通过MOCVD技术实现Mg掺杂梯度工程，以提升基于Si的p-GaN电子模式HEMTs的阈值电压 陈长耀， 张书涵， 范倩， 倪贤峰， 顾星

《Coatings》：Mg Doping Gradient Engineering by MOCVD for Threshold Voltage Enhancement in Si-Based p-GaN E-Mode HEMTs Changyao Chen, Shuhan Zhang, Qian Fan, Xianfeng Ni and Xing Gu

　　摘要 通过金属-有机化学气相沉积（MOCVD）技术在硅基底上生长的p-GaN栅极增强型（E型）高电子迁移率晶体管（HEMTs）的阈值电压（Vth）通常限制在1.0–1.5 V之间。除了Mg受主的激活速率低之外，薄p-GaN层中Mg的垂直分布不均匀也是限制Vth的关键因素。本研究揭示了Mg掺杂的垂直分布（而不仅仅是其量值）通过调节电荷中心和与异质界面的电场耦合来直接影响Vth。通过使用双（环戊二烯基）镁（Cp2Mg）流量调节、表面活性剂辅助生长以及生长速率调整，改善了80 nm p-GaN层内的Mg掺杂均匀性，同时有效抑制了Mg的向外扩散。采用短周期的栅极优先自对准工艺来制造这些器件，结果表明，改进的Mg垂直分布使Vth显著提高了0.75 V。技术计算机辅助设计（TCAD）模拟进一步证明了均匀的掺杂剖面在栅极下方构建了更强的负空间电荷场，提升了能带并增加了Vth。这项工作不仅提出了实用策略，还建立了基于Si的E型HEMTs中Mg垂直掺杂分布与Vth之间的直接物理联系。

1. 引言
近年来，具有p-GaN栅极的AlGaN/GaN增强型（E型）高电子迁移率晶体管（HEMTs）已成为快速高效功率器件的商业可行解决方案之一[1]。然而，采用肖特基金属栅极的p-GaN E型HEMTs的阈值电压（Vth）通常被限制在1.0–1.5 V[2]。如此低的开启电压限制了其对寄生电感和栅极串扰引起的电压振荡的耐受性[3,4]。在p-GaN HEMTs中，Mg掺杂用于引入受主态并耗尽栅极下方的二维电子气（2DEG）[5]。现有的提高Vth的努力主要集中在增加Mg浓度或提高激活效率上[6,7,8]。在p-GaN外延的初期阶段，双（环戊二烯基）镁（Cp2Mg）前驱体在反应器壁和气体输送管道上受到严重的寄生吸附。因此，注入的Mg有很大一部分在到达基底之前就被消耗掉了，导致生长前沿的有效Mg流量大幅减少。随着反应器壁上的吸附位点逐渐饱和，Mg的掺入速率会慢慢恢复到预设的平衡水平。从宏观上看，这种动态“掺杂滞后”在二次离子质谱（SIMS）深度剖面中表现为从异质界面到p-GaN表面逐渐增加的Mg浓度，从而在p-GaN层中形成强烈的垂直掺杂梯度[9,10,11]。尽管不均匀的原子分布可以用来提高材料或器件的性能[12,13]，但在GaN中的Mg垂直掺杂不均匀性是不希望出现的。这种Mg的不均匀性自然会导致栅极下p-GaN层内离子化受主的空间分布发生变化[14,15]，从而改变静电势分布和能带结构的调制，最终影响Vth。尽管这种Mg掺杂不均匀性普遍存在，但仍未系统地理解Mg分布与静电行为和Vth之间的联系。同时，在MOCVD生长过程中，由于高温和浓度差异，掺入的Mg原子会向AlGaN/GaN界面和通道区域扩散，导致器件性能下降[16]。因此，同时实现高Mg掺杂浓度、精确的剖面控制、抑制反向扩散深度[17,18,19,20]以及满意的晶体质量仍然具有挑战性，并且尚未得到系统研究[21]。在这项工作中，通过结合MOCVD生长策略（包括Cp2Mg流量调节、表面活性剂辅助生长和生长速率调整），对80 nm p-GaN层中的Mg垂直掺杂剖面进行了工程化设计，旨在使80 nm薄p-GaN层内的Mg浓度分布均匀化。除了提高均匀性外，我们还引入了电荷中心的概念来定量描述离子化受主的空间分布。通过结合SIMS表征、HEMT器件制造和测量以及技术计算机辅助设计（TCAD）模拟，我们证明了更加均匀的垂直Mg剖面可以将电荷中心向AlGaN/GaN异质界面移动，显著提高了Vth，从1.30 V提高到了2.05 V。这项研究阐明了垂直掺杂均匀性在提高Vth和改善亚阈值摆幅（SS）中的作用。

