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摘要

实现高品质肖特基接触是异质结构场效应晶体管 (HFETs) 实现高效栅极调制的必要条件。本文介绍了基于 GaN 模板的等离子体辅助分子束外延生长的高浓度二维电子气体 (2DEG) 的锌极性 BeMgZnO/氧化锌异质结构中肖特基二极管的制备方法和特点。

摘要

利用二维电子气体 (2DEG) 通道的异质结构场效应晶体管 (HFETs) 具有很大的高速器件应用潜力。氧化锌 (氧化锌) 是一种具有宽带隙 (3.4 eV) 和高电子饱和速度的半导体, 作为高速器件的一种极具吸引力的材料, 得到了极大的关注。然而, 高效的栅极调制需要阻隔层上高质量的肖特基接触。在这篇文章中, 我们提出了我们的肖特基二极管制造程序在锌极性 BeMgZnO/氧化锌异质结构的高密度 2DEG, 这是通过应变调制, 并加入了几个百分比进入 MgZnO 的屏障在生长过程中分子束外延 (MBE)。为了实现高结晶质量, 通过金属-有机化学气相沉积 (MOCVD) 生长的近晶格匹配的高电阻率 GaN 模板被用作随后 MBE 生长的氧化物层的基底。为获得所需的锌极性, 在低温氧化锌成核层生长过程中, 对 GaN 模板进行了仔细的表面处理, 并对 VI/II 比值进行了控制。Ti/Au 电极用作欧姆触点, 而在 O2等离子体预处理的 BeMgZnO 表面上沉积的 Ag 电极用于肖特基接触。

引言

基于二维电子气体 (2DEG) 的异质结构场效应晶体管 (HFETs) 在高速电子器件1、2、3等领域有着广阔的应用前景。氧化锌 (ZnO) 作为一种宽带隙 (3.4 eV) 半导体, 具有高电子饱和速度, 作为 HFETs4、5的平台得到了相当大的重视。传统上使用的阻隔材料 MgZnO 三元需要一个非常高的镁含量 (> 40%) 生长在低基底温度 (300 摄氏度或更低)6,7, 并且这样这些结构容易在高功率操作下降解在热处理过程中, 即使屏障中不需要的电荷密度足够低, 用于栅极调制。为了规避这一障碍, 我们提出并采用 BeMgZnO 作为屏障, 在其中, 屏障中的应变标志可以通过加入铍 (is) 从压缩到拉伸, 使自发和 piezoelectricpolarizations是添加剂。因此, 高2DEG 浓度可以达到相对适中的 Mg 含量。利用这种方法, 在 BeMgZnO/氧化锌异质结构附近观察到等离子体-LO 声子共振 (~ 7×1012 cm-2) 的高2DEG 密度, 而下面的 Mg 含量为 30%, 且仅为 2 ~ 3%8。

由于其晶体对称性、紫外光和可见光透明度、坚固的物理化学性能和低成本, c 面蓝宝石广泛应用于 GaN 和 ZnO 的外延。得益于 saphhire 的 gan 基电子和光电器件在生长技术方面取得的显著进展, 在蓝宝石基底上使用 AlN 或低温 (LT) gan 缓冲液可以很容易地生产高质量的 gan 模板, 尽管它的大格子不匹配16% 与蓝宝石9。ZnO 的外延生长具有更大的平面晶格不匹配18% 与蓝宝石, 对邻极品种比较了解, 而锌极性材料在二维模式下的生长没有很好的建立。由于1.8% 的中等晶格失配, 氮化镓的外延是一种很有吸引力的替代方法。

