译自原文
Study on the application of interface modulation technology in AlN-based AlGaN/GaN HEMT devices
原文链接
https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2026.166336, Applied Surface Science, Date: 1 June 2026, Volume 730
原文作者
Yaolong Dong a, Jin Rao a, Yachao Zhang a, Wenjun Liu a , Baiqi Wang a , Huantao Duan b, , Yue Hao a , Jincheng Zhang a,
aState Key Discipline Laboratory of Wide Band Gap Semiconductor Technology, School of Microelectronics, Xidian University,
b HiSilicon (Shanghai) Technologies CO., LTD,
项目支持方
国家自然科学基金、陕西省重点研发计划、合肥综合性国家科学中心
摘要
在这项工作中，我们揭示了在AlN衬底上直接外延生长GaN薄膜时出现的不完全合并现象，强调了界面调制在实现高质量GaN生长中的关键作用。界面调制增强了吸附原子的扩散，从而减少了缺陷的形成。这种方法能够在低Ga源流量下实现逐层生长。结果显著改善了AlN衬底上GaN的晶体质量，为基于AlN的AlGaN/GaN HEMT器件的优异性能铺平了道路。该HEMT器件的饱和电流密度达到965.6 mA/mm，峰值跨导为200 ms/mm，当栅漏间距LGD = 12.5 μm时，击穿电压达到1986 V。这证实了界面调制策略的实用性和技术意义，并展示了在AlN衬底上制造高功率器件的巨大潜力。
1.引言
氮化铝（AlN）作为一种宽禁带半导体，因其在需要高击穿电压和高频性能的高功率器件中的潜力而备受关注。AlN卓越的材料特性，包括其宽禁带（~6.2 eV）、高热导率（340 W⋅m⁻ 1 ⋅K⁻1）和高击穿场强（12-15 MV/cm），使其成为此类应用的理想候选材料。与Si、SiC、GaN和β-Ga2O3等材料相比，AlN在评估功率器件材料的关键参数——巴利加品质因数（BFOM）方面表现出明显优势。与传统SiC衬底上生长的高电子迁移率晶体管（HEMT）相比，基于AlN衬底的器件表现出更优异的电学性能和热管理能力。这种优越性主要归因于AlN衬底固有的低位错密度和高热导率。M. Wolf等人最近实现了基于AlN的GaN沟道HEMT的创纪录功率密度1.17 GW/cm2，电流密度为400 mA/mm，击穿场强为125 V/µm。这些成就凸显了基于AlN的HEMT在高频和高功率开关应用中的巨大潜力。
尽管在过去的几十年里，基于GaN的HEMT已被广泛研究，但在异质衬底上生长的GaN晶体质量仍然是开发高性能器件的关键瓶颈。在异质外延生长过程中，GaN外延层与衬底之间的晶格失配和热膨胀系数差异不可避免地导致高密度位错的形成。这些位错充当非辐射复合中心和电流泄漏路径，严重降低了器件的量子效率、可靠性和寿命。虽然商用单晶AlN衬底的出现显著降低了GaN外延层中的位错密度，促进了GaN沟道HEMT的发展，但在AlN衬底上生长高质量GaN层仍然面临重大挑战。
