.這一過程可以確保襯底表面氧化物及吸附氣體徹底清除.脫除氧化層完成后,根據(jù)我們早期優(yōu)化生長GaSb 的工作[20],在Sb 束流繼續(xù)保護下,將襯底溫度降低到515 ℃進行GaSb 緩沖層生長.緩沖層生長結(jié)束后,在Sb 束流保護下,緩慢降低襯底,并在這一過程中,通過RHEED 觀察襯底再構(gòu)轉(zhuǎn)變,將生長溫度穩(wěn)定在420 ℃.溫度穩(wěn)定后,開始超晶格材料的生長.

3 實驗系統(tǒng)及測量結(jié)果

InAs/AlSb 作為QCL 和ICL 的有源區(qū)或包層(波導層)由大量的超薄外延層(單分子層或納米量級)交替生長而成[4?10].這些超薄外延層的厚度和組分變化會強烈影響材料結(jié)構(gòu)性能.一方面,由于晶格常數(shù)的差異,這些變化影響整個外延結(jié)構(gòu)的晶格匹配,從而影響整個外延材料的結(jié)構(gòu)質(zhì)量.另一方面,作為級聯(lián)型器件,這些變化也會直接影響器件有源區(qū)增益,從而導致整個器件的性能參數(shù)變化(如激射波長、閾值電流密度和輸出功率等).因此,為了最終實現(xiàn)獲得高質(zhì)量器件材料,首先需要實現(xiàn)這些超薄外延層的可控性及可重復性生長,即在生長過程中實現(xiàn)對這些超薄外延層厚度和組分的精確控制.在分子束外延生長中,外延層的厚度由材料的生長速率和生長時間乘積決定,而其組分則由組成合金材料的二元材料的生長速率比率決定.因此,生長速率的精確校準和控制直接決定了各材料層的層厚和組分的精確性[12].在已有關(guān)于QCL 和ICL 生長的研究中,生長速率校準主要通過RHEED 測量進行.

圖2 是不同溫度下生長InAs 材料獲得的典型RHEED 振蕩曲線.可以看到,曲線的振蕩周期數(shù)隨生長溫度升高而明顯減小,這主要是由于不同生長溫度下外延材料的表面生長動力學過程(如原子吸附,解吸附及表面遷移等)差別較大造成的.震蕩周期數(shù)最多的生長溫度是420 ℃左右.這個溫度是用于二類超晶格InAs/GaSb 探測器材料生長的最佳溫度[18],也適用于InAs/AlSb 超晶格材料的外延生長.在這些振蕩曲線中,每一個完整振蕩周期對應一個分子單層材料的生長.在已知材料分子單層厚度(d)和振蕩周期(T)的情況下,生長速率可以很方便地通過d/T來決定.利用這一關(guān)系,計算了InAs 材料的生長速率并發(fā)現(xiàn)在生長溫度低于500 ℃時,其生長速率基本保持不變.這其中的主要原因是生長溫度還沒有達到造成In 明顯揮發(fā)的溫度(約為520 ℃),因此所有到達襯底的In 原子都參與到了外延層的生長.綜合上述因素,本文將主要研究在420 ℃附近進行銻化物相關(guān)材料的生長.

圖2 不同溫度下生長InAs 材料獲得的RHEED 振蕩曲線Fig.2.The oscillation curves of RHEED obtained by growing InAs materials at different temperatures.