2. 材料与方法
E型p-GaN HEMT的外延层是在8英寸Si（111）基底上使用的（由中国杭州的中信晶圆有限公司提供），采用行星式Aixtron G5 + C MOCVD系统生长。从下到上的完整外延堆栈包括：1150 μm厚的掺硼p型导电Si基底、200 nm厚的AlN成核层、1.7 μm厚的AlN/AlGaN超晶格缓冲层（碳掺杂浓度为8 × 10^18 cm^-3）、350 nm厚的非故意掺杂（UID）GaN通道层、13 nm厚的Al0.25Ga0.75N势垒层以及80 nm厚的Mg掺杂p-GaN盖层（目标Mg浓度为2 × 10^19 cm^-3）。用于Ga、Al、N、Mg和C源的前驱体分别是三甲基镓（TMGa）、三甲基铝（TMAl）、氨（NH3）、双（环戊二烯基）镁（Cp2Mg）和乙烯（C2H4）。在外延生长之前，Si基底在MOCVD腔室内于H2气氛中在1000 °C下热退火10分钟，以去除表面污染物。随后依次沉积AlN成核层和所有后续层。除了p-GaN盖层外，所有层的生长条件在所有外延样品中保持一致。为了研究垂直Mg掺杂剖面与Vth之间的关系，生长了四组采用不同原位p-GaN掺杂方案的晶圆，分别标记为Wafer-A至Wafer-D。这四种晶圆都具有上述相同的基础外延结构，因此观察到的任何器件性能差异主要归因于p-GaN层的变化。详细的工艺参数列在表1中。Wafer-A作为基线。在生长完13 nm厚的AlGaN势垒层后，直接切换金属-有机源开始80 nm p-GaN的生长。Cp2Mg的流量保持在330 sccm，TMGa的流量为350 μmol/min，NH3的流量为0.67 mol/min，反应器压力为200 mbar，总生长时间为310 s。对于Wafer-B，在p-GaN生长开始时将Cp2Mg的流量提高到1200 sccm，然后在前20 nm内逐渐降低到基线值330 sccm。这在p-GaN/AlGaN界面附近创建了一个梯度的Mg流量调制。Wafer-C采用了与Wafer-B相同的梯度Cp2Mg流量策略，但额外引入了400 sccm的TMIn共流量作为表面活性剂来辅助生长过程。正如先前的研究所报道的，铟已被证明是在GaN生长期间有效的表面活性剂[22]。引入TMIn可以有效降低Ga和Mg原子在表面的迁移能垒，从而增强表面动力学。Wafer-D也采用了与Wafer-B相同的Cp2Mg流量调制，但TMGa和Cp2Mg的流量都降低到了标准值的50%。目的是有意降低p-GaN的生长速率。为了保持目标p-GaN厚度为80 nm，相应地将生长时间延长到了620 s。

