Transport électrique dans le plan de super-réseaux InAs/GaSb infrarouge moyen et long cultivés sur GaAs par épitaxie par faisceau moléculaire

Résumé

Dans ce travail, nous rapportons les propriétés de transport électrique dans le plan de super-réseaux de type II (T2SL) InAs/GaSb infrarouge moyen (MWIR) et infrarouge long (LWIR) cultivés par épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) sur substrat GaAs (001). L'énorme désaccord de maille entre le T2SL et le substrat GaAs est réduit par la croissance d'une couche tampon GaSb basée sur la technique de réseau de désaccord interfacial (IMF). Afin de compenser la contrainte dans le T2SL InAs/GaSb, nous avons utilisé une séquence de volets spéciale pour obtenir des interfaces de type InSb et GaAs. Il a été trouvé que le T2SL MWIR InAs/GaSb exhibe une conduction de type p et n à basses et hautes températures, respectivement. Intéressant, la température de changement de conduction est observée comme dépendante de la température de croissance. D'autre part, la conduction du T2SL LWIR est dominée uniquement par les électrons. Il est important de noter que le mécanisme de diffusion dominant dans le T2SL LWIR à basses températures est le mécanisme de diffusion par rugosité d'interface.

Contexte

Depuis que le T2SL InAs/GaSb a été conceptualisé par Sai-Halasz et al. [1] en 1977, une grande attention a été portée à l'investigation de ce matériau semi-conducteur. Les photodétecteurs basés sur ce T2SL présentent un potentiel théorique supérieur sur le tellurure de mercure-cadmium (HgCdTe) et les systèmes de matériaux infrarouges de pointe pour la prochaine génération d'applications infrarouges (IR). Intéressant, le T2SL InAs/GaSb exhibe un alignement de bande de type II à gap brisé inhabituel où le minimum de la bande de conduction de l'InAs est situé 140 meV plus bas que le sommet de la bande de valence du GaSb. Par conséquent, la transition fondamentale entre les sous-bandes de trous lourds et le fond de la bande de conduction dépend de l'épaisseur de la couche InAs ou GaSb. Cependant, l'avantage principal de cet alignement est la réduction du taux de recombinaison Auger grâce à la suppression de certaines voies non radiatives dans la bande de valence. De plus, le tunneling bande-à-bande est diminué de manière significative en raison des masses effectives élevées (≈ 0,04 m₀) des électrons et des trous. Ces deux dernières caractéristiques permettent la réduction du courant noir, ce qui mène à la haute température de fonctionnement (HOT) du photodétecteur.

Le T2SL InAs/GaSb est traditionnellement cultivé sur substrat GaSb apparié en maille. Cependant, ce dernier est coûteux et disponible en petites tailles inférieures à 3 pouces, ce qui entrave la réalisation de réseaux de plans focaux (FPAs) de grand format. De plus, les substrats GaSb ne sont pas « épi-prêts » et leurs surfaces de croissance contiennent de nombreux défauts macroscopiques. En outre, le coefficient d'absorption est relativement élevé dans le substrat GaSb (≈ 100 cm⁻¹) pour le rayonnement IR au-dessus de 5 µm. En raison de ses nombreux avantages, le GaAs a été proposé comme candidat viable pour la croissance du T2SL InAs/GaSb. En effet, ils sont « épi-prêts », rentables, et disponibles en grandes tailles jusqu'à 6 pouces. De plus, le GaAs a un coefficient d'absorption deux ordres de grandeur inférieur à celui du GaSb. Malheureusement, un énorme désaccord de maille (~ 7,5 %) existe entre le GaAs et le T2SL InAs/GaSb qui résulte en une haute densité de dislocations d'ajustement (10⁹ cm⁻²). Par conséquent, il est obligatoire de concevoir de nouvelles techniques de croissance pour soulager la contrainte et réduire la densité de dislocations. Parmi ces techniques figurent la nucléation à basse température [14] et la technique IMF [15, 16].

Afin d'améliorer les performances des photodétecteurs basés sur le T2SL InAs/GaSb, une meilleure compréhension des paramètres fondamentaux est nécessaire. L'un de ces paramètres est la concentration de porteurs de fond qui est associée à la durée de vie des porteurs minoritaires et aux longueurs de diffusion. Il convient de noter que les matériaux massiques InAs et GaSb ont une polarité opposée de concentration de porteurs. En effet, les matériaux InAs et GaSb cultivés par épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) sont résiduellement de type n et p, respectivement. Par conséquent, la conduction du T2SL InAs/GaSb est prédite comme dépendante de l'épaisseur de chaque constituant.