在低表面能衬底（如AlN和β-Ga2O3（100））上的异质外延发展遇到了内在的动力学障碍。缩短的原子扩散长度限制了最佳的二维（2D）生长（Frank-van der Merwe模式），并促进了三维（3D）岛状结构的形成（Volmer-Weber模式）。因此，当在关键流量阈值以下生长时，岛状结构经常无法完全合并。当超过临界厚度时，GaN与AlN之间晶格失配（~2.4%）引起的压应变将通过位错产生或生长模式演变来弛豫。传统上，为了克服这一动力学障碍，研究人员采用升高的三甲基镓（TMGa）流速（即降低V/III比）来增强Ga的过饱和度并促进岛的合并。然而，较高的TMGa流速会导致GaN层中无意掺杂的C浓度更高。C杂质在GaN层中充当深能级受主，产生补偿效应，导致在高漏极电压下出现电流崩塌。
其他方法，如引入AlN成核层、超晶格缓冲层和组分渐变AlGaN层，主要集中在缓解应力上，尚未完全解决低表面能衬底上原子迁移率降低这一基本动力学挑战。此外，超晶格结构通常需要精确控制众多薄层，并且涉及复杂的生长过程。至关重要的是，现有技术在同时实现完全岛合并和优异晶体质量方面面临挑战：升高的TMGa流速促进了岛合并，但会导致更多位错；而降低的TMGa流速最小化了缺陷，但由于扩散不良导致表面不连续。这项工作提供了一种控制表面能梯度的新技术来克服这些问题。界面调制技术促进了低TMGa流量下的原子扩散，从而促进了2D GaN的生长模式。该方法通过降低吸附原子的迁移势垒来减轻传统应变管理缓冲层的限制，从而减少缺陷密度并显著提高GaN层的晶体质量。这种方法成功制备了高质量的AlGaN/GaN HEMT，在栅漏间距为12.5 μm时，实现了965.6 mA/mm的饱和电流密度和1986 V的击穿电压。这证实了界面调制策略的实用性和技术意义，并且使用该方法制造的AlGaN/GaN器件展示了在AlN衬底上制造高功率器件的巨大潜力。
2.实验
本研究中的所有样品均使用金属有机化学气相沉积（MOCVD）系统在c面（0001）取向的单晶AlN衬底（10 × 10 mm2）上生长。为了系统研究Ga过饱和度对表面合并的影响并验证界面调制技术，设计了两组对比样品，如图1所示。第一组（S1-S3）通过调整TMGa流速（S1：22 sccm，V/III=38000；S2：50 sccm，V/III=17000；S3：100 sccm，V/III=8500）在AlN衬底上直接沉积1 μm厚的GaN缓冲层，同时保持NH3流量、反应器压力（50 mbar）和生长温度恒定。第二组（S4）引入了400 nm厚的AlGaN梯度缓冲层，Al组分从衬底界面的~100%逐渐过渡到GaN界面的~0%。该梯度通过调节TMAl/TMGa流量比精确控制，而GaN层生长参数与第一组在低过饱和度条件下（TMGa=22 sccm，NH3流量、压力和温度与S1相同）的参数保持一致。
使用扫描电子显微镜（SEM）观察样品的宏观表面形貌和合并行为。SEM图像由Zeiss Gemini 300扫描场发射显微镜在15 kV加速电压下以二次电子模式拍摄。样品通过抽真空固定在样品台上，通过原子力显微镜（AFM，Bruker Dimension ICON）的轻敲模式获得表面形貌和薄膜粗糙度。所有AFM图像均在每个样品的中心区域采集，并测试两次以确保结果的准确性。通过拉曼光谱（Jobin Yvon LavRam HR800）确定样品的应力状态，测试期间激发波长为632.81 nm。拉曼光谱分辨率为1.14 nm，使用Si片E2（high）拉曼峰（520.7 cm-1）进行校准以获得准确的拉曼位移。通过使用HRXRD（Bruker D8 Discover）测量摇摆曲线来分析薄膜的晶体质量，使用Cu K-alpha X射线（波长=1.5418 Å）和臂上的点探测器，并使用Leptos 7软件进行分析。使用去离子水和二碘甲烷作为探针液体进行静态接触角测量。使用Fowkes模型计算固体表面能及其极性/色散分量。采用开尔文探针力显微镜（KPFM）测量样品表面的接触电势差（CPD），提供表面电势分布信息。