3. 结果
3.1. 外延生长质量
图3显示了四个外延样品的AFM表面形态图像。Wafer-B、Wafer-C和Wafer-D的均方根（RMS）粗糙度值在0.34 nm到0.44 nm之间，接近于基线Wafer-A测得的0.37 nm。图3. MOCVD生长后p-GaN HEMT外延样品的AFM图像：(a) Wafer-A；(b) Wafer-B；(c) Wafer-C；(d) Wafer-D。为了验证生长出的AlGaN层的厚度和成分是否满足设计规格，图4展示了通过HR-XRD ω-2θ扫描和PL测量获得的交叉校准结果。XRD图谱在AlGaN势垒衍射峰的两侧显示出多个清晰明显的干涉条纹。根据角度间距公式计算出AlGaN层的厚度为13纳米，并利用Vegard定律结合应变模型[24]计算出Al的组成为25%。此外，还将PL发射峰能量代入Vegard的经验关系式（该关系式描述了AlGaN带隙与成分之间的关系[25]，从而独立验证了Al的组成。特别是，确定了弯曲参数为0.77电子伏特。图4c中的误差条表示拟合得到的Al含量的平均值和标准偏差。AFM、HR-XRD和PL的结果均未显示出外延层的表面质量、结构或光学性能有明显退化。

图4. 样品的结构和光学特性：(a) HR-XRD扫描曲线；(b) 光致发光（PL）光谱；(c) 基于PL测量结果在四个独立晶片上提取的Al成分的统计分布，误差条代表标准偏差。在外延生长和表征之后，所有样品均在N2环境中于950°C下进行了90秒的Mg激活退火处理，然后进行器件制造。

3.2. 垂直Mg掺杂剖面的表征
Mg掺杂起始时间、流量变化、表面活性剂的引入以及生长速率等参数对于调整p-GaN层内的Mg分布至关重要。图5展示了四个晶片的SIMS测量的垂直Mg浓度剖面，x轴表示从p-GaN表面的深度。与优化样品相比，基线晶片A在p-GaN/AlGaN界面附近以及整个p-GaN层内的Mg浓度明显较低。结果证实，优化的MOCVD生长方案有效地使垂直Mg分布更加均匀。

图5. 不同掺杂工艺下样品的Mg浓度SIMS深度剖面。为了进行更精确的比较，对原始SIMS数据进行了线性插值，以提取特定深度的Mg浓度。四个晶片的提取值总结在表2中。为了量化Mg掺杂均匀性的改进，定义了一个垂直均匀性比率UR = [Mg]@20 nm / [Mg]@80 nm，其中[Mg]@20 nm和[Mg]@80 nm分别表示距离p-GaN表面20 nm和80 nm处的Mg浓度。当UR值接近1时，表明该深度范围内的Mg分布更加均匀。

表2. 从SIMS数据得出的Mg掺杂剖面的关键参数。需要注意的是，SIMS测量的是Mg的总化学浓度。在本研究中，所有样品都经历了相同的生长温度和相同的快速热激活退火处理；因此假设它们的Mg激活效率相当。因此，总Mg剖面直接反映了电活性掺杂剂的相对均匀性。

图6a将晶片B与基线晶片A进行了比较。晶片B在20 nm深度处的Mg浓度峰值为2.29 × 10^19 cm^-3，在20 nm深度处的浓度为1.71 × 10^19 cm^-3，均略高于晶片A。在60 nm深度处的Mg浓度达到1.36 × 10^19 cm^-3，大约比基线高出一个数量级。UR值从晶片A的29.9显著降低到晶片B的4.0，表明垂直浓度衰减得到了显著抑制。这一改进归因于高初始流量的分级掺杂策略。由于Mg前驱体在反应器壁上的强烈寄生吸附，实际到达衬底表面的Mg流量在生长初期低于预期。增加初始Cp2Mg流量速率可以加速这一吸附-解吸过程，使其达到动态平衡。生长表面的有效Mg流量迅速稳定，饱和了表面吸附位点，并优化了Mg迁移与掺入之间的竞争动力学。这种方法补偿了吸附引起的掺杂滞后，提高了整个80 nm p-GaN层内的Mg浓度，从而获得了高度均匀的垂直掺杂剖面。

