分子線エピタキシーでGaAs上に成長したInAs/GaSb中・長波赤外スーパー格子の面内電気輸送

概要

本研究では、分子線エピタキシー（MBE）システムでGaAs（001）基板上に成長した中波長赤外（MWIR）および長波長赤外（LWIR）InAs/GaSbタイプIIスーパー格子（T2SL）の面内電気輸送特性を報告。T2SLとGaAs基板の巨大格子ミスマッチは、界面ミスフィットアレイ（IMF）技術に基づくGaSbバッファ層成長で低減。InAs/GaSb T2SLの歪み補償のため、特殊シャッターシーケンスを用いてInSb型とGaAs型界面を形成。MWIR InAs/GaSb T2SLは低温でp型、高温でn型伝導を示す。興味深いことに、伝導型転移温度は成長温度に依存。一方、LWIR T2SL伝導は電子のみで支配される。重要なことに、LWIR T2SLの低温での支配的散乱機構は界面粗さ散乱機構である。

背景

1977年にSai-Halaszら[1]がInAs/GaSb T2SLを概念化以来、この半導体材料の調査に大きな注目が集まっている。このT2SLベースのフォトディテクタは、水銀カドミウムテルリド（HgCdTe）と次世代赤外（IR）応用の最先端材料系に対して理論的に高いポテンシャルを持つ[2,3]。興味深いことにInAs/GaSb T2SLは異常なタイプII破壊ギャップバンドアップを示し、InAs伝導帯最小値がGaSb価電子帯頂点より140meV低い[1]。結果として、重い正孔副帯と伝導帯底の基本遷移はInAsまたはGaSb層厚に依存[4]。このアライメントの主利点は、価電子帯の一部非放射経路抑制によるオーゲ再結合率低減[5]。さらに、電子と正孔の大きな有効質量（≈0.04m₀）によりバンド間トンネリングが大幅減少[6]。これら2特徴により暗電流低減、フォトディテクタの高動作温度（HOT）実現を可能にする。

InAs/GaSb T2SLは伝統的に格子整合GaSb基板上で成長される。しかしGaSb基板は高価で3インチ未満の小サイズのみ入手可能、大面積焦点面アレイ（FPA）実現を阻害[7]。さらにGaSb基板は「エピレディ」ではなく成長面に巨視的欠陥多数[7]。また、5μm以上のIR放射に対するGaSb基板吸収係数は比較的高い（≈100cm⁻¹）[8]。多くの利点からGaAsがInAs/GaSb T2SL成長の実行可能候補として提案[9,10,11,12]。それらは「エピレディ」、コスト効率良く、最大6インチまで大面積入手可能。さらにGaAs吸収係数はGaSbより2桁低い。残念ながらGaAsとInAs/GaSb T2SL間に巨大格子ミスマッチ（~7.5%）存在し、高ミスフィット転位密度（10⁹cm⁻²）をもたらす[13]。したがって歪み緩和と転位密度低減のため新成長技術の概念化が必須。低温核生成[14]とIMF技術[15,16]などがある。

InAs/GaSb T2SLベースフォトディテクタ性能向上には基礎パラメータの更なる理解必要。その一つがバックグラウンドキャリア濃度で、少数キャリア寿命と拡散長に関連。InAsとGaSbバルク材料はキャリア濃度の極性が逆。MBE成長InAsとGaSbは残留n型とp型それぞれ[17,18]。したがってInAs/GaSb T2SL伝導は各構成層厚に依存すると予測。

本論文では、MWIRとLWIR検出領域専用の10ML InAs/10ML GaSbと24ML InAs/7ML GaSb T2SLを半絶縁GaAs（001）基板上に成長し、面内輸送特性を調査。ファンデルパウ法で温度依存ホール効果測定実施。さらにT2SL成長温度が伝導に及ぼす影響を提示。