Dans cet article, nous investiguons les propriétés de transport dans le plan de T2SL 10 ML InAs/10 ML GaSb et 24 ML InAs/7 ML GaSb dédiés à la détection dans les régions MWIR et LWIR, respectivement, cultivés sur substrats GaAs (001) semi-isolants. Cette étude est réalisée en effectuant une mesure d'effet Hall dépendante de la température en utilisant la méthode de Van der Pauw. Par ailleurs, l'influence de la température de croissance sur la conduction du T2SL InAs/GaSb est présentée.

Méthodes

Les échantillons T2SL InAs/GaSb ont été cultivés sur substrats GaAs (001) semi-isolants dans un système MBE RIBER Compact 21-DZ à source solide. Ce dernier est équipé de cellules d'effusion standard pour les éléments du groupe III (indium (In) et gallium (Ga)) et de cellules à valve craquées pour les matériaux du groupe V (arsenic (As) et antimoine (Sb)). Les températures des craqueurs étaient maintenues à 900 °C pour As et Sb afin de produire As₂ et Sb₂, respectivement. Le thermocouple du manipulateur (TC) et le BandiT (BT) sont utilisés pour surveiller la température de croissance. Cette dernière a été calibrée à partir de la température de désorption de l'oxyde de GaAs. Après la désoxydation des substrats GaAs à 610 °C (mesuré par BT), une couche de GaAs de 250 nm d'épaisseur a été déposée à 585 °C (BT) pour obtenir une surface de départ lisse. Ensuite, une couche tampon GaSb de 1 µm d'épaisseur a été cultivée en utilisant la technique IMF à une température BT de 440 °C [16, 19]. Cette technique consiste en la formation d'un réseau périodique de dislocations d'ajustement à 90° à l'interface GaAs/GaSb menant à une faible densité de dislocations (≈ 10⁶ cm⁻²) [20]. Après la croissance de la couche tampon GaSb, le BT ne peut plus être utilisé en raison des changements d'émissivité, du rugissement de surface et des mécanismes d'absorption radiative supplémentaires [21]. Ainsi, la température de croissance du T2SL InAs/GaSb est contrôlée uniquement par le TC. Les T2SL MWIR 10 ML InAs/10 ML GaSb sont cultivés à différentes températures de substrat, 330, 390 et 400 °C (TC) pour investiguer l'influence de la température de croissance sur les propriétés de transport. D'autre part, le T2SL LWIR 24 ML InAs/7 ML GaSb a été déposé à seulement 390 °C. Afin de compenser la contrainte entre InAs et GaSb, une séquence de volets spéciale, qui a été rapportée pour mener à une meilleure qualité structurale [22, 23], a été utilisée comme suit : la croissance d'InAs était suivie par un trempage Sb de 8 s pour former des liaisons de type InSb, tandis que la croissance de GaSb était suivie par 2 s de trempage As pour cultiver une interface de type GaAs. Le rapport de flux V/III est de 8,3 et 4,6 pour InAs et GaSb, respectivement. De plus, le taux de croissance est de 0,5 ML/s pour InAs et GaSb. La croissance a été surveillée in situ par le système de diffraction d'électrons à haute énergie par réflexion (RHEED).

Les échantillons cultivés ont été évalués par diffraction des rayons X à haute résolution (HRXRD) de PANalytical X'Pert pour investiguer les propriétés structurales. Le rayonnement Cu Kα₁ (λ ≈ 1,5406 Å) provenant d'un foyer linéaire et d'un monochromateur Ge (004) à quatre rebonds a été utilisé. Les propriétés de transport ont été évaluées par des mesures d'effet Hall utilisant la méthode de Van der Pauw dans un système ECOPIA, avec une gamme de température de 80-300 K. Les mesures ont été effectuées sur des échantillons carrés de 6 × 6 mm² ; le contact a été fait par des points d'indium dans chaque coin. Un champ magnétique de 0,4 T a été appliqué normal aux échantillons.