在分子束外延材料生長中,源爐溫度變化決定了外延材料層的生長速率.以使用相同Ga 源爐分別生長GaSb 和GaAs 材料為例,通過RHEED 測量快速地校準了它們的生長速率.圖3 是兩種材料生長速率隨Ga 源爐溫度的變化情況.這里需要指出的是,兩種材料分別在420 ℃和580 ℃生長在了它們的同質(zhì)襯底上,即GaSb 外延生長在GaSb襯底上,GaAs 外延生長在GaAs 襯底上.可以看出,兩種材料的生長速率對源爐溫度的變化情況滿足Arrhenius 關(guān)系.然而,在相同的源爐溫度下,GaSb的生長速率卻明顯比GaAs 的生長速率快了約1.26倍.這種差別是由兩種材料的晶格常數(shù)差異造成的,即單位時間內(nèi),生長速率III 族(Ga 原子)數(shù)量決定,如果發(fā)射同樣量的Ga 原子到襯底生長同樣單層的GaAs(5.64 ?)和GaSb(6.03 ?),后者因為晶格常數(shù)大于前者,表現(xiàn)在厚度上就會大于前者,體現(xiàn)在生長速率上也就快于前者.對于Ga 源爐而言,發(fā)射同樣量的Ga 原子到襯底上分別生長GaSb 和GaAs 材料時,導致的生長速率和其晶格常數(shù)直接相關(guān).它們的生長速率比率理論上可以由(aGaSb/aGaAs)決定[21].也就是說,在相同源爐溫度下,GaSb 的生長速率理論上比GaAs 快1.25339 倍,本實驗結(jié)果和理論值吻合得很好.這對分子束外延生長工作而言具有非常重要的現(xiàn)實意義,即采用同一源爐生長不同二元材料,只要知道其中一種材料的生長速率,根據(jù)理論計算就可以相應獲得另外一種材料的生長速率.對銻化物材料生長而言,所用GaSb 襯底的價格約為GaAs 襯底的5 倍.能夠利用GaAs,AlAs 在GaAs 襯底上的生長速率間接校準GaSb,AlSb 生長速率,不但可以極大地降低實驗成本而且也非常有利于提高校準效率.

圖3 GaSb 和GaAs 生長速率隨Ga 源爐溫度的變化情況Fig.3.Variation of growth rate of GaSb and GaAs with temperature of Ga source furnace.

圖4 是采用RHEED 測量獲得的AlSb 生長速率隨源爐溫度變化情況.實驗使用了兩種不同類型的Al 源爐用于AlSb 生長.一種是傳統(tǒng)的錐形坩堝構(gòu)造源爐,而另一種是SUMO 源爐.與GaSb生長速率對源爐溫度的依賴關(guān)系類似,AlSb 生長速率對源爐溫度的依賴關(guān)系也遵守Arrhenius 關(guān)系.然而,由于源爐構(gòu)造不同,兩種類型的Al 源爐導致的AlSb 生長速率在源爐溫度相同的情況下卻差別很大.從圖4 可以看到,要想獲得相同的生長速率,SUMO 源爐的工作溫度明顯比傳統(tǒng)源爐要低很多,效率更高.另外,在實驗中也注意到,對于傳統(tǒng)源爐,快門開啟后,由于熱輻射而導致的襯底溫度會上升高達40 ℃;而對于SUMO 源爐,快門開啟后,由于熱輻射而導致的襯底溫度上升低于20 ℃.銻化物材料外延生長對襯底溫度變化十分敏感.因而,采用SUMO 源爐可以顯著降低源爐輻射對襯底溫度的影響,有利于高質(zhì)量外延材料生長.

圖4 采用RHEED 測量獲得的AlSb 生長速率隨源爐溫度變化情況Fig.4.Variation of AlSb growth rate measured by RHEED with source furnace temperature.

RHEED 測量校準生長速率一般需要在襯底保持靜止的條件下進行.然而,由于分子束外延系統(tǒng)的特殊構(gòu)造,源爐發(fā)射的束流到達襯底上呈現(xiàn)了不均勻分布特性.為了保持外延層厚度和組分在整個外延襯底上的一致性,在實際器件材料外延生長過程中,襯底需要保持勻速旋轉(zhuǎn).因此,通過RHEED測量獲得的生長速率值和襯底旋轉(zhuǎn)情況下獲得的生長速率值相對而言存在一定的差別.為了更精確校準材料生長速率,還需要以RHEED 測量校準結(jié)果為基礎(chǔ),在襯底旋轉(zhuǎn)的情況下生長短周期超晶格通過XRD 測量生長后樣品來對生長速率作進一步校準.以InAs,GaSb 和AlSb 層校準為例,在GaSb 襯底上分別生長了GaSb/AlSb 和InAs/GaSb短周期超晶格對它們的生長速率進行更為精確的校準.

