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UNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE MADRID

ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIEROSDE TELECOMUNICACIÓN

TESIS DOCTORAL

Crecimiento, fabricación y caracterizaciónde diodos electroluminiscentes basados en

pozos cuánticos de InGaN

FERNANDO B. NARANJO VEGA

2003

UNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE MADRID

ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DEINGENIEROS

DE TELECOMUNICACIÓN

Tesis Doctoral

Crecimiento, fabricación y caracterizaciónde diodos electroluminiscentes basados

en pozos cuánticos de InGaN

Presentada por:

D. Fernando B. Naranjo VegaLicenciado en Ciencias Físicas

Director:

D. Enrique Calleja PardoCatedrático de Universidad

Madrid 2003

Tribunal nombrado por el Mgfco. Y Excmo. Sr. Rector de

la Universidad Politécnica de Madrid, el día ............... de

........................ de 20.......

Presidente D. ...................................................................

Vocal D. ...................................................................

Vocal D. ...................................................................

Vocal D. ...................................................................

Secretario D. ...................................................................

Realizado el acto de lectura y defensa de la Tesis el día

............ de ..................... de 20........en ....................................

Calificación ..................................................................

EL PRESIDENTE LOS VOCALES

EL SECRETARIO

A mis seres queridos

RESUMEN

Teniendo en cuenta la energía del gap de los binarios que forman el ternario

InGaN (GaN, 3.4 eV; InN, 0.9 eV), es fácil ver que con este material se puede barrer

todo el espectro visible. De hecho, sus propiedades físicas (localización excitónica,

gap directo) hacen que sea el semiconductor idóneo para la emisión desde el azul

hasta el ultravioleta cercano (2.8 eV a 3.3 eV), donde no hay ningún otro que pueda

competir con sus prestaciones. La utilización de pozos cuánticos de InGaN/GaN e

incluso InGaN/AlGaN añaden una estabilidad con la temperatura a la emisión mayor

que la obtenida con otras familias de semiconductores, gracias a la gran estabilidad

térmica de los nitruros y a la diferencia de energías de gap entre el material que actúa

como barrera y el del pozo.

El objetivo de esta Tesis es estudiar el crecimiento por MBE y las propiedades

del InGaN, con la finalidad de fabricar un diodo electroluminiscente eficiente con capa

activa compuesta por pozos cuánticos de InGaN con barreras de GaN. La fabricación

del LED conlleva también el estudio del dopaje tipo p en el GaN, empleando

Magnesio.

En esta memoria, después de la presentación teórica de las propiedades del

InGaN y de las técnicas experimentales empleadas, se abordará la optimización del

crecimiento de GaN sobre zafiro y GaN-templates. Los segundos ofrecen la posibilidad

de crecimiento en pseudoepitaxia, lo que llevará a la obtención de las capas de mayor

calidad que cuando se crece sobre zafiro.

A continuación, se estudia el crecimiento de capas gruesas de InGaN como

paso previo al crecimiento de pozos cuánticos, prestándose particular interés a la

dependencia de la calidad óptica y estructural de las capas en función de la

temperatura de crecimiento, la relación de flujos de átomos de elemento III (In y Ga) y

V (N) y la proporción de flujo de átomos de In frente al total de átomos metálicos. Se

ha determinado una temperatura de inicio de evaporación del Indio de la superficie de

crecimiento en torno a 560º C, obteniéndose las mejores capas para temperaturas de

substrato ligeramente superiores a ésta y con relación III/V ligeramente superior a la

unidad. En el apartado óptico, se ha observado que la amplitud de las fluctuaciones

locales en el contenido de Indio en las muestras aumenta cuando se incrementa el

contenido promedio de éste. Combinando medidas de Rayos X y transmisión, se ha

obtenido un parámetro de curvatura de la relación energía de gap frente a contenido

de Indio de 3.4 eV, extrapolado para muestras relajadas.

Una vez optimizado el crecimiento de InGaN en volumen se pasa a estudiar el

crecimiento de pozos cuánticos de InGaN con barreras de GaN, que constituirán la

capa activa de los diodos LED. Las condiciones de crecimiento de pozo y barrera son

optimizadas en función de la calidad óptica de las muestras, obteniéndose los mejores

resultados cuando se mantiene fijo el flujo de Galio durante pozo y barrera y se

favorece la formación de una capa de Indio segregada a la superficie durante el

crecimiento del pozo. A partir de las propiedades de la emisión en cada caso se

establece un mayor dominio sobre la energía de la misma de los campos

piezoeléctricos en pozos de espesor mayor de 4 nm y de las fluctuaciones de Indio en

pozos con éste menor de 3 nm.

Con la técnica de crecimiento de pozos cuánticos desarrollada, y empleando

cinco pozos de InxGa(1-x)N(~2 nm)/GaN (~5 nm) como capa activa de los LEDs, se han

crecido y fabricado dispositivos emitiendo desde el ultravioleta cercano (3.4 eV) hasta

el verde (2.4 eV) variando el contenido de Indio de los pozos desde 0 % hasta 25 % de

Indio.

Como método de mejora de los dispositivos se ha estudiado la incorporación

del LED a una cavidad resonante centrada en el verde (510 nm), realizada con un

espejo superior de Aluminio y un reflector de Bragg de AlGaN/GaN como espejo

inferior. La potencia de emisión obtenida de este modo es 7 µW a 20 mA, con una

intensidad 10 veces mayor que la del LED convencional de la misma longitud de onda

en la dirección perpendicular al diodo.

Otro de los métodos de mejora estudiados es la optimización del dopaje de

GaN empleando Mg, en el que se ha realizado un estudio del comportamiento eléctrico

y óptico de las muestras en función de la temperatura de célula de Mg, fijando la

temperatura de substrato en 690º C. El intervalo útil de temperaturas de la primera

queda delimitado por el extremo inferior (~375 ºC) por la concentración residual que

posean las capas, que ha de ser vencida por el dopaje. El extremo superior (~450º C)

queda definido por la generación de defectos en las muestras, lo que puede llevar a un

cambio de la polaridad de la capa, produciendo una caída en la incorporación del Mg.

Las condiciones óptimas de dopaje se alcanzan para TMg= 435º C, con una

concentración de huecos de 3E 17 cm-3.

ABSTRACT

The physical properties of the InGaN, as the excitonic localization and direct

bandgap (from 3.4 eV for GaN to 0.9 eV for InN at room temperature), make this

semiconductor as the best candidate for the emission in a wide range of wavelengths.

In fact, it is the most efficient material for wavelengths between 2.4 eV to 3.3 eV. The

devices based on InGaN/GaN and InGaN/AlGaN multiple quantum wells (MQWs)

active layer have a high thermal stability than using other semiconductors multilayers,

due to the high thermal stability and the high band offset between barrier and well.