图6b通过比较晶片C和晶片B，展示了TMIn共注入对表面化学的影响。晶片C的Mg峰值浓度达到2.63 × 10^19 cm^-3。在20 nm、60 nm和80 nm深度处的Mg浓度分别为1.91 × 10^19 cm^-3、1.46 × 10^19 cm^-3和5.00 × 10^18 cm^-3，均高于晶片B。UR值也从4.0略微降低到3.8。这些结果表明，TMIn起到了表面活性剂的作用，并在与流量调制策略结合使用时进一步改善了掺杂剖面的平坦度。在p-GaN生长过程中，In-N键能显著低于Ga-N键能。在较高的生长温度下，In原子倾向于在生长表面聚集，而不是掺入晶体晶格中。这些表面In原子降低了Ga和Mg原子在表面的迁移能垒，加速了它们的表面迁移。这种增强的迁移使得Mg原子能够在被后续的GaN层覆盖之前迅速占据替代晶格位点。加速的掺入过程减少了沿生长方向的Mg掺杂滞后，从而实现了更均匀的垂直Mg分布。

图6c显示，晶片D在20 nm深度处的Mg浓度为2.20 × 10^19 cm^-3，显著高于晶片B的1.71 × 10^19 cm^-3，而在80 nm深度处的浓度也略高。先前的研究表明，降低生长速率可以延长Mg原子在生长前沿推进之前的停留时间，使它们有更多时间进行热平衡和表面迁移[26]。这一延长的时间窗口提高了Mg原子迁移到能量较有利的替代位点的概率，从而减轻了掺入滞后，使掺杂过程更接近热力学平衡，且无需使用表面活性剂。然而，晶片D在60 nm深度处的Mg浓度略低于晶片B，UR值为4.8，且Mg的反扩散长度增加了40 nm。延长的生长时间使外延层暴露在高温反应环境中更长时间。由于Mg的固相热扩散取决于时间和温度，这种长时间的暴露导致Mg反扩散向通道层方向扩散。此外，在降低的生长速率和相应较低的前驱体供应条件下，Mg原子固有的高迁移势垒和聚集倾向占据了主导地位。这种不足的原子通量加剧了局部掺杂不均匀性，最终导致晶片D的UR值降低。

在传统的高浓度掺杂过程中，Mg的反扩散通常会在异质界面后延伸超过100 nm，然后衰减到SIMS检测限的1.00 × 10^16 cm^-3[27]。相比之下，四个评估晶片的SIMS剖面显示，Mg浓度在p-GaN/AlGaN界面后40–80 nm的距离内就衰减到了这个背景水平。这些发现证实，结合分级流量调制、表面活性剂辅助和降低生长速率的方法成功地实现了p-GaN层内高浓度、均匀的Mg分布，同时有效抑制了不必要的反扩散。

3.3. 器件的电性能
p-GaN HEMT器件采用短周期、先栅极自对准工艺制造。图7展示了器件A、器件B、器件C和器件D的转移特性（以线性尺度表示），图8展示了输出特性。这些器件的栅极宽度为100 μm，栅极长度为2 μm，源极到栅极间距为2 μm，栅极到漏极间距为11 μm。Vth是通过线性外推方法提取的。

表3总结了四个制造的器件的关键电参数。与基线器件A（Vth为1.30 V）相比，器件B、C和D的Vth值分别增加到1.93 V、2.05 V和1.85 V。同时，UR值从29.9提高到4.0、3.8和4.8。这两组数据显示出明显的相关性。这种直接相关性表明，优化MOCVD生长策略以系统地均匀化垂直Mg掺杂剖面显著提高了E模式器件的Vth。

先前的研究表明，In原子的存在可以通过降低受主活化能来催化Mg–H复合物的分解[28]。这可能是除了UR改善之外，导致晶片C整体Mg浓度更高的另一个因素。亚阈值摆幅（subthreshold swing）可以定义为
S?S=?????????????(log10?????) (1)
它表示改变漏极电流一个数量级所需的栅极电压变化量。基线器件的SS为176.06 mV/dec。器件B、C和D的SS值分别降低到149.52 mV/dec、141.91 mV/dec和133.51 mV/dec。由于SS与异质结处的界面陷阱态密度密切相关，所有优化器件中SS的一致降低表明所用的掺杂工艺没有引入额外的界面态。此外，所有采用优化工艺制造的器件保持了10^6到10^7范围内的导通/关断电流比，显示出良好的正常关断特性和栅极可控性。