MOCVD 和 MBE 是制造高质量薄膜和异质结构的最成功的半导体沉积技术, 具有高重现性。MBE 的外延不受 MOCVD 的欢迎, 主要原因是大量生产的成本和不足。MOCVD 中 GaN 的生长速率可以是每小时几微米, 2 英寸 (50 毫米) 直径的硅片或那些大到6-8 英寸的晶片可以在一个运行9中生长。在我们的研究中, 我们也采用 MOCVD 来促进 GaN 的生长。然而, 对于基于 ZnO 的异质结构的生长, MBE 在10、11、12等潜在应用商业化之前, 在目前的时间里就形成了更多关于2DEG 的报告。最近, 我们开发了高品质 ZnO 异质结构的 MBE 生长, 精确控制了 Ga 极性 GaN 模板13的表面极性。结果发现, 随着锌的预暴露处理, 在具有低 vi/ii 比值 (< 1.5) 的核核时, 氧化锌层的生长表现为锌极性, 而具有1.5 以上的核核比为 O 极性。为了避免通过 GaN 模板进行平行传导通道, 我们采用了在氮化铝缓冲液的低压条件下生长的碳补偿半绝缘 GaN MOCVD, 用于随后生长的 ZnO 基 HFET 结构。

在我们的工作14之前, 没有关于 BeMgZnO/ZnO 异质结构的肖特基二极管的研究报告。只有数项研究报告了肖特基接触到 MgZnO15,16, e., 理想因子为 2.37, 屏障高度为 0.73 eV, 整流比仅为 103 15。各种肖特基金属已被用于氧化锌17, 其中, 银 (Ag) 已被广泛采用, 由于一个相对较高的肖特基势垒高度 1.11 eV 的大体积氧化锌, 理想因子为 1.08 18。

在这项工作中, 我们的目标是制造高质量的肖特基二极管, 用于 ZnO 基高速 HFET 器件的应用。以下协议特别适用于在 MOCVD 沉积的 GaN 模板上由 ag 的电子束蒸发在 BeMgZnO/zno 异质结构上制备银/BeMgZnO/zno 肖特基二极管。

研究方案

1. MBE 生长的 GaN 模板的生长与制备

  1. MOCVD 半绝缘 GaN 模板的生长
    1. 确保闸门阀隔离反应堆的负载锁室。用 N2将负载锁排出大气压。打开负载锁以取出基板支架。
    2. 将2英寸蓝宝石基底装入支架上, 然后将支架放回负载锁。通过机械式干泵将负载锁定压力降低到 2.5×10-2托。
    3. 用 N2发泄负载锁, 使其压力与反应器室 (15 托) 的压强相等。
    4. 打开负载锁隔离闸阀并将支架装入反应器中的样品架组件。打开旋转电机并设置 100 rpm 的基板固定转速。然后关闭闸阀。
    5. 确保冷却水运行, H2和 NH3供应充足, 质量流量控制器 (MFC) 和压力控制器 (PC) 读数是相同的设定值, 和基板支架旋转。
    6. 将系统气体从 N2切换到 H2。打开原位光学反射监测器。
    7. 启动该配方文件, 预安装所有生长参数, 包括基板温度、气体流速、反应器压力和阀门切换的速度, 从而启动增长。
    8. 将反应器压力提升到30托3分钟, 基板温度达到1055摄氏度, 以脱附在 H2环境中的3分钟内从基底表面残留污染物。