圖5 所示為GaSb/AlSb 和InAs/GaSb 這 兩類短周期超晶格結(jié)構(gòu)的XRD 曲線.從圖5 可以看到,由于AlSb 晶格常數(shù)較大,GaSb/AlSb 超晶格的零級衛(wèi)星峰位于GaSb 襯底左邊,表現(xiàn)輕微的壓應變;InAs 晶格常數(shù)較小,InAs/GaSb 超晶格的零級衛(wèi)星峰位于GaSb 襯底右邊,表現(xiàn)輕微的張應變.根據(jù)RHEED 校準數(shù)據(jù)設(shè)計了這些超晶格,并預期GaSb/AlSb 短周期超晶格中的GaSb 和AlSb層厚分別為6 nm 和4 nm,而InAs/GaSb 短周期超晶格中InAs 和GaSb 的層厚分別為8 nm 和15 nm.然而,XRD 測量擬合獲得的GaSb 和AlSb 層厚卻分別為5.448 nm 和3.921 nm,以及InAs 和GaSb層厚分別為8.998 nm 和13.77 nm.可以看到各材料層的厚度通過RHEED 和XRD 測量獲得的值存在明顯的差別,最高可達10%.這種差別的出現(xiàn)主要是由于RHEED 測量過程中,襯底保持靜止不動,而束流跨過整個襯底有一定的梯度分布,導致在襯底不同位置上測量的生長速率差別較大.而對XRD 測量的短周期超晶格樣品,襯底在材料生長過程中不斷旋轉(zhuǎn),因此生長速率在整個襯底上都是均勻的.從理論上看,XRD 測量結(jié)果精確性更好,可信度更高.也可以這樣理解,在XRD 的擬合過程中,各層組分分布和界面的模型均對最后擬合獲得的層厚和組分有影響.這種影響對于生長過程中存在分凝、偏析、原子擴散以及界面層的材料來講尤為嚴重.舉例來講,高溫條件下(如高于700 ℃)生長GaAs/AlAs 超晶格,各層之間可能會存在原子擴散,因此形成AlGaAs 過渡層.如果采用的模型不當,很容易誤估組分和層厚.幸運的是,這種情況可以通過低溫生長來避免.對低溫生長樣品,GaAs/AlAs 超晶格可以被看作界面突變的材料層.事實上,它被分子束外延工作者廣泛用于材料層厚和生長速率校準.而將RHEED 測量和XRD 測量結(jié)合是實現(xiàn)快速生長校準的有效策略.對GaSb/AlSb 超晶格而言,其與GaAs/AlAs 超晶格類似.而對于InAs/GaSb 超晶格,由于As 和Sb 同時出現(xiàn)在界面處會導致相互交換反應,因此界面層結(jié)構(gòu)相對復雜.為了盡量降低原子分凝、擴散、偏析以及界面交換反應的影響,本文采用了兩種措施.首先主要在生長溫度420 ℃左右進行超晶格生長(這一溫度遠低于引起原子擴散的溫度).其次,增大了InAs/GaSb 超晶格的層厚以降低XRD 擬合過程中界面層的影響.不排除采用擬合模型的影響,但是根據(jù)生長GaAs/AlAs 超晶格校準樣品的經(jīng)驗,相信目前觀察到的RHEED 和XRD 校準差別主要還是來自于襯底旋轉(zhuǎn).

圖5 GaSb/AlSb 和InAs/GaSb 40 周期短周期超晶格結(jié)的XRD 典型結(jié)果Fig.5.Typical results obtained from XRD measurement of 40-short period SPLs structures of GaSb/AlSb and InAs/GaSb.