The purpose of this Thesis is to study the growth conditions by Molecular Beam

Epitaxy (MBE) and their relation with the optical and structural properties of InGaN bulk

layers and InGaN/GaN quantum wells (QWs). The latter will be used as the active layer

an efficient LED emitting in the visible range. The LED fabrication includes the study of

the doping of GaN using Magnesium.

In this work, after the summary of the theoretical properties of the InGaN and

the characterization techniques employed for the study, the optimisation of the GaN

growth on sapphire and MOCVD-grown GaN-templates is performed. The use of GaN-

templates as pseudosubstrates following a process close to the homoepitaxy leads to

the best layers.

The growth of InGaN bulk layers is studied as a previous step for the

InGaN/GaN MQW growth. The relationship between the structural and optical quality of

the layers and the growth conditions, as the III(Ga+In)/V(N) ratio and the growth

temperature is studied. A significant In desorption occurs at growth temperatures

above 560ºC in InGaN layers grown on sapphire and GaN-templates. InGaN layers

with the best optical quality were grown using III/V ratio above the stoichiometric

conditions and growth temperature above the temperature for In desorption (560-

580ºC). The In content of the layer with this growth conditions is slightly lower than the

ratio φ In/(φIn+φGa), being φIn and φGa the atomic fluxes of In and Ga, respectively. The

increase of both, the absorption band edge broadening and the FWHM of the RT-PL

emission with the In composition, together with the S-shaped temperature dependence

of the PL emission energy, is attributed to a strong local fluctuation of the In content

that induces localization of carriers. The inhomogeneous distribution of In depends on

the specific In content.

Once the InGaN bulk growth was studied, the growth conditions for InGaN well

and GaN barrier were optimized to obtain efficient InGaN/GaN MQW structures for

their use as active layers of the LED devices. The best results in terms of optical quality

were obtained when keeping constant the Ga flux during well and barrier, with a

segregated In layer to enhance the GaN barrier growth. The dominant PL emission of

the MQWs shows a redshift when increasing the well thickness for a given In-content

due to the internal piezoelectric fields. This effect dominates the emission energy for

well thickness above the excitonic Borh radius (~3.4 nm). For thinner wells (

AGRADECIMIENTOS

Desde que, hace unos cinco años y medio comencé con el doctorado, multitud

de personas me han ayudado sabiéndolo o sin saberlo y directa o indirectamente.

Tanto a empezar en esta andadura como en el día a día me han animado y

ayudado fundamentalmente mis padres y hermanos, así como mis amigos, en

particular Placi, David y, en los primeros años, Ana. A todos ellos, gracias.

Durante mis primeros pasos en el mundo científico, me ayudaron,

enseñándome y soportando mis dudas y problemas los doctorandos que en aquel

momento ya se habían “establecido”, como Fernando José, Eva, José Antonio y Jorge

Julián, a ellos les agradezco el aprender la dinámica del trabajo en el laboratorio en

general.

En la etapa intermedia, mi trabajo se realizó fundamentalmente a la par que el

de mis compañeros con la misma “edad científica”, Jorge Hernando, José Luis y Ana,

con los que he pasado muy gratos momentos y creo que hemos aprendido mucho

juntos.

Durante los últimos años también he de agradecer el buen humor y las

discusiones científicas de los que he disfrutado junto con mi compañero del “Barrio”,

José María Ulloa.

La última etapa de mi trabajo se ha visto desarrollada compartiendo proyecto y

descubrimientos con Susana, a la que quiero dar las gracias por mantener viva la

ilusión en momentos difíciles. Su paciencia y aliento durante la escritura y corrección

del manuscrito y su perseverancia en el crecimiento de los reflectores para los

dispositivos de cavidad resonante han sido claves para que esta Tesis llegase a buen

puerto.

También he tenido la oportunidad de compartir mi tiempo con otros

compañeros como José María Tirado, Esperanza, Adrián, Alejandro, Heberto y Jelena;

y más recientemente, con David, Jorge y Carlos, a ellos les agradezco el haberme

hecho un poco más fácil la vida de doctorando.

En cuanto al crecimiento por MBE, he de agradecerle al doctor Miguel Ángel

Sánchez su ayuda y paciencia en un tema que requiere tanta dedicación. En este

sentido, el doctor Álvaro de Guzmán también ha sido muy importante en mi formación,

su disponibilidad y amabilidad son dignas de imitación.

Al doctor Fernando Calle, le tengo que agradecer sus consejos y ayuda tanto

en la interpretación resultados como en el plano personal. Al doctor José Luis Sánchez

de Rojas le agradezco el haberme introducido en el tema de los campos

piezoeléctricos y el haberme dado una herramienta de simulación eléctrica de las

estructuras de pozo cuántico. El doctor Ignacio Izpura ha sido también clave en

momentos difíciles, y su visión eléctrica de algunos problemas también me ha

ayudado.

En lo que al crecimiento del InGaN respecta, ha sido fundamental la ayuda y

paciencia de los doctores Oliver Brandt, junto con Patrick Waltereit, A. Trampert y K.H.

Ploog, del Paul Drude Institut (PDI) de Berlín, sin sus consejos y explicaciones me

habría costado mucho más realizar esta Tesis. También he de agradecerles el

haberme permitido usar su programa de simulación de difractogramas de Rayos X que

ha resultado fundamental en el desarrollo de este trabajo.

No puedo dejar de agradecer al resto de los compañeros del ISOM, por los

ratos que hemos pasado juntos, como son Rocío, Lucas, Miguel, David, y, en

particular, a Oscar de Abril, por las medidas de EDX en las muestras de InGaN. A

Claudio Aroca le debo el buen funcionamiento de los Rayos X del Instituto y su

disponibilidad en todo momento.

A los doctores Javier Gandía y Julio Cárabe les agradezco la facilidad con que

me han permitido el realizar las medidas de Transmisión en el CIEMAT.

La realización de los dispositivos emisores de luz no habría sido posible sin los

ataques mesa realizados por los doctores Fernando José y Marina Verdú en el CIDA,

a ellos les tengo que agradecer además su amabilidad, profesionalidad y paciencia en

este proceso.

Por su dedicación y buen hacer, mi agradecimiento a Julián Sánchez Osorio, a

Alicia Fraile y más tarde a Maite Pérez por la realización de los trabajos de tecnología.

Oscar García, Fernando Contreras y José Miguel han estado siempre dispuestos a

ayudarme en el taller mecánico, facilitándome la realización de la Tesis en el día a día.

En el apartado administrativo he contado todo momento, y en especial a la hora

de entregar el manuscrito, con la ayuda inestimable de Mariano González, además de

Julián Pajuelo y, más recientemente, Montserrat Juárez.