    9. 为低温 (LT) AlN 缓冲层的成核和生长, 将基底温度降低至941摄氏度。
    10. 稳定 trimethylaluminum (热) 流量为12标准立方厘米/分钟 (sccm) 和氨 (NH3) 流为 7 sccm 和基底温度3分钟。
    11. 通过将热从排气口切换到运行线, 启动 LT 氮化铝层的生长。
    12. 使用定制的反射率测量系统控制 LT 氮化铝层的厚度, 其中包括637纳米激光二极管、p-i n 硅光电探测器和基于 Labview 的软件。从反射振荡周期19,20确定生长速率。在选定样品中, 使用横断面扫描电子显微镜和透射电镜图像来确认原位监测的准确性。
    13. 保持6分钟的生长以达到 20 nm 的厚度, 然后在3分钟内将基底温度升高至1100摄氏度, 而不会出现生长中断, 并继续将 AlN 层的生长增加到 300 nm 的厚度, 这是由 s 振荡的演变所监测的. 国际电联光学反射率。
    14. 切换热从运行到通风, 然后到闲置线路, 以阻止 AlN 增长。稳定在 15.5 sccm 的三甲基镓 (TMGa) 流, 将 NH3流提升到 7000 sccm, 并稳定1分钟. 在76分钟内将反应器压力提升至1托. 将基底温度上升至1107摄氏度, 1 分钟。
    15. 核和生长的 GaN 恢复层厚度为 400 nm, 同时监测反射率的演变。最初, 当甘群岛在 AlN 表面核时, 反射率会急剧下降, 然后在群岛合并时将强度恢复到与原子平坦表面对应的原始水平。
    16. 在2分钟内将基底向上提升至1124摄氏度. 将高温半绝缘 GaN 层的厚度约为 2.5 mm. 通过将 TMGa 从运行切换到通风口, 然后再到闲置线路, 停止增长。
    17. 在40分钟内将基底冷却至室温。
    18. 在1.5 分钟内将反应堆压力降低到15托。
    19. 按照步骤 1.1. 1-1. 1.4 的反向步骤, 从反应器中卸载基板。
  2. GaN 模板制备与 MBE 反应器的加载
    1. 使用钻石划线器将2英寸 GaN 模板切成6个相等的饼形件。
    2. 将硝酸 (HNO3, 68.0-70.0 瓦/w%, 50 毫升) 加入到盐酸 (HCl, 36.5-38.0 w/w%, 150 mL) 中, 然后慢慢进入石英烧杯中, 准备酸烟罩内的水中的酸溶液。
    3. 将 aqua 烧杯放在热板上, 温度为220摄氏度。
    4. 出现橙色/红色和气泡后, 在溶液中浸泡一个饼状 GaN 模板, 煮沸10分钟。
    5. 在运行去离子 (DI) 水中冲洗 GaN 模板3分钟。
    6. 将 GaN 模板浸泡在 HCl 中 (36.5-38.0 w/w%): H2O 溶液 (1:1), 用于3分钟, 以除去 Ga 氧化物。
    7. 在运行 DI 水中冲洗 GaN 模板5分钟。
    8. 用 N2气体干燥模板。
    9. 将清洁的 GaN 模板放在 Mo 支架上, 立即将其加载到 MBE 的负载锁室中。
    10. 开始通过机械式干泵泵送负载锁。