图1. 样品截面结构示意图。(a) 为第一组样品结构，其中样品S1、S2和S3的Ga源流量分别为22、50和100 sccm。(b) 为第二组样品结构，在AlN衬底与GaN层之间插入了AlGaN表面能梯度层，且GaN层的生长参数与S1保持一致。
3.结果与讨论
3.1. 接触角、表面能和表面电势
表面能是决定异质外延过程中初始成核和生长模式的关键因素。接触角测量是表征固体表面能的有效手段，直接反映了固体表面的润湿性。在本研究中，选择去离子水（极性液体）和碘甲烷（非极性液体）作为探针液体，测量体AlN单晶衬底和SiC衬底上生长的400 nm AlN模板的接触角（图2）。图中的数据代表每个样品在不同位置至少三次测量的平均值。基于Fowkes模型，固体表面能（γs）被分解为其极性分量（
）和色散分量(
）。二碘甲烷是一种非极性液体（极性分量= 0 mJ/m2，色散分量 = 50.8mJ/m2），提供接触角数据以直接计算色散分量。利用去离子水的接触角数据（ = 51.0 mJ/m2 , = 20.8 mJ/m2），进一步确定极性分量。
图2显示，接触角测量和表面能计算表明， AlN单晶衬底的表面能（34.94mJ/m2）明显低于SiC上AlN外延层（50.07mJ/m2），降低了约30%。较低的接触角通常对应于较强的固液亲和力和较高的表面能，促进润湿；而较高的接触角表明亲和力较弱和表面能较低，阻碍润湿。因此，AlN单晶衬底的超低表面能表明其对Ga/N吸附原子的亲和力较弱，限制了它们在初始成核阶段的表面迁移。这导致难以克服长程扩散的成核势垒，促进了三维（3D）Volmer-Weber生长模式的形成。图3中的开尔文探针力显微镜（KPFM）结果进一步支持了这一结论。KPFM测量显示，与SiC上生长的AlN模板相比，AlN单晶衬底表现出较低的平均接触电势差（CPD），表明其表面化学活性较低且吸附原子稳定性较差，导致成核概率较低。更重要的是，这也表明AlN单晶衬底上的吸附原子经历更高的迁移势垒，显著阻碍了它们的有效扩散。这种高势垒强化了GaN以岛状（Volmer-Weber）模式而非理想的二维（Frank-van der Merwe）模式生长的倾向，最终阻止了成核岛合并成连续薄膜。
图2. 去离子水和二碘甲烷在AlN与SiC衬底上的接触角如下：(a)和(b)分别为两种液体在AlN衬底上的接触角，(c)和(d)为同种液体在AlN模板上的接触角。
图3. (a) AlN衬底与(b) AlN模板的KPFM图像。
3.2. 表面形貌和晶体质量
图4显示了在不同TMGa流速下直接在AlN衬底上生长的GaN层（S1 TMGa=22 sccm；S2 TMGa=50 sccm；S3 TMGa=100 sccm）以及在低TMGa流速下带有AlGaN梯度层结构生长的GaN层（S4 TMGa=22 sccm）的SEM（a-d）和AFM（e-h）图像。图4（a-c）直观地显示了直接在AlN衬底上生长的不同TMGa流量下GaN缓冲层（S1~S3）的表面形貌演变。尽管AlN衬底表面光滑，但低TMGa流速样品（S1）表现出清晰的3D岛状结构，薄膜连续性差。为了促进表面合并，我们增加了TMGa流速以增强Ga过饱和度（S2，S3）。如图4（b，c）所示，高TMGa流速（S3）显著改善了表面覆盖率，但这是以引入大量凹坑（白色箭头）为代价的，如图4（f-g）所示。这种现象凸显了传统高过饱和度方法的局限性：虽然增加Ga流量通过提高成核密度促进了岛合并，但无序成核和快速垂直生长导致表面质量下降和位错密度增加。为了解决这些问题，我们在样品S4中引入了AlGaN梯度层。在低TMGa流速下生长的GaN表面形貌[图4（d）]得到显著改善，产生了连续光滑的GaN表面。AFM结果[图4（h）]显示低均方根粗糙度（RMS=0.221 nm），优于直接生长的样品（S1-S3）。更重要的是，表面未观察到凹坑，表明晶体质量显著改善。
