液相外延试验讲义

1、液相外延实验外延生长是半导体材料和器件制造的重要工艺。从饱和溶液中在单晶衬底上生长外延层的方法称液相外延(LiquidPhaseEp让axyLPE)。例如,GaAs外延层就可从以Ga为溶剂、As为溶质的饱和溶液中生长出来。液相外延方法是在1963年由纳尔逊(Nelson)提出的。与其他外延技术相比，液相外延有以下优点：1 .生长设备比较简单；2 .生长速率快；3 .外延材料纯度比较高；4 .掺杂剂选择范围较广泛；5 .外延层的位错密度通常比它赖以生长的衬底要低；6 .成分和厚度都可以比较精确的控制，重复性好；7 .操作安全，没有汽相外延中反应气体和反应产物所造成的高毒、易燃、易爆和强腐蚀等危险

2、。液相外延技术的出现，对于化合物半导体材料和器件的发展起了重要的推动作用。目前这一技术已广泛用于生长GaAs、GaAlAs、GaPInP、GaInAsP等半导体材料和制作发光二极管、激光二极管、太阳能电池、微波器件等。液相外延的最大缺点是当外延层与衬底的品格失配大于1%时生长发生困难。其次，由于生长速率较快，难以得到纳米厚度的外延材料。止匕外,外延层的表面形貌一般不如汽相外延的好。一、实验目的：1. 了解液相外延生长技术的基本原理和设备构成；2.学会使用液相外延生长装置制备适用于光电子器件制作的多层化合物半导体材料；二、实验仪器：1. TG332-A型微量天平。用于生长源称量，使用说明书见附件

3、1;2. 由UJ31型低电势直流电位差计、AC15/1型直流复射式检流计、标准电池和甲电池以及柏铭热电偶组成的测温装置，用以生长温度监测；3. JWC-10型精密液相外延系统，由以下主要部分组成：1）可编程精密自动温控仪；2）轨道滑动炉体及支撑架；3）石英生长室（反应管）；4）水平滑动石墨生长舟和石英舟托；5）不锈钢密封接口和推动装置；6）有机玻璃操作箱及支撑架；7）机械真空泵；8）氢气管路及控制阀；9）BG-5型氢气净化仪。整套系统配置示意图如图1所示，使用说明书见附件2三、液相外延生长原理和生长方法（一）生长原理液相外延生长的基础是溶质在液态溶剂内的溶解度随温度降低而减少。因此一个饱和溶液

4、，在它与单晶衬底接触后被冷却时，如条件适宜，就会有溶质析出，析出的溶质就外延生长在衬底上。这里所述的外延，是指在晶体结构和晶格常数与生长层足够相似的单晶衬底上生长，使相干的品格结构得以延续。如果衬底和外延层是由相同的材料组成的称为同质外延，反之称异质外延。在GaAs衬底上生长Gai-xAlxAs外延层就是异质外延的典型例子。液相外延生长过程可由平衡相图来描述，下面以GaAs衬底上生长GaAs外延层为例作一说明。图2为Ga-As二元体系的T-C图。由图可知，可以用Ga做溶剂，在低于GaAs的熔点温度下生长GaAs晶体。如Ga溶液组分为Cli,当温度为Ta时，溶液与GaAs衬底接触，这时由于A点处

5、于液相区，未饱和，所以它将溶掉GaAs衬底（吃片子）。衬底被溶掉后，溶液中As含量增加，相点A向右移动至B后，GaAs衬Ga+G3AsGaCCL1GaAsAs图2GaAs液相夕保生长原理图底才停止溶解，溶液饱和。如果溶液组分为Cli的Ga溶液，在Tb的温度下与GaAs衬底接触，此时溶液处于饱和状态，衬底将不会溶解。这时如果降温，溶液呈过饱和状态，若溶液不存在过冷，就会有GaAs析出。溶液组分将沿液相线上箭头方向向Cl2移动，析出的GaAs将外延生长在衬底上。（二）生长方法由于动力学因素对生长速率的影响很大，仅从平衡液相线数据计算得到的生长层厚度与实际结果一般相差很大。为此，人们建立了几种理论模