A los Catedráticos Elías Muñoz y Enrique Calleja, mi director de tesis, les

agradezco el que me hayan dado la oportunidad de realizar mi Tesis en un centro de

investigación puntero en España. Los consejos y la visión crítica del segundo han sido

fundamentales para el desarrollo de la Tesis.

Por último, a todos los que, sin querer, haya olvidado, muchas gracias también.

ÍNDICE

1.- Introducción y objetivos ..................................................................................1

1.1.-Introducción ...............................................................................................1 1.2.-Objetivos.....................................................................................................9 1.3.-Estructura de la tesis................................................................................11

2.-Propiedades básicas de los nitruros de Galio e Indio ........................... 13

2.1.- Introducción………………………………………………………………....13 2.2.- Propiedades estructurales ......................................................................14

2.2.1.- Estructura cristalina .................................................................142.2.2.- Propiedades mecánicas ..........................................................172.2.3.- Vibraciones de la red...............................................................182.2.4.- Defectos estructurales ............................................................19

2.2.4.1. Dislocaciones .............................................................192.2.4.2. Fronteras de grano.....................................................21

2.3.-Estructura de bandas ..............................................................................222.3.1.- Diagrama de bandas y masas efectivas .................................232.3.2.- Alineación de bandas en los Nitruros del grupo III .................24

2.4.- Propiedades ópticas ...............................................................................262.5.- Campos piezoeléctricos .........................................................................27

2.5.1.- Polarización espontánea .........................................................272.5.2.- Polarización piezoeléctrica......................................................29

2.6.- Propiedades específicas del ternario InGaN..........................................312.6.1.- Separación de fases................................................................312.6.2.- Parámetros de curvatura (bowing) para contenidos

medios de Indio.......................................................................35

3.-Técnicas de caracterización ......................................................................... 39

3.1.- Introducción ............................................................................................393.2.- Técnicas de caracterización estructural.................................................39

3.2.1.- Difracción de electrones de alta energíapor reflexión (RHEED) ............................................................40

3.2.2.- Difracción de Rayos X de Alta Resolución (HRXRD).............433.2.3.- Técnicas de microscopía.........................................................493.2.4.- Espectroscopía de masas de iones

secundarios (SIMS) …………...………………………………..513.3.- Técnicas de caracterización óptica........................................................51

3.3.1.-Fotoluminiscencia (PL).............................................................523.3.2.- Transmisión (Tr) ......................................................................57

3.4.- Técnicas de caracterización eléctrica....................................................583.4.1.- Medida de efecto Hall……………… .....……………………….593.4.2.- Medida de Capacidad-Voltaje (C-V Profile)…….. ……………61

4.-Crecimiento y caracterización de capas de GaN..................................... 63

4.1.- Introducción ............................................................................................634.2.- Sistema de crecimiento de Epitaxia de Haces Moleculares asistido por Plasma (PAMBE) ..………………….................................………….64

4.2.1.- Descripción del sistema de crecimiento PAMBE ...................644.2.2.- Substratos empleados……………..…………………………. 70

4.3.- GaN no dopado……………….............…………………………….……..744.3.1.- Crecimiento de GaN sobre Si(111)………...………………….774.3.2.- Crecimiento de GaN sobre Al2O3…………… ..... …………….804.3.3.- Crecimiento de GaN sobre GaN templates ......………………92

4.3.3.1.- Caracterización de los templates de partida… ..…..924.3.3.2.- Crecimiento de GaN no dopado

sobre GaN-template………………..…………………..944.4.- Crecimiento de GaN dopado tipo p ........................................................98

4.4.1.- Dificultades del dopaje tipo p en GaN…… ..………………….984.4.2. Consideraciones previas del dopaje con Mg……… ..……….100

4.4.2.1.- Efectos intrínsecos al dopaje con Mg……… . ……1004.4.2.2.- Efecto de las condiciones de crecimiento por MBE sobre el dopaje con Mg……………..... ……………..104

4.4.3.- Crecimiento y caracterización de capas de GaN:Mg... …….1064.4.3.1.- Efecto de los parámetros del crecimiento en

la incorporación del Mg en las capas .......................1064.4.3.2.- Caracterización de las capas……....... ……………108

4.5.- Conclusiones……...……………………………………………………….112

5.-Crecimiento y caracterización de capas gruesasde InGaN....................................................................................................115

5.1.- Introducción y objetivos…………… .........………………………………1155.2.- Crecimiento de capas gruesas de InGaN sobre zafiro........................116

5.2.1.- Determinación de la temperatura óptima de substrato....….1165.2.1.1.- Crecimiento y caracterización óptica .....................1165.2.1.2.- Caracterización estructural y morfológica..............118

5.2.2.- Cambio en el BEP de Galio...................................................1205.2.2.1.- Crecimiento y caracterización estructural……...…1205.2.2.2.- Caracterización óptica………......………………….1255.2.2.3.- Caracterización morfológica………......…………. 126

5.2.3.- Estudio del efecto de la temperatura de crecimiento…...….1285.2.3.1.- Crecimiento y caracterización óptica…..………….1285.2.3.2.- Caracterización estructural………...……………….130

5.2.4.- Modelo de crecimiento de capas gruesas de InGaN... …….1335.3.- Crecimiento de capas gruesas de InGaN sobre template…… .. …….137

5.3.1.- Variación de la temperatura de substrato…………..……….1375.3.1.1.- Crecimiento y caracterización estructural……..….1375.3.1.2.- Caracterización óptica............................................140

5.3.2.- Estudio de la variación de la relación III/V............................1415.3.2.1.- Crecimiento y caracterización de las capas ..........141

5.4.- Estudio de la localización excitónica en lascapas de InGaN en volumen………...………………………………..144

5.5.- Parámetro de curvatura de la relación EGfrente al contenido de Indio…….. …………………………………….154

5.6.- Conclusiones……...……………………………………………………….156

6.- Crecimiento y caracterización depozos cuánticos de InGaN....................................................................159

6.1.- Introducción y objetivos…………………………………………..………1596.2.- Crecimiento y caracterización de pozos cuánticos simples

de InGaN.......................................................................................…1606.2.1.- Crecimiento y caracterización estructural

de las estructuras de pozo cuántico………………………….1606.2.2.- Caracterización óptica…………………………......................1656.2.3.- Estudio de los campos eléctricos en el pozo…… ................1676.2.4.- Resultado de las simulaciones…… ..........…………………..170

6.3.- Crecimiento y caracterización de pozos cuánticos múltiplesde InGaN/GaN………………............................................................1726.3.1.- Efecto de la variación del tiempo de crecimiento del pozo...173

6.3.1.1.- Crecimiento de las estructuras....………………….1736.3.1.2.- Caracterización estructural………...........…………1756.3.1.3.- Caracterización óptica… ..................................…..178

6.3.2.- Efecto de la variación del BEP de Indio en el pozo..............1796.3.2.1.- Crecimiento y caracterización estructural ..............1796.3.2.2.- Caracterización óptica… ........................................181