图5显示了不同样品的（002）和（102）面的X射线摇摆曲线（XRC）。螺纹位错密度从图中的数据提取并计算，如表1所示。在GaN的MOCVD外延生长过程中，薄膜生长模式主要由原子的表面扩散行为决定。在低TMGa流速下，低Ga迁移率导致生长过程偏向3D生长模式，导致表面被岛不完全覆盖。增加TMGa流速会增加Ga迁移率，导致成核和生长速率增加。因此，样品S2和S3的表面覆盖率增加，生长模式逐渐从3D生长模式转变为混合模式。在此阶段，局部应力通过螺位错释放，生长模式的变化促进了刃位错的湮灭，从而降低了刃位错密度。随着TMGa流速的进一步增加，GaN生长速率显著增加。此时，纵向生长速率超过横向生长速率，虽然表面覆盖率高，但岛未完全合并，导致刃位错密度增加。
与样品S3相比，样品S4的位错密度和刃位错密度降低了76.6%。这种增强源于应用界面调制技术在整个外延过程中逐步改变表面能，从而实现了与GaN表面能的更优匹配。这种设计降低了原子迁移势垒，从而促进了更大的岛成核和低应变合并，并有效抑制了位错传播。
图4. 不同TMGa流量下直接在AlN衬底上生长的GaN层（S1 TMGa=22 sccm；S2 TMGa=50 sccm；S3 TMGa=100 sccm）以及低TMGa流量下带有AlGaN梯度层结构生长的GaN层（S4 TMGa=22 sccm）的SEM（a-d）与AFM（e-h）图像。
图5. 四个样品的(002)晶面与(102)晶面的X射线摇摆曲线（XRC）。
表1 不同样品中GaN层的位错密度
3.3. 界面调制原子迁移模型
为了进一步阐明外延生长过程中界面自由能演变与原子迁移行为之间的耦合关系及其对GaN薄膜宏观合并特性的决定作用，图6给出了该机制的简化示意图。低表面能AlN衬底上GaN的生长行为本质上受表面自由能形貌支配。在未调制的AlN表面上，低表面能导致界面附近的局部化学势梯度极不利于吸附Ga原子的长程迁移。一方面，高表面扩散势垒和台阶Ehrlich-Schwoebel势垒显著缩短了吸附Ga原子的有效扩散长度（Λ），使其远小于台阶间距，导致Ga原子更容易在局部成核位点附近被重新捕获并形成三维岛状结构。另一方面，GaN与AlN之间的大晶格失配在界面附近产生强弹性应变场，导致界面附近表面势能发生剧烈变化并限制原子迁移。在这种情况下，吸附原子更容易被局部势阱捕获并形成一系列亚稳态三维岛状核，难以通过台阶流和横向迁移参与宏观薄膜形成过程，如图6（a）所示。最终，这导致薄膜保持岛状生长模式，相邻岛难以完全合并。
通过在AlN衬底表面构建从AlN到GaN连续过渡的AlGaN组分梯度层，改变了界面区域的能量势阱，界面自由能从突变变为平滑梯度，如图6（b）所示。GaN/AlN中的失配应变显著增加了界面附近的弹性能贡献，从而提高了岛间界面的有效形成能。界面调制后，应变和极化场沿生长方向平滑分布，降低了岛间界面的相关弹性能，为连续薄膜合并提供了驱动力。同时，通过调制界面改变界面区域的应变分布，在不同位置的Ga原子扩散势垒和扩散系数之间产生了显著的空间梯度，这有利于整体延长有效扩散长度。在这两种效应的协同作用下，AlGaN梯度层上GaN的生长逐渐从典型的三维岛状生长模式转变为具有明显横向过生长特征的混合模式，早期形成的三维岛逐渐合并成连续薄膜。通过界面调制，为先前受限的原子迁移提供了更强的驱动力。
图6. 在AlN衬底上直接生长GaN过程中，(a)无界面调制层和(b)有界面调制层对外延成核影响的机制示意图。
3.4. 应力状态分析