6、型来解决这个问题。对于从稀溶液进行的外延生长，一般采用简单扩散控制模型。该模型除假设生长溶液中不存在对流外，还包括以下三个假设：1 .生长溶液处于等温状态。对于富Ga的GaAs溶液来说，这个假设可以认为是正确的，至少在与溶液扩散长度相当的距离内是正确的。因为热扩散速率(0.5cm/§远大于溶质扩散速率(5X10cm/s);2 .生长界面处于平衡状态。这样，界面上溶液中溶质的浓度可由液相线给出。这个假设对于从稀溶液中进行扩散控制的很缓慢的外延生长来说也是正确的；3 .从溶液中析出的溶质，只生长在衬底上，不在溶液内或溶液边界处沉积。这个假设在大多数情况下也是正确的。基于上述假设，对于平面

7、衬底上的外延生长，通过解具有合适边界条件的一维扩散方程，就可计算出生长速率和外延层厚度。下面分稳态和瞬态两种情况作一介绍。(1)稳态液相外延生长。也称温度梯度外延生长。如图3所示，源晶片浸入溶液的一端，衬底放在另一端，两者间距为W,源片的温度比衬底的温度高，两者间有固定的温度差T1-T20因为溶解度随温度下降而GaAs源片心马As饱和的Ga溶液T：GaAs外延层GaAs衬底图3稳态液相外延生长示意图减少，故溶液中溶质As的浓度从源晶片表面到衬底表面逐渐降低。当建立起稳态浓度分布时，源的溶解与衬底上的生长速率相等。溶液内的溶质浓度梯度则是溶质从源片向衬底输运的驱动力。用这种方法可以生长组分均匀的

8、厚外延层。如果溶质的输运完全由扩散控制，则对于相互平行放置的源片和衬底片来说，输运速率可由解稳态扩散方程：沁FC,、Dr+f=0(1)fx2fx得到。式中，D为溶质的扩散系数，C为溶质浓度，x为衬底表面的法线坐标，f为输运速率。假设溶液与源片和衬底表面在温度T1和T2下分别处于平衡，则两者表面上溶质的浓度Cw和C0就等于由该体系液相线所给出的在各自所处温度下的溶解度。在这些边界条件下，应用质量守恒定律可得晶体生长速率式中，Cs为外延生长的固相中溶质浓度。稳态法外延生长的缺点是外延层厚度不均匀，它是由于溶液中对流引起的溶质浓度发生变化造成的。（2）瞬态液相外延生长。绝大多数化合物半导体器件所使用

9、的外延层都较薄，厚度在0.1pm到几pm之间。这种薄外延层可用瞬态液相外延生长技术生长，外延层厚度比稳态法生长的要均匀得多。瞬态生长法有四种，分别为平衡冷却、分步冷却、过冷和两相溶液冷却法，见图4。每种瞬态生长过程在每次开始生长前都不让衬底与溶液接触，同时将系统加热到高于与溶液的初始组成相对应的液相线温度Ti,然后冷却。图中箭头分别指示四种生长方法所采用的衬底与溶液开始接触的时间和温度。1）平衡冷却法。该方法在整个液相外延生长过程中采用恒定的冷却速度。当温度达到Ti时（此时溶液刚好饱和），使衬底与溶液接触，在接触瞬间两者处于平衡状态。这种技术在双晶片法中有变化，在操作开始时，温度保持恒定，使溶

10、液与源晶片（或陪片）先接触，待溶液达到平衡后，再将源片（陪片）换成衬底片并开始冷却生长。2）分步冷却法。如果溶液与衬底接触之前能够承受相当大的过冷而不出现自发结晶，则可采用分步冷却法进行外延生长。在该方法中，一开始衬底和溶液就被以恒定的速度冷却到低于Ti的某一温度（不能出现自发结晶），并在该温度下恒温。然后使衬底与溶液接触，保持在同样的温度下生长，直到生长终结为止。这种方法之所以称为分步冷却法是因为它相当于使衬底和溶液在Ti下达到平衡，然后再将它们突然冷却到较低的温度，所以也有人称其为突冷法。3）过冷法。与分步冷却法相似，将衬底和溶液以恒定的速度冷却到低于Ti的某一不出现自发结晶温度，然后再使