Résultats et discussion

La figure 1 illustre les courbes de balayage HRXRD 2θ-ω mesurées et simulées de la réflexion symétrique (004) pour les T2SL MWIR et LWIR InAs/GaSb. La simulation est effectuée par le logiciel « Epitaxy » fourni par PANalytical X'Pert. Comme on peut le voir, il y a des satellites bien résolus avec un ordre jusqu'à 4 pour le T2SL MWIR et jusqu'à 7 pour le LWIR. Cela indique la haute qualité structurale des couches cultivées, surtout pour le T2SL LWIR. D'autre part, la largeur à mi-hauteur (FWHM) du pic d'ordre zéro mesuré en direction ω-2θ est de 107 et 99 secondes d'arc pour les T2SL MWIR et LWIR, respectivement. La période du super-réseau (L) est déterminée à partir de la distance angulaire entre deux satellites adjacents (Δθ) comme suit :

Balayage HRXRD 004 2θ-ω de a MWIR b et LWIR InAs/GaSb T2SLs. Expérimental (ligne noire) et simulé (ligne rouge) HRXRD 2θ-ω scans pour la réflexion (004) de a MWIR T2SL ; il y a des satellites bien résolus avec un ordre jusqu'à 4, ce qui est une caractéristique de bonne qualité de super-réseau. Le FWHM du pic d'ordre zéro est 107 secondes d'arc, b et LWIR InAs/GaSb T2SLs ; il y a des pics satellites avec un ordre jusqu'à 7, ce qui confirme la haute qualité cristalline. Le FWHM du pic d'ordre zéro est 99 secondes d'arc. La période de chaque super-réseau est calculée à partir de la distance entre satellites adjacents

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

où λ est la longueur d'onde du faisceau de rayons X incident mentionné précédemment et θ_SL est l'angle de Bragg du pic d'ordre zéro du super-réseau. D'après la figure 1, la période des T2SL MWIR et LWIR est de 6,74 ± 0,01 et 10,24 ± 0,02 nm, respectivement. En ajustant la courbe mesurée avec la simulée, la composition d'une période de T2SL MWIR est trouvée comme suit : GaSb 3,4 nm (11,2 ML), GaAs 0,1 nm (0,2 ML), InAs 3,0 nm (10,1 ML), et InSb 0,2 nm (0,5 ML). De plus, les épaisseurs des constituants du T2SL LWIR sont les suivantes : GaSb 2,3 nm (7,5 ML), GaAs 0,1 nm (0,2 ML), InAs 7,4 nm (24,7 ML), et InSb 0,4 nm (1 ML). Le désaccord de maille déterminé à partir de l'angle entre le pic d'ordre zéro et la couche tampon GaSb est de 8,9 × 10⁻³ et 4,5 × 10⁻³ pour les T2SL MWIR et LWIR, respectivement. La figure 2 présente la carte de l'espace réciproque (RSM) asymétrique (115) pour les T2SL cultivés. Dans les deux échantillons, les satellites des super-réseaux et le pic GaSb sont alignés verticalement (ils ont la même composante du vecteur de diffusion Q_x), ce qui mène à la conclusion que les deux T2SL sont pratiquement entièrement contraints.

RSM asymétrique 115 de a MWIR et b LWIR InAs/GaSb T2SLs. La carte de l'espace réciproque pour la réflexion asymétrique (115) de a MWIR et b LWIR InAs/GaSb T2SLs. Les pics dans les deux super-réseaux sont alignés verticalement (ils ont la même valeur du vecteur de diffusion Q_x). Par conséquent, les deux super-réseaux pour MWIR et LWIR sont pratiquement entièrement contraints