6.3.3.- Efecto de la variación del flujo de Galioentre pozo y barrera. .............................................................1836.3.3.1.- Crecimiento y caracterización estructural ..............1836.3.3.2.- Caracterización óptica… ........................................185

6.3.4.- Discusión de los resultados obtenidos..................................1866.3.5.- Estudio de los campos piezoeléctricos en las muestras…..1896.3.6.- Estudio de la localización de Indio en los pozos cuánticos ..192

6.4.- Conclusiones…....................................................................................197

7.-Crecimiento y caracterización de diodos electroluminiscentes .......201

7.1.- Introducción ..........................................................................................2017.2.- Crecimiento y caracterización de las uniones p-i-n .............................202

7.2.1- Estructura y condiciones de crecimiento ...............................2027.2.2.- Caracterización de las estructuras .......................................204

7.3.- Fabricación de los dispositivos.............................................................2057.4.- Caracterización de los dispositivos ......................................................207

7.4.1.- Caracterización eléctrica y característica I-V........................2077.4.2.- Caracterización óptica y características L-I..........................211

7.5.- Fabricación y caracterización de un LED de cavidad resonante.........2147.5.1.- Crecimiento y caracterización estructural del RCLED .........2147.5.2.- Caracterización eléctrica y óptica del dispositivo..................217

7.6.- Medida de la potencia de emisión de los LEDs...................................2197.6.1.- Sistema experimental y obtención de los resultados ...........2197.6.2.- Análisis de los resultados obtenidos .....................................221

7.7.- Optimización del dopaje tipo p con Mg ................................................2227.7.1.- Introducción y justificación ....................................................2227.7.2.- Credimiento y caracterización de capas de GaN no dopadas

empleando una fuente de rediofrecuencia EPI....................2227.7.3.- Crecimiento y caracterización de las capas

dopadas con Mg ....................................................................2257.7.3.1.- Crecimiento de las capas .......................................2257.7.3.2.- Caracterización óptica............................................2267.7.3.3.- Caracterización eléctrica........................................2307.7.3.4.- Caracterización estructural.....................................233

7.8.- Conclusiones…..........................................................…………………235

8.-Conclusiones y trabajo futuro ....................................................................237

8.1.- Conclusiones generales…... …………………………………………….2378.1.1.- Crecimiento de GaN…………...............................................2378.1.2.- Crecimiento de InGaN……............................................ ……2388.1.3.- Crecimiento y fabricación de los dispositivos emisores .......240

8.2.- Trabajo futuro.......................................................………………………241

Apéndice.- Tecnología .......................................................................................243

A.1.- Contactos en GaN................................................................................243A.2.- Limpiezas utilizadas .............................................................................246

Bibliografía............................................................................................................247

Capítulo 1

Introducción y objetivos.

1.1 Introducción.

Desde la aparición en el mercado de los primeros diodos electroluminiscentes

(Light Emitting Diode, LED) de color rojo, basados en AlGaAs [Nishi85], buena parte

de la investigación aplicada en el campo de los semiconductores se ha enfocado hacia

la obtención de diodos emisores de luz en el azul, verde y amarillo. Ahora bien, para

conseguir menores longitudes de onda es necesario disponer de semiconductores con

mayor energía de banda prohibida (gap). Como candidatos potenciales para alcanzar

longitudes de onda menores se barajaron el SiC, el SeZn y el GaN. El primero de

ellos, SiC, tiene el inconveniente de ser de gap indirecto, y por tanto no ofrece una

eficiencia alta como material emisor [Edmon94]. En el SeZn la probabilidad de

generación de defectos es muy alta, dada su baja energía de formación, por lo que los

dispositivos emisores de SeZn tienen un tiempo de vida corto [Xie92], [Land98]. El

primer LED verde-azulado, basado en nitruros del grupo III y muy poco eficiente, se

consiguió utilizando una estructura tipo metal-aislante-semiconductor [Pan71]. Tras

esta demostración de la utilidad real de los nitruros del grupo III para la emisión en el

visible, se han realizado muchos esfuerzos y dedicado un enorme trabajo al estudio de

esta familia de semiconductores. El GaN y sus derivados (InGaN, AlGaN) son

candidatos idóneos al ser semiconductores de gap directo que cubren un amplio

espectro de longitudes de onda. Además, estos materiales semiconductores poseen

una alta estabilidad térmica y química, incluso en ambientes corrosivos, cualidades

que derivan de la elevada energía de enlace entre el Nitrógeno y el Galio (Al e In).

Los nitruros del grupo III pueden cristalizar según tres tipos de estructura:

wurtzita (hexagonal compacto), también denominada α-GaN; zinc-blenda (cúbico) o

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

2

esferalita, denominada β-GaN; y rocksalt (con estructura de cloruro sódico). Las dos

primeras son las más comunes, siendo la estructura de wurtzita la más estable a

temperatura ambiente, mientras que la zinc-blenda es metaestable. La estructura

rocksalt puede inducirse en AlN mediante el uso de muy altas presiones (mayores de

25 kbar) [Grocz91].

La estructura wurtzita es hexagonal, por lo que necesita de dos constantes de

red para quedar definida, la constante de red a, contenida en el plano basal del prisma

hexagonal y la c, o altura del prisma hexagonal. Está formada por dos subredes con

estructura hexagonal compacta (HCP) entrelazadas, una formada por los átomos

metálicos (Al, Ga o In) y la otra por los átomos de Nitrógeno. Las dos subredes están

desplazadas la una con respecto a la otra 5/8 del parámetro de red c, definido a lo

largo del eje del prisma hexagonal que forma la celdilla unidad de la red (figura 1.1a).

En el caso de la estructura zinc-blenda la celda unidad es cúbica idéntica a la del

diamante, es decir, dos subredes cúbicas centradas en las caras y desplazadas en la

diagonal del cubo ¼ de su longitud (figura 1.1b). Las estructuras wurtzita y zinc-blenda

son similares en el sentido de que cada átomo metálico está coordinado con cuatro no

metálicos y viceversa. De hecho, sólo difieren en la secuencia de apilamiento de los

planos diatómicos N-Metal. En la estructura wurtzita la secuencia en la dirección

es ABABAB, mientras que en la zinc-blenda el apilamiento es tipo ABCABC en

la dirección . Esta similitud hace posible que aparezcan inclusiones de tipo zinc-

blenda en capas con estructura de wurtzita, especialmente en zonas en las que haya

defectos de apilamiento [Lei93] [Brow00]. Todas las muestras estudiadas en el

presente trabajo tienen estructura wurtzita, siendo la de mayor desarrollo en los

últimos años al ser la más estable.

a) b)