为了进一步解释界面调制技术对应力的影响，进行了拉曼光谱分析，如图7所示。如图7（a）所示， AlN单晶衬底的E2（high）峰位于656.5 cm-1，与弛豫AlN E2（high）峰（657.4 cm-1）相比红移了0.9 cm-1，从而证实了衬底中存在拉伸应变。这种应变可能源于化学机械抛光（CMP）过程中引入的晶格损伤。理论模拟表明，这种应变增加了晶格常数，提高了原子迁移势垒，并损害了吸附原子的扩散，这与低表面能效应相结合，进一步阻碍了二维生长。该机制与图6中观察到的生长模式一致，其中低表面能和高迁移势垒共同限制了原子扩散长度，使成核岛难以合并。
如图7（b）所示，直接生长的GaN层（S1-S3）表现出压应变特征（E2（high）峰位于568.4-570.9 cm-1）。该图显示GaN的生长模式随TMGa流速的增加而变化。低TMGa流速导致低Ga迁移率，促进岛状生长并导致显著的应力积累。随着TMGa流速增加，Ga原子的迁移率增加，促进更高的表面覆盖率，生长模式逐渐从岛状生长转变为混合模式生长。然而，此时增加的TMGa流速促进了纵向生长，并且初始成核密度的增加导致应力积累，导致样品S2的应变增加。然而，随着TMGa流速的进一步增加，过快的垂直生长速率导致连续的应变积累。样品S3通过位错释放了部分应变，因此样品S3的应变相比S2有所降低。由于样品S4中引入了界面调制层，缓解了AlN衬底和GaN之间的晶格失配，改善了GaN的晶体质量。因此，样品S4的应变强于样品S1和S3，但弱于S2。组分梯度不仅逐步缓解了2.4%的晶格失配应变，还通过降低迁移势垒促进了更大、缺陷更少的岛状结构的合并，从而避免了局部应变集中。界面调制技术通过缓解应变和增强晶体质量来改善动态过程。
图7. 在AlN衬底上以不同TMGa源流量直接生长及采用界面调制层生长的GaN外延薄膜的(a)拉曼光谱与(b) GaN E₂(high)声子模式。
3.5. 器件制备与表征
我们还基于样品S3（TMGa=100 sccm）和S4（带界面调制层，TMGa=22 sccm）制备了HEMT器件，分别命名为器件A和器件B。其他结构包括1 nm AlN插入层、30 nm Al0.3GaN势垒层和2 nm GaN盖层。器件结构的栅宽（WG）为50 μm，栅长（LG）为2 μm，源栅间距（LGS）为2.5 μm，栅漏间距 (LGD）为2.5-4.5 μm。器件制备始于在漏极和源极区域蒸发Ti/Al/Ni/Au金属叠层（20/120/40/50 nm），然后在N2气氛中850°C快速热退火（RTP）30秒以形成低电阻欧姆接触。使用约180 nm的ICP刻蚀深度来定义有源区并实现器件隔离。蒸发另一层30/300 nm Ti/Au以形成焊盘电极。通过电子束光刻定义长度为500 nm的栅极区域，然后蒸发30/300 nm Ni/Au作为栅极金属。通过等离子体增强化学气相沉积（PECVD）沉积120 nm厚的氮化硅层，并通过反应离子刻蚀（RIE）蚀刻电极接触区域。
如前面章节所述，界面调制层通过增强表面能、降低缺陷密度和促进二维GaN生长显著改善了材料质量。这些材料改进反映在制备的HEMT器件的增强性能中。图8显示了栅漏间距为2.5 μm的两个HEMT器件的室温直流输出特性。测试期间HEMT的源极接地，栅源电压（VGS）从-6到2 V以1 V步进扫描。漏源电压（VDS）从0到10 V以0.1 V步进扫描。器件B的最大漏极电流密度（IDmax）在VGS=2.0 V和VDS=9.6 V时达到965.6 mA/mm，优于器件A的789.4 mA/mm。器件B中增强的IDmax可归因于界面调制层带来的材料性能改善，从而增强了电流驱动能力。
图8. (a)器件A与(b)器件B的室温直流输出特性。