2. BeMgZnO/ZnO 异质结构的 MBE 生长

  1. 积液细胞的制备
    1. 在泵送 1 h 的负载锁后, 开始制备锌, 镁, 是积液细胞。将双区锌电池的上部区域温度设置为525摄氏度, 坡向速度为17摄氏度/分钟, 等待5分钟, 然后斜坡降至515摄氏度, 坡向速度为5摄氏度/分钟. 将 Mg 电池温度设置为570摄氏度, 坡向速度为15摄氏度/分钟, 到达设定点后, 等待10分钟, 然后将 Mg 细胞向下斜坡降至300摄氏度。将 as 单元温度设置为900摄氏度, 坡向速度为10摄氏度/分钟, 到达设定点后, 等待3分钟, 然后将单元格向下倾斜至650摄氏度。
    2. 30分钟后, 将双区锌电池的较低区域温度设置为360摄氏度, 坡向速度为10摄氏度/分钟。
    3. 在泵送2小时的负载锁以达到 ~ 5×10-7托的压力时, 打开反射高能电子衍射 (RHEED) 系统, 将 GaN 模板加载到 MBE 室中。
    4. 通过旋转机械手来调整 GaN 模板的角度, 以监测沿 [1-100] 方位方向的 RHEED 模式演化。
    5. 将双区锌电池的较低区域温度设置为355摄氏度, 坡向速度为10摄氏度/分钟。
  2. zno 对 GaN 的极性控制及对 LT-ZnO 缓冲液的生长
    1. 将基底温度提升至615摄氏度, 坡向速度为13.6 摄氏度/分钟, 以脱附从基底表面残留污染物15分钟。
    2. 将基板温度从615降低到280摄氏度, 对 LT-氧化锌的生长速度为13.6 摄氏度/分钟。当温度达到550摄氏度时, 打开锌电池快门, 露出锌通量的 GaN 模板表面。打开 o2等离子电源, 将电源设置为 100 W, 然后检查是否关闭了 o2气体管线。
    3. 当温度达到280摄氏度时, 将 o2等离子功率设置为 400 W, 将 o2流量设置为 0.3 sccm 以点燃等离子, 然后将 o2流量降低到 0.25 sccm。
    4. 等待1分钟, 然后打开 O2快门开始增长的 LT-氧化锌缓冲层。
    5. 每5分钟记录一次 RHEED 模式。当 RHEED 模式从条纹 (2D 模式) 转变为椭圆形点 (3D 模式) 后, 在大约15分钟的时间里, 对应于 20 nm 的缓冲厚度时, 关闭锌和 O2百叶窗以停止生长。
    6. 将 O2流量设置为 0.4 sccm, 并将基板温度设置为730摄氏度, 坡向速率为13.6 摄氏度/分钟, 以退火 LT-氧化锌缓冲层。将双区锌电池的较低区域温度设置为345摄氏度, 对 HT 氧化锌层的生长速度为10摄氏度/分钟。
    7. 当基底温度达到730摄氏度的设定点时, 等待5分钟, 并通过 RHEED 检查 ZnO 表面。当 RHEED 模式从3D 过渡到2D 时, 通过将基底温度降低到700摄氏度来停止退火。
  3. 高温氧化锌层的生长
    1. 当基底温度达到700摄氏度并稳定时, 将 O2流速增加到 3.2 sccm。
    2. 同时打开锌和 O2百叶窗, 启动 HT 氧化锌层的生长。
    3. 将 HT 氧化锌层长至140分钟, 达到 300 nm 的厚度。在生长过程中多次记录 RHEED 模式, 以确认2D 增长模式。
    4. 同时关闭锌和 O2百叶窗, 从而阻止 HT 氧化锌层的生长。
  4. BeMgZnO 屏障的生长
    1. 将 O2流量设置为 0.3 sccm, 将 "单元温度" 设置为820摄氏度, 速度为10摄氏度/分钟, 将 Mg 电池温度设置为510摄氏度, 坡向速度为15摄氏度/分钟, 并将基底温度设置为325摄氏度, 坡向速度为13.6 °。BeMgZnO 屏障生长的 C/分钟。
    2. 当基底温度稳定时, 将 O2流速增加到 1.25 sccm, 并通过同时打开锌、镁、和 O2百叶窗开始生长。
    3. BeMgZnO 屏障层长约12分钟, 达到 30 nm 的厚度。在生长过程中多次记录 RHEED 模式, 以监测生长模式的演变。
    4. 停止 BeMgZnO 层的生长通过关闭 Mg 和被快门, 同时保持锌和 O2快门打开1分钟, 有一个 ~ 2 nm 厚的氧化锌盖层。
    5. 通过关闭锌和 O2百叶窗来完成生长。
    6. 将基底温度降低至待机温度150摄氏度。将 O2流量降低到 0.25 sccm。
    7. 当基底温度低于250摄氏度时, 将 o2等离子功率降低至 100 W, 关闭 o2等离子电源, 将 o2流量降低至 0, 关闭 o2气体管路, 冷却电池温度至待机状态。条件。
    8. 等待基底温度达到待机温度150摄氏度, 打开生长室闸阀并将晶片支架卸载到负载锁室。
    9. 用 N2气体排出负载锁腔, 取出样品。

3. 表征

  1. 通过使用步骤探查器, 通过样本边缘上的覆盖区域粗略测量样品的厚度。
  2. 使用高分辨率 X 射线衍射 (衍射) (2 个 q w 扫描 (0002) 反射) 评估异质结构的厚度、应变和结构质量。
  3. 使用钻石划线器将样品切成5×5毫米2平方块。通过在 van der Pauw 几何中使用温度相关霍尔效应测量, 以铟 (in) 点作为接触电极, 调查样品的电子特性。
  4. 使用原子力显微镜 (AFM) 检查表面形貌。