Les paramètres électriques dans le plan des T2SL MWIR InAs/GaSb cultivés sont illustrés à la figure 3. Comme on peut le voir, le T2SL InAs/GaSb non intentionnellement dopé exhibe un changement reproductible du type de conductivité. En dépit de l'influence de la couche tampon GaSb (de type p) sur les mesures d'effet Hall, il convient de noter que le changement du type de conductivité est dû uniquement à la couche T2SL. Ce changement a également été rapporté par plusieurs groupes [6, 24, 25, 26]. Le T2SL exhibe une conduction de type p en dessous de la température à laquelle le changement se produit (T_ch) et une conduction de type n au-dessus de T_ch. Comme mentionné précédemment, les couches InAs et GaSb exhibent une conduction de type n et p, respectivement. Par conséquent, le fond résiduel du T2SL InAs/GaSb avec une épaisseur similaire pour les deux constituants est induit par la compensation des porteurs majoritaires des constituants binaires du T2SL [27]. Pour la valeur de T_ch, Mohseni et al. [6] ont rapporté une valeur de 140 K, Christol et al. [24] ont obtenu une valeur de 190 K, tandis que Khoshakhlagh et al. [25] ont indiqué une valeur de 200 K. Le comportement de la concentration de porteurs de surface et de la mobilité est gouverné par les mécanismes de diffusion phononique intrinsèques bien connus (acoustique, piézoélectrique, optique polaire et non polaire). Exceptionnellement, la mobilité Hall augmente avec l'augmentation de la température au-dessus de T_ch (figure 3b) ; ceci est probablement dû aux pièges ionisés dus à l'interface InSb à l'interface GaSb-sur-InAs [6]. La valeur de T_ch est de 145, 195 et 225 K pour les T2SL cultivés à 330, 390 et 400 °C, respectivement (figure 3) ; ceci est dû probablement à la haute concentration de trous à température de croissance plus élevée, qui décale le T_ch vers une température plus basse. La haute concentration de trous est due aux défauts et aux lacunes ionisées à haute température de croissance. Le T2SL InAs/GaSb cultivé à 390 °C est caractérisé par une concentration de porteurs de 1,8 × 10¹⁶ et 2,5 × 10¹⁶ cm⁻³ à 80 et 300 K, respectivement. Ce résultat est meilleur que celui rapporté par Mohseni et al. [6] (concentration Hall variant de 1,5 à 4 × 10¹⁷ cm⁻³) et pratiquement le même que celui rapporté par Christol et al. [24] (concentration Hall de 1,6 × 10¹⁶ et 6 × 10¹⁶ cm⁻³ à 100 et 300 K, respectivement). D'autre part, la mobilité Hall est de 1300 (type p) et 3200 cm²/V·s (type n), à 80 et 300 K, respectivement. La mobilité atteinte est bien plus élevée que celle rapportée par Christol et al. [24], qui ont obtenu une mobilité Hall de 100 et 1800 cm²/V·s à 100 et 300 K, respectivement.

a Concentration Hall et b Mobilité Hall du MWIR InAs/GaSb T2SL cultivé à différentes températures. Les paramètres électriques des MWIR InAs/GaSb T2SLs cultivés à différentes températures. a Concentration Hall : les trois T2SLs exhibent un changement de conductivité. Ils sont de type p à basses températures et de type n à hautes températures. b Mobilité Hall : il y a deux régions pour la tendance de mobilité. Pour basse température, la mobilité diminue en raison des différents mécanismes de diffusion. Pour hautes températures, la mobilité augmente en augmentant la température, ce qui peut être expliqué par les pièges ionisés dans l'interface de type InSb. La température à laquelle le changement de conductivité se produit augmente quand la température de croissance augmente, ce qui est dû aux niveaux de défauts élevés aux températures plus élevées

La résistivité des trois échantillons différents est montrée à la figure 4. On peut remarquer que la résistivité et la température ont deux pentes bien définies. Pour chaque échantillon, deux énergies d'activation thermiques peuvent être extraites de la loi d'Arrhenius. Pour la région de type n, l'énergie d'activation E_an est de 58, 72 et 68 meV pour les T2SL cultivés à 330, 390 et 400 °C, respectivement. Tandis que pour la région de type p, E_ap est égal à 7, 12 et 14 meV pour les T2SL InAs/GaSb déposés à 330, 390 et 400 °C, respectivement. Pour basses températures (en dessous de T_ch), le T2SL montre un type p dû aux porteurs de type p associés à E_ap qui dominent les mécanismes de génération et recombinaison des porteurs. Pour températures au-dessus de T_ch, le T2SL exhibe une conduction de type n due à l'activation de porteurs de niveau profond associés à une haute énergie d'activation E_an. La source de ces niveaux profonds est les niveaux peu profonds dans l'InAs massique qui est le résultat de l'alignement de bande entre InAs et T2SL InAs/GaSb et qui agit comme niveaux profonds dans le T2SL InAs/GaSb [28].

Résistivité Hall du MWIR InAs/GaSb T2SL cultivé à a 330 °C, b 390 °C, et c 400 °C. La résistivité Hall du MWIR InAs/GaSb T2SL déposé à différentes températures de croissance, a 330 °C, b 390 °C, et c 400 °C. Pour chaque graphique, il y a deux pentes bien définies. De la loi d'Arrhenius, deux énergies thermiques peuvent être extraites, ce qui confirme l'existence de deux niveaux d'impuretés. L'un représente les porteurs de type n, et le second correspond aux porteurs de type p. Le niveau d'impureté profond associé aux porteurs de type n est le résultat de l'alignement de bande entre InAs et T2SL InAs/GaSb