手法

InAs/GaSb T2SL試料をRIBER Compact 21-DZ固体光源MBEシステムで半絶縁GaAs（001）基板上に成長。標準エバポレーションセルでIII族元素（In、Ga）、バルブドクラックセルでV族材料（As、Sb）装備。クラッカー温度はAsとSb両方で900℃維持しAs₂とSb₂生成。マニピュレータサーモカップル（TC）とBandiT（BT）で成長温度監視。BTで較正済みGaAs酸化物脱着温度から校正。GaAs基板を610℃（BT測定）で脱酸化後、585℃（BT）で250nm厚GaAs層堆積し平滑開始面取得。その後、IMF技術でBT温度440℃で1μm厚GaSbバッファ層成長[16,19]。この技術はGaAs/GaSb界面に90°ミスフィット転位の周期アレイ形成、低転位密度（≈10⁶cm⁻²）達成[20]。GaSbバッファ層成長後、BTは放射率変化、表面粗化、追加放射吸収機構で使用不能[21]。したがってInAs/GaSb T2SL成長温度はTCのみで制御。MWIR 10ML InAs/10ML GaSb T2SLを異なる基板温度330、390、400℃（TC）で成長し成長温度の輸送特性への影響調査。一方、LWIR 24ML InAs/7ML GaSb T2SLは390℃のみで堆積。InAsとGaSb間歪み補償のため、構造品質向上に報告される特殊シャッターシーケンス使用[22,23]：InAs成長後に8秒Sb浸漬でInSb型結合形成、GaSb成長後に2秒As浸漬でGaAs型界面成長。V/IIIフラックス比はInAsで8.3、GaSbで4.6。成長速度は両方0.5ML/s。成長は反射高エネルギー電子回折（RHEED）系でin situ監視。

成長試料をPANalytical X'Pert高分解能X線回折（HRXRD）で構造特性評価。Cu Kα₁放射（λ≈1.5406Å）をラインフォーカスと4バウンスGe(004)単色子で利用。輸送特性をECOPIAシステムでファンデルパウ法ホール効果測定、温度範囲80-300K。6×6mm²正方試料、各隅にインジウムドットでコンタクト。0.4T磁場を試料法線方向に印加。

結果と考察

図1はMWIRとLWIR InAs/GaSb T2SLの対称(004)反射HRXRD 2θ-ωスキャン測定値とシミュレーション。シミュレーションはPANalytical X'Pert提供「Epitaxy」ソフトウェアで実施。ご覧の通り、MWIR T2SLで4次まで、LWIRで7次まで良好に分解されたサテライトピーク観測。これは成長層の高構造品質、特にLWIR T2SLを示す。一方、ω-2θ方向で測定されたゼロ次ピークの半値全幅（FWHM）はMWIRとLWIR T2SLでそれぞれ107と99アーク秒。スーパー格子周期（L）は隣接サテライト間角度距離（Δθ）から以下で決定：

$$ L=\lambda /\left(2\times \Delta \theta \times \mathit{\cos}{\theta}_{SL}\ \right) $$ (1)

ここでλは前述の入射X線ビーム波長、θ_SLはスーパー格子のゼロ次ピークブラッグ角。図1からMWIRとLWIR T2SL周期はそれぞれ6.74±0.01と10.24±0.02nm。測定曲線をシミュレーションでフィットすると、MWIR T2SL一周期組成：GaSb 3.4nm（11.2ML）、GaAs 0.1nm（0.2ML）、InAs 3.0nm（10.1ML）、InSb 0.2nm（0.5ML）。LWIR T2SL構成層厚：GaSb 2.3nm（7.5ML）、GaAs 0.1nm（0.2ML）、InAs 7.4nm（24.7ML）、InSb 0.4nm（1ML）。ゼロ次ピークとGaSbバッファ層間角度から決定される格子ミスマッチはMWIRとLWIRでそれぞれ8.9×10⁻³と4.5×10⁻³。図2に成長T2SLの非対称(115)逆空間マップ（RSM）示す。両試料でスーパー格子サテライトとGaSbピークが垂直方向に整列（散乱ベクトルQx成分同一）、両T2SLが実質的に完全歪み状態である結論。