實現(xiàn)InAs/AlSb 超晶格與襯底之間的晶格匹配是獲得高質(zhì)量銻化物QCL 和ICL 器件結(jié)構(gòu)的重要環(huán)節(jié).理論上,完成生長速率校準后,只要通過合理控制生長時間就能精確地控制外延層厚度,從而實現(xiàn)InAs/AlSb 超晶格與襯底晶格匹配.然而,在實際分子束外延生長中,外延層的生長和停止一般是通過快門開關(guān)控制.對III 族元素而言,這種控制過程非常直接;而對V 族元素,特別是As 而言,由于其具有較高的揮發(fā)性,快門控制只能阻擋大部分的As 到達襯底,而少量的As 仍然能繞過快門而飄逸到達襯底參與外延層的生長,從而影響材料生長、構(gòu)成及其質(zhì)量.這種影響對Sb 化物材料生長尤為明顯[14,15].

為了研究這一影響,在保持裂解As 源快門完全關(guān)閉的條件下,通過控制裂解As 源針閥位置生長了一系列對比用的GaSb 厚層樣品,并通過高分辨率XRD 對其結(jié)構(gòu)進行了測量分析.需要說明的是,針閥控制是裂解As 源束流控制的一個附加選項.它不但可以通過針閥位置變化靈活控制As 束流大小,而且也可以徹底切斷其輸出.實驗中,首先采用前期深入研究的IMF 技術(shù)在GaAs 襯底上生長一層1 μm 厚的GaSb 層[20].這一過程中,除了生長GaAs 緩沖層外,生長AlSb 界變層和厚層GaSb 層時,裂解As 源的針閥和快門都處于關(guān)閉狀態(tài),以盡最大可能消除飄逸As 注入的影響.之后,在始終保持裂解As 源快門處于關(guān)閉狀態(tài)的條件下,調(diào)節(jié)裂解As 源針閥開關(guān).在不同的針閥位置下繼續(xù)生長一層1 μm 厚的名義GaSb.

圖6 是3 個采用不同針閥位置生長樣品的XRD曲線.可以看到,在針閥位置為零的情況下,曲線中僅能觀察到GaAs 主衍射峰以及GaSb 衍射峰,這是典型的在GaAs 襯底上外延生長GaSb 獲得的XRD 曲線.當針閥打開后,GaSb 衍射峰右邊出現(xiàn)了附加的衍射峰,并且峰的位置隨針閥位置增大而向高角端靠近GaAs 襯底的方向移動,表明結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)了新的晶格常數(shù)小于GaSb 的外延材料層.針閥打開位置值越大,附加衍射峰位置越靠近GaAs襯底衍射峰.針閥位置的大小直接控制裂解As 源里發(fā)射出來的As 流量.針閥位置值越大,As 流量越大,As 飄逸繞過快門阻擋的量也就越大.因此,附加衍射峰出現(xiàn)及其位置隨針閥開放位置變化的現(xiàn)象表明生長過程中飄逸As 注入到GaSb 層中導致形成三元GaSbAs 合金材料層.

圖6 0,3 和8 nm 三個不同針閥位置生長樣品的XRD 曲線Fig.6.XRD curves of samples grown at three different needle valve positions of 0,3 and 8 nm,respectively.

AlSb 和GaSb 具有類似的化學特性,相同的As 注入機制也適用于AlSb 材料.為了研究As 飄逸注入對InAs/AlSb 超晶格生長的影響,進一步通過控制裂解As 源的針閥位置和快門開關(guān)生長了兩個對比用40 周期的InAs/AlSb 短周期超晶格樣品.其中的一個樣品,在整個超晶格的生長過程中,裂解As 源的針閥都保持打開,僅通過快門開關(guān)來控制到達襯底的As 束流.另外一個樣品,除了和第一個樣品采用相同的快門控制外,同時在AlSb層的生長過程中關(guān)閉裂解As 源針閥,在InAs 生長前5 s 再打開.