11、它们相接触。但是，在这种情况下，要连续不断地以均匀速度进行冷却，直到生长结束为止；4）两相溶液冷却法。这种方法将温度下降到远低于T,足以在溶液中出现自发结晶，再使衬底与溶液接触，并以同样的冷却速度连续冷却。自发结晶使溶液中溶质浓度降低到饱和浓度。从这种意义上讲，该方法与平衡冷却法有点像。但实质上应将其看作是过冷法的一种变通方式，而不是平衡冷却法的改进。此外，由于在结晶上持续不断的沉积，所以在经过足够长的生长时间后，其生长层厚度甚至还低于无结晶相存在的平衡冷却生长。对于平衡冷却、分步冷却和过冷法可以导出生长层厚度与生长条件关系的代数方程。简介如下：二组分溶液液相外延的生长速率，可借溶质自溶液中析

12、出并生长到衬底上的速率来计算，计算的基本方法是解条件适合于各种实验情况的一维扩散方程，这种方法适用于水平滑动舟液相外延生长等情况。除了扩散控制假设外，在推导瞬态生长法生长厚度与生长时间关系方程时，还要加上另外两项假设：（1）溶液自由表面上的溶质浓度在生长过程中不发生变化，即该溶液可视为半无限大溶液。与此相应的条件是生长时间比扩散时间r=W/D要短得多。式中，W为溶液厚度，D为扩散系数；（2）扩散系数与液相线斜率在每次生长过程中都是常数。虽然这两个参数实际上与温度有关，但对许多液相外延所采用的有限温度范围而言，该假设是合理的。根据上述假设，溶质向衬底的输运是由具有恒定溶质浓度C的源向生长界面处的

13、扩散过程来完成的。生长界面处在时间t时的溶质浓度C(t)决定于温度，也与生长方法有关。对于平衡冷却法，C(t)=G-at/m,式中,a=dT/dt是冷却速率，m=dTi/dCi为液相线的斜率，衬底与溶液开始接触的时间t=0;对于分步冷却法，C(t)=CrAT0/m,式中AT0是Ti和接触温度T0之差。将质量守恒定律用于生长界面，解上述边界条件的扩散方程，就可得到生长在衬底上的溶质的数量，把此量转换成外延层的厚度d,可得如下方程：d=(2/Csm)(D/n)1/2(2/3)at3/2(平衡冷却法)(3)d=(2/Csm)(D/n)1/2AT0t1/2(分步冷却法)(4)2d=(2/Csm)(D/

14、n)1/2(AT0t1/2+at3/2)(过冷法)(5)3式中Cs表示生长的单位体积固体中溶质的原子数。图5为用上述三种方法生长的GaAs层厚与生长时间关系图。3=。.EiV/4过冷S7”注心=2力6C0VDtmTD-iXlQ-Scnji/s0,1LII1FI!?ktiI!II川LIrIIILa,Iiio14G生代时间刊rtlin>oO1O11UI3P疆春率北图5过冷、步冷、平衡冷却法生长的GaAs层厚与时间的关系四、多元固溶体的异质液相外延生长以上介绍的二组分溶液生长是液相外延生长中最简单的情况。大多数实际器件结构都包含异质外延层，其中很多是三元或四元固溶体。它们的生长要求溶液中含有三

15、个或四个组分(不包括掺杂剂)。这里介绍品格近匹配的田-V族化合物及其固溶体的异质外延生长，着重介绍品格匹配及生长溶液与衬底之间化学相容性两个问题，这在同质外延中是没有遇到的。多元固溶体外延层的厚度与生长时间的关系很难用一个简单的公式来表示，这里就不进行讨论了。表1所列是常见元素和化合物半导体的品格常数与禁带宽度数据。表中所有化合物的晶体结构都是闪锌矿结构，因此晶体结构不会给这些化合物及其固溶体之间的异质外延带来困难。但这些化合物的品格常数之间表1常见元素和化合物半导体的晶格常数与禁带宽度材科品格慧数3GQK的整带览成材料品格常熟(A>3蔺K的塔带宽度(eV)ZnS现旧3.熊CdSS.05