成長MWIR InAs/GaSb T2SLの面内電気パラメータを図3に示す。ご覧の通り、無意図ドープInAs/GaSb T2SLは伝導型の再現性ある変化示す。GaSbバッファ層（p型）のホール効果測定への影響はあるが、伝導型変化はT2SL層のみによるものと注意。この変化は複数グループでも報告[6,24,25,26]。T2SLは転移温度（T_ch）以下でp型伝導、以上でn型伝導。前述の通りInAsとGaSb層はそれぞれn型とp型伝導示す。したがって同厚二構成層T2SLの残留バックグラウンドはT2SL二元構成層からの多数キャリア補償による[27]。T_ch値について、Mohseniら[6]は140K、Christolら[24]は190K、Khoshakhlaghら[25]は200K報告。シートキャリア濃度と移動度の振る舞いはよく知られた固有フォノン散乱（音響、圧電、極性・非極性光学）機構で支配。例外的にホール移動度はT_ch以上で温度上昇とともに増加（図3b）；これはGaSb-on-InAs界面のInSb界面由来イオン化トラップのためと推測[6]。T_ch値は330、390、400℃成長T2SLでそれぞれ145、195、225K（図3）；これは高成長温度での高正孔濃度がT_chを低温側へシフトするためと推測。高正孔濃度は高成長温度での欠陥とイオン化空孔由来。390℃成長InAs/GaSb T2SLは80Kと300Kでキャリア濃度1.8×10¹⁶と2.5×10¹⁶cm⁻³、Mohseniら[6]（ホール濃度1.5-4×10¹⁷cm⁻³範囲）より良好、Christolら[24]（100Kと300Kで1.6×10¹⁶と6×10¹⁶cm⁻³）とほぼ同等。一方ホール移動度は80Kと300Kでそれぞれ1300（p型）と3200cm²/Vs（n型）、Christolら[24]の100と1800cm²/Vs（100Kと300K）より大幅高い。

3種試料の抵抗率を図4に示す。抵抗率と温度に2つの明確な傾斜。各試料からアレニウス則で2つの熱活性化エネルギー抽出可能。n型領域で活性化エネルギーE_anは330、390、400℃成長T2SLでそれぞれ58、72、68meV。p型領域でE_apは330、390、400℃堆積InAs/GaSb T2SLでそれぞれ7、12、14meV。低温（T_ch未満）ではT2SLはE_ap関連p型キャリアがキャリア生成再結合支配でp型。T_ch以上では高活性化エネルギーE_an関連深準位キャリア活性化でn型伝導。これら深準位の源はバルクInAsの浅い準位で、InAsとInAs/GaSb T2SL間バンドアップ結果としてT2SLで深準位として作用[28]。

LWIR InAs/GaSb T2SLのホール濃度、移動度、抵抗率を図5に示す。MWIR T2SLと対照的に、この試料では伝導型変化なし。n型伝導のみ示す。このn型T2SL（高移動度キャリア）へのp型GaSbバッファ（低移動度キャリア）層のホール効果測定影響は無視可能、ホール移動度がキャリア移動度二乗に比例するため。Khoshakhlaghら[25]も13ML InAs/7ML GaSb T2SLで同結果報告。さらにSzmulowiczら[29]はInAs層がGaSbより厚いLWIR T2SLはn型傾向指摘。このn型伝導は残留nドープInAs層の大きな厚さがGaSbより厚いため。これらn型キャリアは33meV活性化エネルギー関連（図5b）。ホール濃度と移動度振る舞いはn型半導体典型的、例外は95K以下でキャリア濃度と移動度がほぼ温度非依存。これはこの温度領域で温度非依存散乱機構存在示唆。これは界面粗さ散乱（IRS）機構実証[30,31,32,33,34]。IRS機構は低温でフォノン散乱が凍結する領域で支配的[35]。IRS機構は界面存在と層厚変動による電子エネルギー準位変動がキャリア散乱源となるため[35]。さらにIRS機構支配ホール移動度はInAs厚の6.2乗に比例（μ∝d_InAs^6.2）[35]。

結論

要約すると、InAs/GaSb T2SLをIMF技術ベースGaSbバッファ層でGaAs基板上に成長。これらT2SLをMWIRとLWIR検出領域で実証。MWIR T2SLは温度上昇に伴いp型からn型へ伝導型変化示す。さらに転移温度はT2SL成長温度上昇とともに上昇。この伝導型変化は異なる活性化エネルギーを持つ2不純物準位存在に起因。一方、LWIR InAs/GaSb T2SL伝導は全温度範囲でn型実証。従来散乱機構に加え、IRS機構が低温で支配的散乱機構と証明。これら結果はInAs/GaSb T2SL物理的特性の理解向上を可能にし、この材料ベースIRフォトディテクタ性能改善につながる。

略語

BT:

BandiT

FPAs:

焦点面アレイ

FWHM:

半値全幅

HOT:

高動作温度

HRXRD:

高分解能X線回折

IMF:

界面ミスフィットアレイ

IR:

赤外

IRS:

界面粗さ散乱

LWIR:

長波長赤外

MBE:

分子線エピタキシー

MWIR:

中波長赤外

RHEED:

反射高エネルギー電子回折

RSM:

逆空間マップ

T2SL:

タイプIIスーパー格子

TC:

サーモカップル