圖7 所示為AlSb 和GaSb 樣品生長后的高分辨率XRD 衍射曲線.從圖7 可以觀察到高達10 階的衛(wèi)星峰,表明極高的外延結(jié)構(gòu)質(zhì)量.本文也注意到,和裂解As 源針閥打開生長樣品相比,裂解As源針閥關(guān)閉生長樣品的衛(wèi)星峰數(shù)目有所減少,意味著輕微的材料結(jié)構(gòu)質(zhì)量變差.這種輕微的質(zhì)量變差可能和InAs 生長前針閥打開的時間有關(guān).由于AlSb 層生長時間有限,本文沒有深入研究這種打開時間對材料質(zhì)量的影響.基于針閥打開狀態(tài)下生長樣品質(zhì)量較高的實驗事實,在接下來的InAs/AlSb超晶格生長中,將僅通過快門來控制As 的開關(guān).注意到這兩個樣品的超晶格零級衛(wèi)星峰位置均位于GaSb 襯底主衍射峰的右手邊,表明它們中的超晶格結(jié)構(gòu)處于張應變狀態(tài).特別是對于針閥打開樣品,它的零級衛(wèi)星峰位置相對針閥關(guān)閉樣品明顯遠離襯底向高角端移動,表明這一樣品中超晶格的平均晶格常數(shù)較小.這些現(xiàn)象和厚層GaSb 生長時觀察到的現(xiàn)象非常類似,也可以部分歸因于飄逸As 注入的影響.飄逸As 注入到超晶格的AlSb 層里,導致形成AlSbAs.因而,對名義上生長的InAs/AlSb 超晶格,由于飄逸As 注入影響,其實際結(jié)構(gòu)應為InAs/AlSbAs 超晶格.AlSbAs 材料晶格常數(shù)隨As 組分增加而減小,因此導致超晶格的平均晶格常數(shù)減小,從而導致張應變,即零級鋒遠離GaSb襯底峰并向高角端移動.在現(xiàn)實生長晶格匹配InAs/AlSb 超晶格時,為了使其與GaSb 襯底晶格匹配,要充分考慮As 飄逸導致的非故意注入造成的這種影響.

圖7 AlSb 和GaSb 樣品生長后的高分辨率XRD 衍射曲線Fig.7.High resolution XRD diffraction curves of AlSb and GaSb samples after growth.

在InAs/AlSb 超晶格的現(xiàn)實生長中,不但要考慮層厚和組分控制以及飄逸As 注入的影響,也要充分考慮界面交換反應的影響.典型的砷化物(如InAs)和銻化物(如GaSb,AlSb 及GaAlSb 等)材料層之間不存在共同的V 族元素,當As 和Sb 同時出現(xiàn)在它們的界面處會導致強烈的相互交換反應.這主要是因為Sb 具有金屬特性,并且As和Sb 在材料中的注入速率不同造成的[13].As 和Sb在砷化物和銻化物材料界面處的相互交換反應使得控制它們之間的界面層質(zhì)量和組分變得十分困難.對InAs/GaSb 或InAs/AlSb 超晶格而言,在不特意控制各源爐快門操作序列的前提下,生長結(jié)束后,它們的外延層之間分別形成富As 的類GaAs 或類AlAs 界面.這類界面的出現(xiàn)不但誘導整個超晶格的平均晶格常數(shù)減小,而且也趨向于惡化材料的電學和光學特性[24?26].為了提高材料質(zhì)量,通常需要采用Sb 束流SOAK 技術(shù)使它們的外延層之間形成富Sb 的類InSb 界面.Sb 束流SOAK技術(shù)可以通過遷移增強外延實現(xiàn).以InAs/AlSb超晶格生長為例,它的基本過程是在InAs 層生長結(jié)束后,關(guān)閉As 快門,繼續(xù)保持In 快門處于打開狀態(tài),在InAs 層上淀積一層很薄的In (分子單層量級).然后關(guān)閉In 源快門,打開Sb 源快門,保持幾秒到十幾秒的時間.之后打開Al 快門,開始生長AlSb 層.AlSb 層生長結(jié)束后,立即關(guān)閉Al 快門,保持Sb 快門繼續(xù)打開幾秒到十幾秒時間,然后關(guān)閉.在AlSb 上淀積一層很薄的In (分子單層量級),然后再開始生長下一層InAs.周而復始,形成超晶格.通過這一過程生長的InAs/AlSb 超晶格就具有了通過人為控制強制形成的類InSb 界面.這類界面不但可以提高整個超晶格結(jié)構(gòu)的電學和光學特性,而且也可以調(diào)整整個超晶格的平均晶格常數(shù),實現(xiàn)超晶格與襯底之間晶格匹配.為了演示Sb 束流SOAK 技術(shù)對晶格常數(shù)調(diào)整的影響,在保持其他生長條件和參數(shù)名義不變的條件下,通過變化Sb 束流SOAK 時間在GaSb 襯底上生長了一系列40 周期的InAs/AlSb 短周期超晶格.超晶格生長過程中,裂解As 源的針閥一直處于打開狀態(tài),并保持在同一位置.樣品生長前,通過離子規(guī)測量的As 束流為2.16×10–6mbar.