16、Q1JOSiE.4311,11nA?6,0580.35GaP5.451K,J6HgSs6.080平金阖AIP5.4B22P40GaSbB.og电0.73G*0.66ZnTe6.1Q3115CaAt5,6531.43PbSe0.26AlAt246AlSbt.U61.65,ZtiSe2.67堆To6.3华金属CdS5.85Q2.42CdTe6.4771,50友85E2,50IjiSbI6.47ftInF5二的1.35PbTe6.520Q.39*PbS5930G.43存在差异。由于只有在品格失配小于1%的情况下，液相外延才能生长出满足器件制作要求的外延层，由此可见能够成功的进行异质外延的体系为数较少

17、，只有GaAs/AlAs和GaP/AlP这两组化合物的品格常数差小于0.2%,GaSb/AlSb的品格常数差小于0.7%,其余的都超过甚至远大于1%。对于这些失配较小的化合物，在Ga和Al彼此相互取代时，品格常数变化很小，由它们构成的三元固溶体(如AlxGa1-xAs)的品格常数介于这两种化合物(GaAs和AlAs)之间。所以三元固溶体与构成它的两种二元化合物之间的品格失配要比该两种化合物之间的品格失配小。目前，在GaAs衬底上利用液相外延生长异质AlGaAs层的技术已很成熟，已被广泛用于AlGaAs/GaAs/AlGaAs双异质结激光器和AlGaAs/GaAs高亮度发光管、高效太阳能电池等。

18、田-V族二元化合物具有一定的化学计量比，外延生长时溶液组分的改变不会引起外延层组分产生较大的变化。但对于三元固溶体来说，外延层的组分（如AlxGai-xAs中的x）则取决于生长溶液的组分。此外，多元固溶体的组成元素在周相中的浓度和在液相中的浓度比，即分配系数是不同的，往往不等于1。因此固溶体的组分会随外延层厚度发生变化。如在生长AlxGai-xAs时，在通常的生长条件下，Al的分配系数为100,而Ga还不到1。结果在液相外延生长期间，溶液中的Al出现贫化，导致x值随外延层的厚度增加而下降，其变化率取决于生长速率及Al在溶液内的初始浓度和生长温度。实验测定，初始组分为x=0.35的Al0,35G

19、a0.65As固溶体，在T0=80CoC、a=1oC/min时,每生长1m厚，x值下降约1%。另外，在进行液相异质外延生长时（如InGaP上生长InP）,由于衬底与溶液间组分不同，不能建立平衡，会有衬底回熔现象发生，但回熔程度对不同体系可能差别很大，取决于衬底组分在生长溶液中的溶解度。如Al在GaAs溶液中的溶解度很小，而As在InP溶液中的溶解度较高，所以在AlGaAs层上生长GaAs所产生的回熔就比在As含量高的InGaAsP层上生长InP少得多。五、液相外延工艺过程（一）生长溶液配制1.组分计算。相图是选择外延生长条件和配制生长溶液的依据。在1为TKk"）"图6Ga-

20、As系统富Ga溶液液相线二元GaAs系统中，As的富Ga溶液的液相线可精确确定，如图6所示。图中，纵坐标XAs为As在饱和溶液中的原子分数，即饱和溶液中As原子图7Ga-Al-As富Ga溶液的液相等温线数与总原子数（约为Ga原子数）之比，Ti为绝对温度。但在三元AlGaAs系统中，与固相处于平衡状态的溶液的组分则不是温度的单值函数，三个组成元素中一个是主要成分，其液相线可用一系列等温线表示，其中每条等温线都给出在特定温度下饱和溶液内另外两个成分的浓度，如图7所示。图中等温线是根据标准溶液模型计算得来的，与实验数据非常吻合。图8Al-Ga-As体系富Ga固相等温线图8所示为Al-Ga-As体系固