两个HEMT器件的室温直流转移特性如图9所示，其中VGS以0.04 V步进从-6 V扫描到2 V，VDS设置为10 V。器件A和B的阈值电压（Vth）分别为-4.4 V和-4.2 V，器件B表现出略微较小的负阈值电压，对应于更高的2DEG密度。器件A和B在VGS =-2.6 V和-2.75 V时分别获得了200 mS/mm和135 mS/mm的峰值外跨导（Gm,max），这表明由于界面调制层，器件B具有更优的电流驱动能力。
图9. 两种HEMT器件的室温直流转移特性。
此外，带有界面调制层的器件B的关态栅泄漏电流测量为1.99×10-6 A/mm，开关比为6.36×105。由于该器件旨在验证材料性能且未针对制造工艺进行优化，因此反向栅泄漏电流相对较高。将改进钝化层和其他器件工艺以进一步降低反向栅泄漏电流。还研究了器件的击穿特性。如图10所示，对于LGD为9.5 μm和12.5 μm的HEMT，带有界面调制层的击穿电压分别为1014 V和1986 V。击穿电压的显著增加，特别是在器件B中，可归因于界面调制技术带来的晶体质量增强和缺陷密度降低，有效提高了器件的整体性能和鲁棒性。从图中可以看出，当漏极电压小于击穿电压时，漏极电流小于栅极电流。在电流突然增加的区域，漏极电流等于栅极电流。这被认为是由于栅极漏极边缘载流子的碰撞电离引起的。这表明漏极电流主要受栅漏泄漏控制，击穿是由栅极泄漏引起的。
图10. 在栅极电压为−8 V条件下，对器件A和B进行的电流控制型ID-VD与IG- VD测试结果。
击穿电压的增加归因于材料设计和缓冲层厚度的共同贡献。此外，为了阐明材料结构对器件击穿性能的影响，利用Silvaco ATLAS软件模拟了不带/带界面调制层但具有相同缓冲层厚度的器件的电场分布。结果如图11所示。模拟中的器件尺寸和外延层参数与制造的HEMT相同。考虑了材料中的浅施主、深施主和深受主能级，并在模拟中使用了碰撞电离模型、Shockley-Read-Hall（SRH）复合模型和俄歇复合模型。可以看出，在相同缓冲层厚度下，由于独特的结构设计，带有界面调制层的器件具有比传统GaN缓冲层器件高得多的电场。结果证明材料结构设计对击穿电压的改善有显著贡献。界面调制层的使用增强了原子表面迁移，改变了初始成核过程，大大降低了螺纹位错密度，从而减少了螺纹位错对器件击穿电压的影响。
图11. 相同厚度下，(a)无界面调制层和(b)有界面调制层器件的电场分布。
具有LGD为9.5和12.5 μm的比导通电阻与击穿电压的关系与已报道的GaN HEMT进行了基准比较，如图12所示。计算Ron,sp = Ron × (LSD + (1.5 × 2) μm)，考虑了有源区计算中每个欧姆接触的1.5 μm传输长度。当LGD=12.5 μm时，巴利加品质因数（BFOM）高达3.693 GW/cm2，证明了当前器件在高功率微波器件应用中的巨大潜力。
图12. 栅漏间距（LGD）为9.5和12.5 μm时，比导通电阻与击穿电压的对应关系及其与已报道GaN HEMTs的基准对比。
4.结论
在这项工作中，我们研究了引入AlGaN表面能梯度层进行界面调制对GaN基高电子迁移率晶体管（HEMT）质量和性能的影响。结果表明，这种方法有效促进了二维生长并降低了缺陷密度，从而显著改善了器件的电学性能。该HEMT器件的饱和电流密度达到965.6 mA/mm，峰值跨导为200 mS/mm，当LGD=12.5 μm时，击穿电压达到1986 V。这些发现凸显了界面调制层在优化GaN晶体质量方面的潜力，为开发高功率、高频电子器件提供了一种有前景的解决方案，并展示了在AlN衬底上制造高功率器件的巨大潜力。
原文源于【ScienceDirect】官网
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