Figura 1.1. Estructuras más comunes de los nitruros del grupo III. a) estructura wurtzita(α-GaN); b) estructura zinc-blenda (β-GaN)

c

a

c

a

aa

INTRODUCCIÓN Y OBJETIVOS____________________________________________________________________________

3

Parámetros de red ( Å ) EG (300K) (eV)

α-AlN a = 3.112. c = 4.982 6.2β-AlN a = 4.38 5.11 ( teórico)α-GaN a = 3.189. c = 5.185 3.39β-GaN a = 4.52 3.2α-InN a = 3.548. c = 5.705 1.89, 0.9β-InN a = 4.98 2.2 ( teórico)

Tabla 1.1. Parámetros de red y energía de gap de los nitruros del grupo III a temperaturaambiente. [Gil98]

Una de las principales ventajas que presenta el α-GaN es la posibilidad de

formar aleaciones ternarias de gap directo con el Al y el In, permitiendo abarcar un

espectro de energías desde 1.9 eV (InN) hasta 6.2 eV (AlN) a temperatura ambiente,

lo que se corresponde con todo el espectro visible más el UVA, UVB y parte del UVC

[Ambac98]. Este rango podría ser aún más amplio si se confirman algunos estudios

recientes, que indican que el gap del InN sería en torno a 0.9 eV [Bech02] [Hori02]. La

figura 1.2 muestra las energías de gap y los parámetros de red de los principales

semiconductores con energía de gap en el rango visible o cercano (entre 3.09 eV y

1.77 eV), junto con la curva de la respuesta espectral del ojo humano, centrada en el

amarillo (línea de puntos).

Figura 1.2. Energía de gap y parámetro de red de las familias de semiconductores con gap enel visible [Shar74], [Naka97], [Akas97], [Palm02].

Resp

uesta relativa del o

jo (u. a.)

InN

GaN AlN

GaAs

InP

CdSe

ZnSe

ZnS

MgSe

MgS

ZnTe

CdTe

CdS

0 1 2 3 4 5 6 72

3

4

5

6

7

AlAs

GaP AlP

6H-SiC

Par

ám

etro

de

red

(Å

)

Energía de gap (eV)

1

2063106191239 413 248

Longitud de onda (nm)

InN

Gap directo

Gap indirecto

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

4

A partir de la demostración del primer LED basado en GaN [Pan71], los

trabajos de investigación se centraron en el crecimiento del GaN y sus aleaciones

ternarias con In y Al. El primer problema aparece relacionado con la disponibilidad de

un sustrato de calidad con un parámetro de red lo más parecido posible al del GaN,

junto con un coeficiente de expansión térmica similar, dado que el GaN se crece a alta

temperatura y es sometido a un enfriamiento tras el crecimiento. A lo largo de dos

décadas se han empleado substratos diversos con mayor o menor acoplo de red y

térmico, pero nunca ideales. El GaAs, de tecnología bien conocida y de gran calidad,

fue utilizado frecuentemente en los primeros trabajos de investigación sobre el GaN

[Kim96]. El Si(111) es otro candidato dada su alta calidad, su tecnología muy

desarrollada, y su bajo precio [SanG00], apreciándose en los últimos años una notable

expansión en su uso. El SiC, con parámetros de red y de expansión térmica muy

similares al GaN, y con muy buenas características de disipación térmica, es hoy en

día uno de los más utilizados desde el punto de vista comercial, una vez que se

solventaron problemas iniciales derivados de su baja calidad cristalina, pureza y precio

excesivo [Torv99]. Finalmente, el zafiro (Al2O3), aún teniendo el inconveniente de ser

aislante eléctricamente (que no es tal en algunas aplicaciones específicas), posee una

configuración atómica apropiada para la heteroepitaxia del GaN [Ohb97], siendo hoy

en día el más utilizado. Recientemente, los mejores resultados se han obtenido

utilizando “pseudosustratos”, es decir, capas finas (de 3-5 µm) de GaN crecidas sobre

zafiro (templates) [SanG99] en los que el crecimiento epitaxial se acerca mucho a las

condiciones de homoepitaxia. También se han empleado como substratos capas

gruesas (>100 µm) de GaN crecidas por epitaxia en fase vapor con hidruros (Hydride

Vapor Phase Epitaxy, HVPE) que posteriormente se separan del substrato (ablación

láser) obteniéndose un substrato de GaN libre (free-standing substrates). Sin embargo,

la calidad de tales substratos en cuanto a la densidad de dislocaciones y a la

conductividad residual no es particularmente buena [Oda00].

Las técnicas más utilizadas para el crecimiento epitaxial de GaN y sus

aleaciones ternarias son, la epitaxia por haces moleculares (Molecular Beam Epitaxy,

MBE) y la deposición en fase vapor con precursores organometálicos (Metal-Organic

Chemical Vapor Deposition, MOCVD). De ambas técnicas, la primera permite unas

interfases más abruptas y la monitorización in-situ del crecimiento usando la difracción

de electrones de alta energía (RHEED), mientras la segunda permite mayores

temperaturas (condición de mejora en el caso del AlGaN) y velocidades de crecimiento

más altas. Cabe añadir que la técnica de MBE, al crecer a menores temperaturas,

permite aleaciones de InGaN con mayor contenido de In. Ambas técnicas han

demostrado ser útiles para el crecimiento del GaN y sus aleaciones ternarias. Por


5

último, citaremos el empleo la epitaxia en fase líquida a muy altas presiones (20.000

atm de N2) con las que se consigue material de GaN en volumen con espesores del

orden de 300 µm, de muy alta calidad cristalina (densidad de dislocaciones del orden

de 100-1000 cm-2) y baja concentración residual. El área de estos cristales de GaN es

muy reducida (pocos cm2), por lo que su utilización está más bien orientada hacia

semillas (seeds) en el crecimiento posterior por HVPE, esta vez, perfectamente

homoepitaxial [Poro98].

El crecimiento heteroepitaxial de GaN sobre substratos con mal acoplo de red y

térmico genera una alta densidad de dislocaciones (>1010 cm-2), lo que, aunque parece

no afectar a la luminiscencia del material [Lest95], reduce sustancialmente la vida

media de los dispositivos. Esto es debido a que el mecanismo de difusión de los

metales de contacto a través de las dislocaciones degrada la calidad de los

dispositivos [Naka99], particularmente en el caso de diodos láser de potencia que

trabajan a altas corrientes y elevadas temperaturas. Para reducir la densidad de

dislocaciones y paliar el problema de la degradación de los dispositivos se han

empleado capas amortiguadoras, generalmente de AlN o GaN, con el objetivo de

mejorar la nucleación de la capa epitaxial posterior. El uso de estas capas

amortiguadoras, crecidas bajo condiciones muy estrictas, permite mejorar

sustancialmente la calidad del GaN epitaxial en cuanto a su planaridad (aspecto

fundamental para las heteroestructuras) y a una menor densidad de dislocaciones, del

orden de 109 cm-2 en estos casos.