4. 肖特基二极管的制造

  1. BeMgZnO/ZnO 异质结构上的欧姆触点的制备
    1. 脱脂样品 (~ 20×20 mm2大小), 超声波清洗器中的丙酮5分钟, 然后在超声波清洗器中用甲醇清洁5分钟, 在 DI 水中冲洗5分钟, 然后用 N2吹干。
    2. 自旋涂层光刻胶, 1000 rpm, 3 s, 然后 3000 rpm 三十年代。
    3. 软烤光刻胶在100摄氏度为140s。
    4. 在 6.5 mW 紫外线灯功率下通过欧姆接触面罩暴露 uv 光, 2.38 分钟光刻掩模对准。
    5. 在八十年代的110摄氏度后烘烤光刻胶。
    6. 在六十年代开发人员的振动频率为 1/秒。
    7. 在 DI 水中冲洗3分钟, 用 N2吹干。
    8. 将样品装入电子束蒸发器。
    9. 不加热样品, 沉积钛/Au 厚度为 30/50 nm, 由石英晶体厚度监测器测量。
    10. 在丙酮中起升, 然后在甲醇中清洗5分钟, 在 DI 水中漂洗5分钟, 用 N2吹干。
    11. 在三十年代的300摄氏度下, 快速热式退火炉 (RTA) 退火触点。
    12. 通过过渡线模型 (TLM) 测量21检查接触电阻。
  2. 在 BeMgZnO/ZnO 异质结构上制造肖特基接触点
    1. 按照步骤 4.1. 1-4. 1.7 进行肖特基接触光刻。
    2. 使用5分钟的 o2流量 35 sccm 和 50 W 的 RF 功率, 使用远程 o2等离子体处理样品表面, 并将其带到最小值。
    3. 按照步骤 4.1. 8-4. 1.10 为 Ag 的沉积厚度为 50 nm。
    4. 通过肖特基二极管17的-v 测量来表征所获得的结构。

结果

图 1的左列显示了沿 [1-100] 方位方向记录的 RHEED 模式的演变过程, MBE 生长时 a 为0.02Mg0.26氧化锌/zno 异质结构, 300 nm 厚 HT-zno 层, 30 nm 厚为0.02Mg0.26氧化锌屏障。右列显示不同生长阶段的代表性表面形貌 (不是来自同一样品)。从 RHEED 图案的出现看来, LT-ZnO 缓冲层是三维 (3D) 岛屿生长模式的性质。热处理温度在700摄氏度以上, 提高了其表面形貌。显然, 表面从3D 转变为2D 形态。随后的 HT zno 层继续在2D 模式下生长, 其次是2D 的生长为0.02毫克0.26氧化锌层, 而不形成第二阶段。AFM 测量表明, GaN 模板具有 0.28 nm 的5×5微米2扫描的根均方根 (RMS) 粗糙度。在 BeMgZnO 的生长条件下, 在无屏障的情况下, 获得了具有 0.35 nm 的均方根粗糙度的光滑表面, 并在 0.45 nm 时观察到了其均方根粗糙度。

衍射三轴 2θ-ω扫描, 典型的锌极性为0.02毫克0.26氧化锌/zno 异质结构, 300 nm 厚的 HT 氧化锌层, 50 nm 厚0.02毫克0.26氧化锌屏障层如图 2所示。在 34.46 o, 34.54 o和 34.75 o的反射是一致的 (0002) 反射的 ZnO, GaN, 并分别为0.02毫克0.26氧化锌。请注意, 从0.02毫克0.26氧化锌的反射扩大是由于其薄。在我们以前的研究13中, ZnO 层的拉伸双轴应变是锌极异质结构的指示。以 13 K (未示出) 测量的 lt-光致发光 (lt-PL) 光谱中的 BeMgZnO 第四纪 (0002) 反射和发射光子能量的布拉格角计算出了该季的中和镁含量。