21、体组分xsaias与液相组分x%关系曲线（周相等温线），是由计算得到的。图中，横坐标为溶液中的Al的原子分数，纵坐标为固溶体中的AlAs组分。当用到这些图时，下面（6）式应成立。因止匕,只要确定了Xai和温度，生长溶液就完全确定了。XaiXg3Xas=1Gas(6)假如生长温度为800C,对GaAs二元层，首先从图6（或800c时溶液中As的原子分数，然后由下式计算出需要加WGaMGaAsXAsWGaMGaAsXAs/由前面的分析与讨论可知，选定了生长温度便可以利用相图来确定生长溶液的组成。图7）中查出入的GaAs量MGa1-2XasMGa式中WGa、WGaAs分别是溶液中加入的Ga和GaAs

22、重量，Mg»MGaAs分别是Ga和GaAs的原子量和分子量。对AlxGai-xAs三元层，则先由图8查出8000C时一定XsAlAs值的固溶体的生长溶液中的Al原子分数XlAl,然后从图7中查出相应的As原子分数，再按下式计算各物质的加入量Wi=N»XiMi（8）式中i为物质编号，Wi是物质i的加入量，Mi是物质i的原子量，Xi是物质i在溶液中的原子分数，N总是溶液中各物质克原子数Ni之和。2,杂质源计算。在器件制作中使用的液相外延层几乎都要控制导电类型和载流子浓度。对田-V族化合物及其固溶体而言，是通过向生长溶液中添加合适的施主和受主杂质的方法来实现这种控制的。常用的杂质

23、元素是周期表上的HB（Zn、Cd）、IVA（Si、GbSn）和VIA（S、SeTe）族元素。HB族元素掺入田-V族晶体主要替代田族元素在品格上的位置，由于RB族元素缺少一个形成共价键需要的价电子，所以是受主。而VIA族元素主要占据V族品格位置，它们具有的价电子比形成共价键所需要的多一个，所以是施主。IVA族元素是双性杂质，也就是说，它们可以占据两种品格位置，在田族品格位置上时为施主，在V族晶格位置上时则成为受主。在液相外延中最常用的施主杂质是Te、Sn,最常用的受主杂质是GeZn。图9给出了8000c生长温度时，GaA的卜延生长常用掺杂剂的液图9GaAs液相外延层的载流子浓度与溶液中的杂质原子

24、分数的关系。相浓度（原子分数，摩尔分数）和固体中载流子浓度的关系。图中，横坐标为溶液中的杂质原子分数，纵坐标为外延层中的载流子浓度。图10和图11分别为生长温度为8000C、生长液中的杂质原子分数一定时，AlxGai-xAs固溶体外延层中p型载流子浓度、n型载流子浓度与固溶体的AlAs组分（x值）之间的关系图。因此掺杂剂GeSn、Te的掺杂量可直接利用图9、图10和图11由选定的固体中载流子浓度查出相应的液相浓度，带入公式（8）算出。组分源、杂质源量计算好后，用微量天平进行仔细称量备用。称量时要考虑腐蚀处理等带来的源量损耗。（二）外延生长前的准备工作1 .石墨舟处理。本实验采用的石墨舟为高纯石

25、墨制成的普通七槽水平滑动舟。为避免生长源泄漏，舟和衬底间的缝隙要适当，这就要求实验前把石墨舟的各个部件修整好，达到最佳的匹配状态；为避免生长源沾污，舟要非常干净，使用前先要用王水浸泡24小时，去除杂质，然后用沸去离子水煮至酸碱度为中性，再在真空下进行高温烘烤。真空度应高于p型载流子图10浓度随AlAs组分变化关系图11800C不同液相杂质组分下AlGaAs外延层的n型载流子浓度随AlAs组分变化关系10-3帕，温度在1000c以上。由于舟的纯度对外延层的纯度有很大影响,处理时要尽量达到实验要求。2 .反应管处理。用王水浸泡24小时，再用去离子水反复冲洗后烘干待用。3 .炉温设定。本实验使用的是