圖8 所示為Sb 束流SOAK 時間變化對超晶格平均晶格常數(shù)的影響.插圖是這些樣品在生長后測量獲得的高分辨率XRD 衍射曲線,其中的主衍射峰來自GaSb 襯底,右手邊的次級峰為超晶格零階衛(wèi)星峰.可以看到,隨著SOAK 時間延長,零階衛(wèi)星峰向GaSb 襯底峰靠近,超晶格平均晶格常數(shù)變大,接近GaSb 襯底晶格常數(shù).出現(xiàn)這種現(xiàn)象主要是由于超晶格中人為強制引入晶格常數(shù)較大的類InSb 界面層造成的.Sb 束流SOAK 時間對超晶格平均晶格常數(shù)的影響在剛開始時非常明顯.之后,隨著時間延長,影響變?nèi)?出現(xiàn)類飽和的現(xiàn)象.在實驗中,3 s 的SOAK 時間已經(jīng)足以將超晶格的平均晶格常數(shù)增大到幾乎可以和GaSb 襯底晶格匹配的狀態(tài).繼續(xù)延長SOAK 時間對超晶格平均晶格常數(shù)影響不大.

圖8 Sb 束流SOAK 時間變化對超晶格平均晶格常數(shù)的影響Fig.8.Effect of time variation of Sb beam SOAK on the average lattice constant of SPLs.

需要指出的是,對于InAs/GaSb 超晶格而言,它主要用于制備實現(xiàn)長波長二類超晶格探測器;而對于InAs/AlSb 超晶格或量子阱,它最早主要被用于實現(xiàn)高遷移率HEMT,后來才被用做ICL 的超晶格包層以及實現(xiàn)中紅外量子級聯(lián)激光器.從生長角度看,Ga 和Al 同屬III 族元素,在分子束外延生長中,InAs/GaSb 和InAs/AlSb 超晶格的生長機制類似.其區(qū)別可能主要為: 首先,這兩類超晶格的界面在沒有采用強制措施改變的條件下,應該分別為類GaAs 和類AlAs 界面.在引入Sb SOAK的條件下,它們都可以強制轉(zhuǎn)化為類InSb 界面.其次,Al 原子的表面遷移率比Ga 原子慢,在非特意優(yōu)化的前提下,InAs/AlSb 超晶格的界面可能相對粗糙.為了克服這一問題,AlSb 的生長速率要比GaSb 生長速率低.這可能會導致生長InAs/AlSb超晶格的時間比生長InAs/GaSb 超晶格的時間要長以及In 偏析問題(In segregation).再次,銻化物材料的生長溫度相對較低.這種情況下,源爐開關(guān)打開后的熱輻射會顯著影響實際襯底溫度.分子束外延中,Al 源工作溫度(1100 ℃)明顯高于Ga源溫度(800 ℃).這也確實會間接增加InAs/AlSb超晶格的生長難度,特別是襯底溫度優(yōu)化.可以想見,InAs/GaSb 超晶格生長,由于In 源工作溫度(880 ℃)和Ga 源工作溫度(800 ℃)差別較小,熱輻射影響較小,襯底溫度相對穩(wěn)定.而對于InAs/AlSb 超晶格生長,由于In 工作溫度(880 ℃)和Al源工作溫度(1100 ℃)差別較大,熱輻射影響明顯,襯底溫度一直處在周期變動中.在AlSb 生長的時間內(nèi),襯底溫度會明顯升高.雖然沒有證據(jù),但是本文猜想較大的溫度升高有可能會帶來Sb 分凝效應.