图 3显示了 a 为0.02毫克0.26氧化锌/氧化锌异质结构的温度依赖性霍尔效应测量结果。当样品从室温 (293 k) 降至约 100 k 时, 板材载体浓度从 8.8×1012 cm-2降至 6.4×1012 cm-2 。通过进一步冷却至 13 K, 板材载体浓度在 6.2×1012 cm-2处饱和。这一发现表明, 观察到的电子浓度降低来源于平行传导通道的贡献, 包括有缺陷的成核层和 HT-zno 层以及0.02毫克0.26氧化锌障碍, 如果有的话。MgZnO/氧化锌异质结构10,22也报告了这一趋势。在0.02毫克0.26氧化锌/zno 异质结构中, 电子移动性随温度的降低单调增加;293 k 移动性206厘米2/vs 和 13 K 移动性 1550年 cm2/vs 与文献22,23中的值相媲美。作为温度函数的电子性质的演变清楚地表明存在2DEG 在0.02毫克0.26氧化锌/氧化锌 heterointerface。

图 4显示了四代表 Ag 的室温下测量的电流电压 (1.1×10) 曲线, 即0.02Mg0.26zno/zno 肖特基二极管, 其中一个晶片内的肖特基区为-4 cm2 。当施加电压高达 0.25 V 时, 正向电流呈指数增长, 超出了串联电阻的电压降明显。实现了 1.07 eV 的Φ最大肖特基势垒高度, 理想因子 n 为1.22。通过使用V= ±2 v 测量的电流值, 可实现约 1×108的整流比。

figure-results-2394
图1。表面表征.左列显示沿 [1-100] 方位方向在 a 为0.02毫克0.26zno/zno 异质结构的 MBE 生长过程中所采取的 RHEED 模式, 右列呈现 GaN 模板、HT 氧化锌层的表面形貌, 并0.02毫克0.26氧化锌层由 AFM 测量。在低晶格不匹配 GaN 模板中, 利用 LT-氧化锌缓冲技术实现了高品质 zno 异质结构的 2 d 模式生长。请点击这里查看这个数字的更大版本.

figure-results-2896
图2。衍射的异质结构.衍射三轴 2θ-ω扫描典型锌极性为0.02毫克0.26氧化锌/zno 异质结构, 50 nm 厚为0.02毫克0.26氧化锌屏障层。在 34.46 o, 34.54 o和 34.75 o的反射是一致的 (0002) 反射的 ZnO, GaN, 并分别为0.02毫克0.26氧化锌。请点击这里查看这个数字的更大版本.

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图3。异质结构的电子性质。锌极性为0.02毫克0.26zno/zno 异质结构的板载密度和电子流动性的温度依赖性。请点击这里查看这个数字的更大版本.

figure-results-3771
图4。肖特基二极管.典型的V 型特性为四代表 Ag/是0.02毫克0.26氧化锌/zno 肖特基二极管在室温下测量。四 V 曲线的相似性表明了样品的高晶圆均匀性。请点击这里查看这个数字的更大版本.

讨论

将 BeO 加入 MgZnO 形成第四纪 BeMgZnO 提供了调整第四纪应变范围和符号的可行性, 从而显著提高了2DEG 密度8。代表性的结果表明,0.02毫克0.26氧化锌/zno 异质结构导致2DEG 密度接近所需的等离子体-LO 声子共振电子密度 (~ 7×1012厘米-2)24。虽然异质结构的电子移动性强烈依赖于 MBE 生长参数, 如基底温度和 BeMgZnO 屏障层的 VI/II 比值, 2DEG 密度是弱依赖于生长条件和主要由在屏障中的中和镁含量决定。

gan 模板用于 BeMgZnO/zno 异质结构的生长, 由于 gan 和 zno 之间的1.8% 中等晶格不匹配, 与蓝宝石和 zno 之间的18% 大晶格不匹配, 其结晶质量高。为了避免任何导电并联通道, 在 GaN 模板的 MΩ/平方范围内具有高电阻是至关重要的。在我们的例子中, 这是通过在低室压力下生长76托来提高碳补偿来实现的。为确保 BeMgZnO/氧化锌异质结构 (锌极性) 的极性控制, 对 GaN 模板进行细致的表面处理是必不可少的。在 GaN 表面制备过程中引入的任何氧化或污染都会导致异质结构中的锌和邻相混合极性, 即使是决定性的 VI/II 比 < 1.5 也能实现。