Los avances más relevantes en cuanto a reducción de dislocaciones se han

producido mediante técnicas específicas que favorecen el crecimiento lateral del GaN,

como en el caso de la técnica ELOG (Epitaxial Lateral Overgrowth) [Usu97], [Park98].

Dicha técnica (figura 1.3) se basa en abrir fotolitográficamente un patrón de ventanas

en un dieléctrico (SiO2) depositado sobre una capa de GaN crecida previamente. Al

sobrecrecer sobre las ventanas, se favorece el crecimiento lateral, produciéndose un

“doblado” de las dislocaciones ascendentes. La técnica ELOG requiere varios pasos

(deposición del dieléctrico, fotolitografía, apertura de ventanas) y altas temperaturas de

crecimiento, por lo que este método sólo es viable creciendo mediante HVPE o

MOCVD. Esto es debido a que la epitaxia por MBE se ha de producir en condiciones

de presión que garanticen el régimen molecular (< 10-4 Torr), lo cual limita la

temperatura del substrato a un máximo de 750o C a 800o C, ya que la desorción del Ga

y la alta presión de vapor de N2 a estas temperaturas exige unos flujos de Ga y N2

(célula Knudsen y RF) incompatibles con la presión límite de régimen molecular.

Mediante la técnica ELOG se reduce la densidad de dislocaciones hasta valores en el

rango de 107-106 cm-2 [Usu97]. Si bien esta técnica no es la única que permite una

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

6

reducción eficaz de la densidad de dislocaciones (Akasaki et al. obtienen densidades

de dislocaciones similares mediante el uso de capas amortiguadoras intermedias

[Akas02]), sí es la más utilizada. Usando substratos ELOG para la fabricación de

dispositivos láser se han obtenido los mayores tiempos de vida, del orden de 104 h

[Naka98].

Figura 1.3. Estructura transversal de una capa de GaN ELOG.

Las capas de GaN crecidas mediante técnicas “estándar”, bien MBE o

MOCVD, poseen una conductividad residual tipo n del orden de 1015-1017 cm-3

[Jain00], debida fundamentalmente a contaminación con oxígeno y/o generación de

vacantes de Nitrógeno (donantes ambos). Este hecho facilita el dopaje tipo n,

normalmente usando Si, pero dificulta enormemente el dopaje tipo p, ya de por sí difícil

debido a la alta energía de ionización de los aceptores en el GaN [Wang01], [Mire98].

El problema del dopaje tipo p se hace aún mayor en el caso del material crecido

mediante MOCVD, ya que el Hidrógeno presente en el reactor forma un complejo con

el Mg (aceptor más usual), inhibiendo su comportamiento como aceptor. Ello hace

necesario un proceso posterior de activación del dopante (destrucción del complejo

Mg-H), bien mediante un aleado térmico a alta temperatura [Naka91], o bien mediante

la irradiación del GaN con electrones de baja energía [Aman89]. La necesidad de

activación del dopante no existe en el caso del crecimiento por MBE, en el que los

niveles de Hidrógeno son mucho menores.

Una vez reducido el problema del dopaje tipo p del GaN, la vía para la

fabricación de uniones p-n, y por tanto, de dispositivos optoelectrónicos, quedó abierta.

Zafiro

Capa de GaN (~1-2 µm)(alta densidad de dislocaciones)

SiO2

Región enla que se curvanlas dislocaciones

Regiones de baja densidad de dislocaciones


7

Las investigaciones posteriores se centraron en la obtención del material que forma la

capa activa del dispositivo emisor de luz (LED), es decir, el InGaN en el caso de los

LEDs azules, los primeros en ser comercializados. Las dificultades inherentes del

crecimiento del InGaN estriban en la gran diferencia existente entre las energías de

enlace Galio-Nitrógeno e Indio-Nitrógeno. La relativamente baja energía de enlace In-

N impone bajas temperaturas de crecimiento para evitar la desorción del Indio. A esto

hay que añadir la necesidad de una mayor presión parcial de Nitrógeno para

estabilizar el InN debido a la mayor presión parcial de equilibrio del N en InN respecto

al GaN [Amb98]. Además, debido a la gran diferencia entre las energías de enlace

antes comentada, existe un fenómeno de separación de fases GaN-InN para

determinadas condiciones de crecimiento del InGaN [Taka00]. Debido a las bajas

temperaturas de crecimiento empleadas en MBE comparado con MOCVD, aquél se

presenta potencialmente como candidato ideal para el crecimiento de capas de InGaN

y heteroestructuras basadas en InGaN, con altos contenidos de Indio. Los primeros

intentos para fabricar LEDs eficientes mediante MOCVD, utilizando capas activas de

InGaN, se basaron en la técnica de codopaje con Si y Zn, de modo que la emisión de

fotones procedía de la recombinación vía pares donante-aceptor. Esta técnica se

utilizó para soslayar la dificultad en obtener capas de InGaN con suficiente calidad y

contenido de Indio adecuado a la emisión en el verde. La recombinación en este tipo

de LEDs era, por tanto, poco eficiente al tratarse de recombinaciones donante (Si)-

aceptor (Zn) [Naka94]. Más tarde, cuando el crecimiento de InGaN por MOCVD se

hubo optimizado y se consiguieron contenidos de Indio mayores, se utilizaron pozos

cuánticos de InGaN como capa activa sin dopar, con el correspondiente aumento en la

eficiencia de emisión [Naka99]. Por el contrario, la técnica MBE tuvo un desarrollo más

lento en el crecimiento de los nitruros al no existir en un principio fuentes eficientes

para la generación de Nitrógeno [Jain00].

Por ultimo, es de suma importancia para la optimización de los LEDs el estudio

de los contactos metálicos, utilizándose generalmente bicapas Ni/Au y Ti/Al,

respectivamente para material tipo p y n. A esto debe añadirse la dificultad en el

procesado de estructuras “mesa” mediante ataques químicos secos (Reactive Ion

Etching, RIE), imprescindibles para fabricar dispositivos LED sobre sustratos no

conductores (caso del zafiro). El trabajo realizado a lo largo de esta memoria pretende

contribuir al desarrollo de cada uno de los pasos anteriores, que plantean aún

aspectos no bien conocidos, estudiando cada una de las facetas necesarias para el

crecimiento por MBE y la fabricación de un diodo electroluminiscente basado en

InGaN.