图9显示了从每个晶片上随机选取的五个器件测得的Vth的箱形图。每个晶片上的Vth值分布较窄，四分位数区间紧凑，表明所有四种工艺条件下的Vth内部均匀性很高。

为了定量建立垂直Mg分布剖面与Vth之间的物理联系，我们将在下面使用TCAD模拟来计算器件的能带结构。

3.4. TCAD模拟验证和机制解释
TCAD模型使用具有与晶片A相同外延结构的标准器的实验转移特性进行校准。关键参数（如栅极功函数、肖特基势垒高度和Mg电离率）被调整以匹配测量曲线。TCAD中设置了Mg掺杂浓度剖面（如图10所示），以模拟图5中测量的SIMS数据。然后据此构建了四个模拟器件：模拟器件A（Sim-A）、模拟器件B（Sim-B）、模拟器件C（Sim-C）和模拟器件D（Sim-D）。具体来说，在模拟中引入了两个高斯掺杂段。第一个段从0延伸到80 nm，第二个段从80 nm延伸到Mg浓度衰减到背景掺杂水平的深度。该模型包含了费米-狄拉克统计、掺杂依赖性和高场饱和迁移率模型、肖克利-里德-霍尔（SRH）复合、奥格复合、不完全电离和压电极化模型。

图10. 器件Sim-A、Sim-B、Sim-C和Sim-D的模拟Mg浓度梯度剖面。模拟结果与实验观察到的Vth演变趋势高度吻合，如图11a所示。提取的转移特性表明，垂直Mg掺杂均匀性比率越小，器件的Vth变化越正向。Sim-A、Sim-B、Sim-C和Sim-D的模拟Vth值分别为1.25 V、1.9 V、2.0 V和1.75 V，与器件A、B、C和D的实验值在可接受的误差范围内几乎一致。

图11. Sim-A、Sim-B、Sim-C和Sim-D的TCAD模拟结果：(a) 转移特性；(b) 导带图。通过提取栅极下的能带图可以观察到不同Mg分布剖面引起的差异。图11b显示了Vd = 0 V时的能带结构。在零偏压条件下，相对于费米能级的导带最小值依次减小，其顺序为Sim-C、Sim-B、Sim-D和Sim-A。这种宏观特性的变化源于栅极下方能带结构的微观调制。根据泊松方程，有：
$$
\frac{d^2\phi(x)}{dx^2} = -\frac{q\epsilon}{[p(x) - N - A(x) + \sigma p_0 l]}
$$
其中$N - A(x)$是离子化受主浓度，电位$\phi$的二阶导数与电场强度成正比，而电场强度又直接由负空间电荷分布$N - A(x)$决定。基于电场叠加原理，异质界面处的垂直电场受到p-GaN层内空间电荷分布的调制[29]。负空间电荷的质心深度$X_c$定义为：
$$
X_c = \int_t p_K A(x) N_0 x \cdot (N - A(x)) \, dx - \int_t p_K A(x) N_0 (N - A(x)) \, dx
$$
$X_c$的零点位于p-GaN/AlGaN界面。计算得到的Sim-A、Sim-B、Sim-C和Sim-D的$X_c$值分别为60.1 nm、49.4 nm、46.9 nm和50.8 nm。$X_c$的概念与经典力学中的质心类似，它代表了负空间电荷的物理重心。这些计算值自然落在p-GaN层的80 nm物理范围内，它们与界面的接近程度直观地反映了対2DEG通道的静电控制能力。相比之下，AlGaN/GaN界面处的Mg浓度仅反映了单一深度的局部掺杂密度，无法完全描述分布的离子化受主如何共同调制栅极下方的垂直电场和能带弯曲。由于Vth是由整个负空间电荷分布的积分静电效应决定的，即使两种结构的界面Mg浓度相似，如果它们的垂直Mg分布不同，仍然可能表现出不同的Vth。图12展示了$X_c$与Vth之间大致线性的关系：随着$X_c$的增大，Vth呈现出单调递减的趋势。在Sim-A中，由于垂直浓度梯度较大，由离子化Mg受主形成的负空间电荷主要集中在p-GaN层的表面区域，而靠近AlGaN/GaN异质界面的关键区域的电荷密度非常低。这种电荷分布导致界面处的内置电场较弱，从而限制了导带最小值的升高。