La concentration Hall, la mobilité et la résistivité du T2SL LWIR InAs/GaSb sont présentées à la figure 5. Opposé au T2SL MWIR, il n'y a pas de changement de type de conductivité dans le cas de cet échantillon. Ce T2SL exhibe une conduction de type n. L'influence de la couche tampon GaSb de type p (porteurs à faible mobilité) sur la mesure d'effet Hall pour ce T2SL de type n (porteurs à haute mobilité) est négligeable, puisque la mobilité Hall est proportionnelle au carré de la mobilité des porteurs. Khoshakhlagh et al. [25] ont rapporté le même résultat pour le T2SL 13 ML InAs/7 ML GaSb. De plus, Szmulowicz et al. [29] ont souligné que le T2SL LWIR, dans lequel la couche InAs est plus épaisse que GaSb, tend à être de type n. Cette conduction de type n est due à la grande épaisseur de la couche InAs (résiduellement dopé de type n.) comparée à celle de GaSb. Ces porteurs de type n sont associés à une énergie d'activation de 33 meV (figure 5b). Le comportement de la concentration Hall et de la mobilité est typique pour les semi-conducteurs de type n, sauf la gamme de température en dessous de 95 K, où la concentration et la mobilité des porteurs sont presque indépendantes de la température. Ceci est une indication de l'existence d'un mécanisme de diffusion indépendant de la température dans cette région de température. Ce dernier est démontré être le mécanisme de diffusion par rugosité d'interface (IRS) [30, 31, 32, 33, 34]. Ce mécanisme est dominant à basse température, où la diffusion phononique est gelée [35]. Le mécanisme IRS est dû à l'existence d'interfaces, ainsi qu'à la variation des épaisseurs des couches, qui résulte en la variation des niveaux d'énergie électroniques ; par conséquent, ils agissent comme une source de diffusion des porteurs [35]. De plus, la mobilité Hall dominée par le mécanisme IRS est proportionnelle à la puissance six de l'épaisseur d'InAs (\( \mu \propto {d}_{\mathrm{InAs}}^{6.2} \)) [35].

a Concentration Hall, mobilité Hall, et b Résistivité Hall du T2SL LWIR InAs/GaSb non intentionnellement dopé. Les propriétés de transport du T2SL LWIR InAs/GaSb. a Concentration Hall et mobilité : ce super-réseau exhibe seulement une conduction de type n pour toute la gamme de température. La concentration Hall augmente en augmentant la température ce qui est causé par les effets d'ionisation. D'autre part, le comportement de la mobilité Hall est gouverné par les différents mécanismes de diffusion (phonons et impuretés ionisées) pour températures supérieures à 95 K. Pour températures inférieures à 95 K, la mobilité est constante (ainsi que la concentration Hall), ce qui confirme l'existence d'un autre mécanisme de diffusion qui est indépendant de la température. Ce dernier est le mécanisme de rugosité d'interface. b Résistivité Hall : de la loi d'Arrhenius, il n'y a qu'une seule énergie thermique associée à un niveau d'impureté

Conclusions

En résumé, les T2SL InAs/GaSb ont été cultivés sur substrat GaAs en utilisant une couche tampon GaSb basée sur la technique IMF. De plus, ces T2SL ont été démontrés pour les régions de détection MWIR et LWIR. Il a été trouvé que le T2SL MWIR exhibe un changement du type de conduction, de p à n quand la température augmente. De plus, la température à laquelle le changement se produit augmente quand la température de croissance des T2SL augmente. Ce changement de type de conduction est attribué à l'existence de deux niveaux d'impuretés avec deux énergies d'activation différentes. D'autre part, la conduction du T2SL LWIR InAs/GaSb est démontrée être de type n pour toute la gamme de température. En plus des mécanismes de diffusion conventionnels, le mécanisme IRS est prouvé être le mécanisme de diffusion dominant à basses températures. Ces résultats permettent une meilleure compréhension des propriétés physiques du T2SL InAs/GaSb, ce qui mène à l'amélioration des performances des photodétecteurs IR basés sur ce matériau.

Abréviations

BT :

BandiT

FPAs :

Réseaux de plans focaux

FWHM :

Largeur à mi-hauteur

HOT :

Haute température de fonctionnement

HRXRD :

Diffraction des rayons X à haute résolution

IMF :

Réseau de désaccord interfacial

IR :

Infrarouge

IRS :

Diffusion par rugosité d'interface

LWIR :

Infrarouge long

MBE :

Épitaxie par faisceau moléculaire

MWIR :

Infrarouge moyen

RHEED :

Diffraction d'électrons à haute énergie par réflexion

RSM :

Carte de l'espace réciproque

T2SL :

Super-réseau de type II

TC :

Thermocouple