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

8

Las aplicaciones de los LEDs emitiendo en el espectro visible son variadas,

desde las comunicaciones ópticas a través de fibra óptica de plástico, pantallas en

exteriores con un ángulo de visibilidad mayor que el que ofrecen las actuales, señales

de tráfico luminosas con una visibilidad mayor (las actuales son difícilmente visibles

cuando reflejan la luz solar), hasta, por último, la generación de luz blanca con gran

eficiencia [Hump02]. Los LEDs, por otra parte, cuentan con la ventaja de tener un

consumo energético mucho menor (65% menos) que las bombillas incandescentes,

una duración 8 veces mayor, no necesitan filtros para la obtención de los colores, lo

que aumenta su eficiencia, y cuando comienzan a envejecer, pierden su potencia

paulatinamente, y no bruscamente, como en el caso de las bombillas incandescentes

[Naka97]. Estas ventajas, entre otras, confieren gran importancia práctica al tema de la

fabricación de diodos LEDs.

La figura 1.4 muestra el avance en los últimos años en el desarrollo de LEDs

basados en nitruros, desde el inicio del crecimiento del material [Akas02].

Figura 1.4. Evolución histórica de la eficiencia cuántica externa, ηext., de los LEDsbasados en nitruros.

Año

η ηηηex

td

e lo

s L

ED

s a

zule

s b

as

ad

os

en

nit

ruro

s

LT-buffer p-n junction Commercial LED

(flip-chip)

Año

η ηηηex

td

e lo

s L

ED

s a

zule

s b

as

ad

os

en

nit

ruro

s

LT-buffer p-n junction Commercial LED

(flip-chip)

HVPEMOVPEMBE


9

1.2 Objetivos.

El principal objetivo del trabajo reflejado en esta memoria es estudiar el

crecimiento por MBE y las propiedades del GaN y sus compuestos ternarios con Indio,

con la finalidad de fabricar un diodo electroluminiscente (LED) eficiente con capa

activa compuesta por pozos cuánticos de InGaN con barreras de GaN.

Para alcanzar el objetivo anterior se han de conseguir varios objetivos

intermedios:

OBJETIVO 1: Crecimiento y caracterización de la capa activa de InGaN.

- Crecimiento de capas gruesas de InGaN, calibración del contenido de Indio y

establecimiento de las condiciones óptimas para la epitaxia del ternario. Las capas

crecidas se emplearán además para estudiar las características ópticas y estructurales

del InGaN en función del contenido de Indio.

- A partir de los resultados en capas gruesas de InGaN, se estudiará el

crecimiento de pozos cuánticos de InGaN con barreras de GaN, con especial interés

en la relación entre las condiciones de crecimiento y las características ópticas de las

capas, ya que de su calidad óptica depende la calidad final del dispositivo. La

simulación de las estructuras permitirá comprender el origen de la fotoluminiscencia en

función de las características del pozo y de las condiciones de crecimiento. Para la

realización de las simulaciones habrá que tener en cuenta el efecto de los campos

piezoeléctricos y las fluctuaciones en el contenido de Indio en el pozo.

OBJETIVO 2: Crecimiento y estudio de capas de GaN dopadas tipo p.

- Estudio del dopaje tipo p de las capas de GaN utilizando Mg. De esta tarea

se obtendrán las condiciones para un dopaje más efectivo, teniendo en cuenta el

efecto de la velocidad de crecimiento, la relación III/V y la temperatura de crecimiento,

así como la temperatura (flujo) de la célula del dopante.

OBJETIVO 3: Crecimiento de la estructura de LED.

- En este objetivo se aúnan en un dispositivo LED los resultados obtenidos en

los dos objetivos anteriores, ya que la estructura LED necesita de una capa de GaN

tipo p y una capa activa con pozos cuánticos de InGaN. El estudio de las condiciones

de crecimiento para la estructura completa es fundamental, ya que, al crecerse los

pozos cuánticos de InGaN a menor temperatura que el GaN tipo n y p, las condiciones

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

10

en las que se realice el paso de un material a otro determinarán en buena medida las

características del dispositivo.

- Una vez crecida la estructura de capas completa, se procesará

tecnológicamente hasta la fabricación del dispositivo terminado. El aislamiento de

LEDs individuales mediante ataque MESA y la deposición de los contactos metálicos

en las zonas p y n, constituyen las fases clave en el procesado del dispositivo, cuyo

aspecto final se esquematiza en la figura 1.5.

Disponer de una tecnología suficiente es imprescindible para lograr dispositivos

con buenas prestaciones. Las limpiezas químicas, metales y aleados de los contactos

se elegirán de modo que permitan obtener un buen dispositivo, quedando fuera de los

objetivos de esta Tesis la optimización sistemática de la tecnología.

Figura 1.5. Estructura de un diodo LED de GaN/InGaN convencional crecido sobre zafiro.

- Por último, el análisis de los dispositivos LED permitirá proponer métodos

para mejorar los resultados en trabajos futuros. Uno de estos métodos de mejora que

ya se puede adelantar es la incorporación de la estructura de diodo en una cavidad

resonante, ajustando los espesores de las capas en la cavidad de manera que se

obtenga una resonancia en la longitud de onda de emisión del LED. Para formar la

cavidad se utilizará un reflector Bragg de AlGaN/GaN, crecido previamente sobre el

GaN template

Zafiro

Contacto N

Contacto semitransparente

GaN:Mg

Pozos de (InXGa(1-X)N/GaN)

GaN:Si

Contacto P

MESA

GaN template

Zafiro

Contacto N

Contacto semitransparente

GaN:Mg

Pozos de (InXGa(1-X)N/GaN)

GaN:Si

Contacto P

MESA


11

substrato, y un espejo cercano al 100% de reflectividad mediante un recubrimiento de

Aluminio depositado sobre la superficie.

1.3 Estructura de la Tesis.

La presente memoria está dividida en ocho Capítulos. Tras la introducción, en

el Capítulo 2 se estudiarán las propiedades ópticas, eléctricas y elásticas básicas del

GaN y del InGaN, con especial hincapié en este último. También se mostrarán los

efectos de los campos piezoeléctricos en las heteroestructuras de nitruros. El Capítulo

3 se ha dedicado a la presentación de las técnicas experimentales utilizadas para la

caracterización estructural, eléctrica y óptica de las capas. De cada una de ellas se

expondrá el modo de empleo y la información obtenida. Las condiciones generales

para el crecimiento MBE del GaN sobre zafiro y templates, así como el problema del

dopaje tipo p, serán estudiados en el Capítulo 4.

Los Capítulos 5 y 6 se dedican al crecimiento del ternario InGaN, dedicándose

el primero al estudio del efecto de las condiciones de crecimiento en el contenido de

Indio y en la intensidad de luminiscencia de capas gruesas de InGaN. El Capítulo 6

está dedicado al crecimiento y caracterización de pozos cuánticos de InGaN con

barreras de GaN, con especial interés en el efecto de los campos piezoeléctricos

sobre la intensidad y energía de emisión de los pozos. En el Capítulo 7 se estudiará el

crecimiento y caracterización de diodos electroluminiscentes basados en pozos

cuánticos de InGaN con barreras de GaN, así como el efecto que produce la

introducción del diodo en una cavidad resonante. Por último, en el Capítulo 8 se

resumirán las conclusiones obtenidas a lo largo de la Tesis y se propondrán mejoras y

nuevas líneas de investigación para la continuidad del trabajo presentado en esta

memoria.