26、自动控温炉，可通过程序的设定（详见附件2）自动升温、恒温、降温。图12是本实验的温度变化示意图，两段恒温时间分别为烧钱（脱氧）2h,熔源50min,生长时降温速度0.50C/min。4 .衬底制备。外延生长在衬底上进行，衬底的好坏直接影响外延片的质量。因此，衬底制备在外延生长中占重要位置。通常有定向、切割、研磨、抛光、腐蚀、清洗等工序。本实验采用n型（100）向单面抛光GaAs衬底，解理面积为5X7mm2,厚度为380m,与石墨舟托板槽大小和深度一致。经甲苯、丙酮、无水乙醇超声清洗后，用511腐蚀液（即H2SO4:H2O2:H2O=5:1:1）进行表面化学腐蚀抛光，再用去离子水反复清洗，然后浸

27、泡在乙醇中备用。5 .生长源称量。本实验要求学生自己设计并生长出一种以GaAs为有源发光区（发光波长约为870nm）、以AlAs组分为0.3的p型和n型Al0.3Ga3.7As为上下限制层的双异质结端面发光激光器或发光管结构而且要求上下限制层的载流子浓度分别为5X1017cm-3和1x1017cm-3。因此，所设计的器件至少应为三层结构。按上面要求利用上节介绍的组分源和杂质源量计算方法算出每层的组分源和杂质源量并用微量天平称好。本实验所用的As源为高纯GaAs多晶，Al、TeZn、Ge和Sn源则为高纯单质源。6 .生长源腐蚀清洗。GaAs多晶与衬底的腐蚀清洗方法相同。其他生长源的超声清洗过程同

28、上，但腐蚀过程中所用的腐蚀液则是不同的：Te：用稀HNO3（在去离子水中滴几滴HNO3）腐蚀；Sn：用H2SO4：H2O=1:1腐蚀液腐蚀；Ge：用HNO3：HF=1:1腐蚀液腐蚀；Al:用NaOH溶液（在去离子水中放入一小块NaOH）腐蚀。另外要注意在腐蚀液的配制过程中各成分倾倒的先后次序，GaAs衬底和多晶源要用热511腐蚀液（607（fc）腐蚀，各种生长源的腐蚀时间均约为1分钟。（三）外延生长步骤1 .开炉。按操作规程（附件3）启动生长温度已设置好的外延炉，炉温会自动升至8500c脱氧温度并恒定，此过程大约需要1小时左右；2 .烧杯和量桶清洗。实验中要用到的玻璃和石英器皿均要用去离子水冲

29、洗干净，并在滤纸上空干；3 .称Ga和装Ga。本实验使用纯度为99.9999%勺高纯Ga做生长源溶剂，每槽Ga量均为500mg,称好后应立即装入石墨舟源槽中，以减少在空气中的氧化和沾污；4 .抽真空和通氢气。装好Ga后，按操作规程开启机械泵和有关真空阀门将石英反应管抽至真空状态（10分钟左右）后，关闭机械泵和有关真空阀门；与此同时严格按操作规程开启纯氢仪和氢气瓶：打开纯氢仪的加热器，当温度达到3000c时，缓慢打开高压氢气瓶阀门并利用氢气表上的减压阀将原氢压力仔细调节为0.25Mpa左右，然后缓慢打开纯氢仪的原氢阀，当原氢压力表的指示达到0.25Mpa时，打开纯氢仪的尾气阀并将尾气流量调至合适程度，接着依次打开纯氢仪上和操作箱下面的纯氢阀，将高纯氢引入石英反应管，当纯氢仪的纯氢压力指示超过大气压时，打开操作箱下的废气阀，将废气通过塑料管道排放到窗外大气中；5 .脱氧。通氢30分钟后，将外延炉推至石英反应管上，对Ga在氢气氛下进行高温（8500C）脱氧2小时，以便除去Ga的氧化物和沾污物；6 .装源。脱氧结束后，将石英反应管从炉膛中退出，待反应管的温度降至接近室温时，打开反应管，将处理好的衬底片及生长源快速装入石墨舟相应的衬底片槽和生长源槽中。这里要求快速装源，是为了尽量减少其在大气中的氧化和沾污；7 .熔源。生长源装好后，向反应管中通氢30分钟后，重新将