金属和半导体之间的任何化学反应、表面污染物的存在、状态、表面附近的缺陷以及金属在半导体中的扩散都是肖特基的制造领域中的常见问题。接触。在制备用于肖特基接触制备的 ZnO 表面的文献中, 已经报道了各种方法。其中包括在盐酸 (或其他酸) 蚀刻, 物理蚀刻与 Ar+, UV 臭氧清洁, 处理在 H2o2和 o2等离子 (或与他的混合物)25,26,27,28. 蚀刻程序旨在去除厚度范围从几纳米到微米的表层, 因此不能用于 HFET 设备。UV 臭氧清洗或 O2等离子过程仅去除表面层。因此, 它非常适合于我们的 BeMgZnO/ZnO 异质结构的表面制备。

通常肖特基触点通过沉积高工作功能金属 (如 Pd、Pt、Ir 等) 来实现。相比之下, Ag 具有 4.26 eV 的低工作功能。尽管如此, 使用 ag 电极的器件可以显示出整流行为, 原因是由氧化锌基体中的含氧 ag 部分氧化引起的界面银氧化物层的形成。因此形成的氧化物层对电子是透明的, 与 Ag 相比具有更高的工作功能。Raju等。通过脉冲激光沉积 (PLD) 研究了 5.5 ev 前的工作功能, 该方法比 Ag 高 1.3 ev, 接近 Pd、Pt 和 Ir29的特性。结果表明, 该 Ag 电极 (在 ZnO 异质结构表面进行 O2等离子体预处理) 是肖特基二极管形成的一种有前途的接触金属。

我们已经演示了一种在 ZnO 基 HFETs 上制造高质量肖特基接触点的方法。MOCVD 生长的 GaN 模板, 在 MBE 生长前经过仔细的表面准备, 在氧化锌成核过程中, 低 VI/II 比值 < 1.5 确保了高品质 zno 基异质结构的锌极性取向。MOCVD 是一种广泛应用于 GaN 外延的成熟技术, 适用于各种用途。本工作中描述的 MBE 过程表明了 MOCVD 和 MBE 技术的配合力, 以及用于电子器件的 GaN 和氧化物半导体。在 BeMgZnO 屏障层中加入少量的 HFETs, 可实现高2DEG 密度、高电子移动性和高热稳定性, 从而提高高速性能。

披露声明

作者没有什么可透露的。

致谢

这项工作得到了 FA9550-12-1-0094 的空军科学研究局 (AFOSR) 的支持。

材料

NameCompanyCatalog NumberComments
MOCVDEmcorecustom-built
MBESVT Associates
TMAlSAFCCAS: 75-24-1
TMGaSAFCCAS: 1445-79-0
NH3The Linde groupCAS: 7664-41-7
H2National Welders Supply Co.supplier part no. 335-041Grade 5.0
O2National Welders Supply Co.supplier part no. OX 300Industrial Grade Oxygen, Size 300 Cylinder, CGA-540
MgSigma-AldrichProduct No.: 474754-25GMAGNESIUM, DISTILLED, DENDRITIC PIECES, 99.998% METALS BASIS
BeESPI MetalsStock No. K646bBeryllium pieces, 3N
ZnAlfa Aesar, Thermo Fisher Scientific Chemicals Inc.Product No.: 10760-30Zinc shot, 1-6mm (0.04-0.24in), Puratronic, 99.9999%
AuKurt J. Leskerpart no. EVMAUXX40GGold Pellets, 99.99%
AgKurt J. Leskerpart no. EVMAG40QXQSilver Pellets, 99.99%
TiKurt J. Leskerpart no. EVMTI45QXQTitanium Pellets, 99.995%
DeveloperRohm and Haas electronic Materials LLCMF-CD-26Material number 10018050
PhotoresistRohm and Haas electronic Materials LLCSPR 955Material number 10018283

参考文献

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