在Sim-B、Sim-C和Sim-D中，负空间电荷几乎均匀分布在整个p-GaN层上，形成了一个高且平坦的电荷平台。这使得电荷重心更靠近异质界面，并在界面附近建立了更强、更均匀的垂直电场。这种增强的垂直电场有效地调节了栅极堆叠中的整体静电势分布。结果，异质界面处的导带相对于费米能级显著升高，形成了更高的势垒，从而充分耗尽了2DEG，导致Vth明显增加。因此，在给定初始掺杂浓度的条件下，MOCVD中垂直掺杂的均匀化比率较低意味着负空间电荷中心的深度较浅，这也意味着p-GaN E-mode HEMT的Vth较高。图11b还表明，均匀掺杂会产生更平滑的能带边缘。在Sim-A中，非均匀掺杂会扭曲内部电场，部分栅极电压被非均匀耗尽区域消耗，而无法有效调节通道电位。相比之下，Sim-B、Sim-C和Sim-D中更平滑的能带边缘表明栅极对通道势垒的调控更强，电荷转移更为高效。这为实验中观察到的SS（开关静压）减小提供了物理解释。

值得注意的是，Sim-C（Vth最高的组）在$X_c$和Mg掺杂剂量（即深度上的Mg浓度积分）方面都有所改进：$X_c$从Sim-A的60.1 nm降低到Sim-C的46.9 nm，而Mg掺杂剂量从Sim-A的7.26 × 10^13 cm^-2提高到Sim-C的1.09 × 10^14 cm^-2。为了区分$X_c$和Mg掺杂剂量变化对Vth的影响，进行了额外的Sim-E模拟。在Sim-E中，$X_c$与Sim-A相同，而其Mg掺杂剂量与Sim-C相同。图13展示了模拟的镁浓度分布和器件转移特性曲线。Sim-E的Vth达到了1.45 V。通过增加掺杂剂量，Vth只能从Sim-A的1.25 V提高到Sim-E的1.45 V，而进一步降低$X_c$可以使Vth从Sim-E的1.45 V提高到Sim-C的2.0 V。这表明$X_c$比Mg掺杂剂量对Vth的变化更为敏感。这一结果还表明，在目前的TCAD模拟中，可以定量评估$X_c$对Vth的影响。

4. 讨论
本研究表明，p-GaN栅极HEMT的阈值电压主要由Mg掺杂剂的空间分布决定，而不仅仅是它们的浓度。通过优化MOCVD工艺工程化垂直Mg分布，实现了0.75 V的显著Vth提高。通过Cp2Mg流量调节、TMIn表面活性剂的引入和生长速率调整，减轻了GaN外延生长过程中Mg原子的寄生吸附效应和掺入延迟，显著提高了垂直Mg掺杂的均匀性。TCAD模拟直接证实了更均匀的掺杂分布能够建立更强的负空间电荷电场，显著提升了异质界面处的导带。更重要的是，引入电荷重心概念为掺杂分布与Vth值之间提供了定量相关性。更均匀的Mg分布使离子化受主的质心向AlGaN/GaN异质界面移动，增强了垂直电场，并改善了通道耗尽，从而提高了Vth。这些发现为GaN功率器件建立了新的设计范式，在这种范式中，掺杂剂分布的静电工程在实现高Vth方面发挥了核心作用，为传统掺杂策略提供了超越性的指导。