本文的目標是生長晶格匹配的InAs/AlSb 超晶格.考慮到飄逸As 注入對InAs/AlSb 超晶格平均晶格常數(shù)的影響,基于上述實驗結(jié)果,論文采用固定SOAK 時間為3 s 的條件下,通過變化As 壓來調(diào)整個超晶格的平均晶格常數(shù),并期望實現(xiàn)其與襯底晶格匹配.實驗采用同樣的40 周期InAs/AlSb 短周期超晶格,具體結(jié)構(gòu)為: GaSb 襯底,1000 nm 的GaSb 緩沖層,40 周期的AlSb (2.4 nm)/InAs (2.4 nm),以及10 nm GaSb 防止氧化的蓋層結(jié)構(gòu),如圖10 內(nèi)插圖所示.圖9 是As 束流變化對超晶格平均晶格常數(shù)的影響情況.插圖是這些樣品在生長后測量獲得的高分辨率XRD 衍射曲線,其中的主衍射峰來自GaSb 襯底,次級峰為超晶格零階衛(wèi)星峰.可以看到,As 壓變化顯著影響超晶格平均晶格常數(shù).不同于SOAK 時間影響,在研究的范圍內(nèi),超晶格平均晶格常數(shù)變化反比于As 壓.這一特點使得通過控制As 壓調(diào)整超晶格平均晶格常數(shù)變得非常方便.本文發(fā)現(xiàn),在合適的As 壓下,超晶格可以完美實現(xiàn)與GaSb 襯底晶格匹配,本實驗中As 壓為1.71×10–6mbar 的情況.

圖9 As 束流變化對超晶格平均晶格常數(shù)的影響情況Fig.9.Effect of As beam variation on the average lattice constant of SPLs.

圖10 完整高分辨率XRD 曲線,內(nèi)插圖為40 周期InAS/AlSb 結(jié)構(gòu)示意圖及TEM 圖Fig.10.The complete HRXRD curve of the sample,the inset is a schematic diagram of 40× InAs/AlSb SPLs with TEM.

圖10 所示為InAS/AlSb 完整高分辨率XRD曲線.可以看到其超晶格零階衛(wèi)星峰和GaSb 襯底峰重合,表明完美的晶格匹配.同時,其尖銳的衛(wèi)星峰以及InAs (2.4 nm)/AlSb (2.4 nm)明暗交替、界面平整、周期性重復的TEM 結(jié)果,也充分表明優(yōu)異的材料結(jié)構(gòu)質(zhì)量.

4 結(jié) 論

本文采用超高真空分子束外延技術(shù)研究了在GaSb 底上生長晶格匹配InAs/AlSb 超晶格的相關(guān)問題.通過HRXRD 測量,揭示了擴散飄逸As,As 過壓以及Sb Soak 時間對調(diào)整InAs/AlSb 超晶格整體應變的作用規(guī)律,為生長實現(xiàn)晶格匹配InAs/AlSb 超晶格提供了實驗指導.闡明了擴散飄逸As 直接參與AlSb 材料生長,對InAs/AlSb 超晶格的生長、構(gòu)成和質(zhì)量都有明顯影響.論述了As 過壓的影響間接來自As 擴散飄逸效應,導致的超晶格整體應變與其之間構(gòu)成了線性依賴關(guān)系.驗證了Sb Soak 在InAs/AlSb 界面處強制引入類InSb的界面層,在特定時間范圍內(nèi)顯著改變超晶格整體應變.通過考慮As 擴散飄逸效應,調(diào)整As 過壓以及Sb Soak 時間,在GaSb 襯底上成功地生長了晶格匹配的InAs/AlSb 超晶格.這些工作極大豐富了銻化物超晶格外延生長的基礎(chǔ)將為繼續(xù)完善制備高質(zhì)量的超晶格結(jié)構(gòu),進一步探索開發(fā)高性能的QCL、ICL 器件提供豐富的外延材料實驗數(shù)據(jù)和基礎(chǔ)技術(shù)支撐.