CAPÍTULO 1____________________________________________________________________________

12

Capítulo 2

Propiedades básicas de los Nitruros deGalio e Indio.

2.1 Introducción.

En este Capítulo se comentarán las principales características estructurales,

eléctricas y ópticas de los binarios GaN e InN. Normalmente, los valores de los

coeficientes que determinan las propiedades del InGaN se obtienen realizando una

interpolación lineal entre los valores de los binarios (ley de Vegard [Veg21]). Sin

embargo, este método es sólo una aproximación que se aleja en muchos casos de la

realidad, como ocurre con la energía de gap en función del contenido de Indio.

La segunda mitad de este Capítulo se ha dedicado a las propiedades del

ternario InGaN, aunque en muchos casos los datos dados son teóricos, al no existir

muestras de calidad que cubran todo el espectro de composiciones de Indio sobre las

que se hayan realizado medidas experimentales sistemáticas y fiables. Ello se debe

principalmente a la inmiscibilidad existente entre el GaN y el InN para ciertas

composiciones. Esto implica que cuando se utilizan técnicas de crecimiento en

condiciones de equilibrio termodinámico, como es el caso del MOCVD, no se pueden

obtener con facilidad capas de contenidos altos de Indio. No es el caso cuando se

considera la técnica de MBE, en la que el crecimiento está determinado por efectos

cinéticos, lejos del equilibrio termodinámico.

Debido a que normalmente las capas de InGaN se crecen sobre GaN, ya sea

para formar pozos cuánticos o, simplemente para facilitar la obtención de superficies

de alta calidad, el compuesto ternario suele estar bajo compresión biaxial. Esta

deformación en la capa de InGaN conduce a cambios en la estructura de bandas, en

la energía de gap y, sobre todo, a la aparición de campos piezoeléctricos de gran

importancia (del orden del MeV/cm). Los estudios teóricos existentes en la literatura

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

14

sobre estos efectos serán también presentados en este Capítulo, como base para una

mejor comprensión de los análisis que se realizarán en las muestras crecidas en la

presente memoria.

Como se ha dicho en el Capítulo 1, los nitruros del grupo III suelen adoptar en

general estructuras cristalinas tipo zinc-blenda o wurtzita. La primera de ellas es

metaestable, es decir, la configuración de átomos en la red se corresponde con un

mínimo relativo de energía total del sistema, por lo que al suministrarle energía la

estructura puede derivar a un mínimo absoluto, que corresponde al tipo wurtzita. Por

este motivo a lo largo de esta memoria todas las muestras estudiadas tienen

estructura wurtzita, y las propiedades que se estudiarán en el presente Capítulo se

refieren en su mayor parte a esta estructura.

2.2. Propiedades estructurales.

2.2.1 Estructura cristalina.

La principal característica de los nitruros, desde el punto de vista químico, es la

alta energía de enlace entre el Nitrógeno y el elemento del grupo III, que es máxima en

el AlN y disminuye progresivamente en el GaN y el InN. El carácter fuertemente

covalente del enlace colabora además en que la estabilidad térmica y mecánica de los

nitruros sea muy elevada. La tabla 2.1 resume algunas de las características

estructurales más significativas de estos nitruros, como son la energía de enlace, el

parámetro de red y el coeficiente de expansión térmica.

Debido a esta elevada energía de enlace, la temperatura de fusión de los

nitruros es considerablemente alta, de 3487 K, 2791 K y 2146 K, para el AlN, el GaN y

el InN, respectivamente [Edg94]. La diferencia de energía de enlace entre ellos

también lleva asociada una diferencia en la energía de descomposición en vacío,

siendo menor para el InN, en cuyo caso las temperaturas de crecimiento deben ser

considerablemente menores que en el caso del GaN, o bien con sobrepresiones muy

altas de Nitrógeno. La temperatura de descomposición de los binarios, obtenida

[Amb96] a partir de la medida de la presión parcial de Nitrógeno en vacío al calentar

de AlN, GaN e InN, es de 1040 ºC, 850 ºC y 630 ºC respectivamente, considerando

dicha temperatura como aquella a partir de la cual la presión parcial de Nitrógeno

crece exponencialmente.

PROPIEDADES BÁSICAS DE LOS NITRUROS DE GALIO E INDIO____________________________________________________________________________

15

αααα-AlN αααα-GaN αααα-InN ReferenciaEnergía de

enlace N-metal(eV)

2.82.88

2.242.20

1.931.98

[Harr89][Edg94]

% de covalencia 81 % 80 % 72 % [Harr89]Longitud deenlace (Å)

1.892-

1.9491.948

2.1562.158

[Matt99][Taka00]

Parámetro de reda (Å)

3.112-

3.1893.1896±0.0002

3.54-

[Edg94][Degu99]

Parámetro de redc (Å)

4.982-

5.1855.1855±0.0002

5.705-

[Edg94][Degu99]

Parámetro u 0.382 0.377 0.379 [Amb02]Coeficiente de

expansióntérmica (∆c/c0)

(x 10-6 K-1)*

5.3-

3.173.17

-2.7-3.7

[Gil98][Akas97]

Coeficiente deexpansión

térmica (∆a/a0)(x 10-6 K-1)*

4.2-

5.595.59

-3.4-5.7

[Gil98][Akas97]

Tabla 2.1. Parámetros de red y energías de enlace de los nitruros del grupo III, a T=300 K. Elparámetro interno, u, se define como la relación entre la longitud del enlace Metal-N y el

parámetro de red c.(*Para el caso de los coeficientes de expansión térmica: 300 K

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

16

Figura 2.1. Direcciones de la estructura wurtzita de interés para el presente trabajo.

Por tanto, si [UVW] son los índices de una dirección referidos a un sistema de

referencia de tres ejes y [uvtw] son los referidos a un sistema de cuatro ejes (índices

de Miller), la relación entre ambos viene dada por:

U = u – t u = (2U – V) / 3

V = v – t v = (2V – U) / 3

W = w t = -(u + v) = - (U + V) / 3

w = W (2.1)

De este modo, la dirección [100] viene dada por [2-1-10] utilizando los índices

de Miller. Como se ha dicho anteriormente, los planos similares poseen en esta

notación índices similares. Así, los planos correspondientes a las caras del prisma

hexagonal vienen dados por los índices (10.0), (01.0), (-11.0), (-10.0), (0-1.0), y (1-

1.0), referidos a tres ejes. La anterior notación no da una idea intuitiva de que sean

planos equivalentes, sin embargo, en su notación de Miller, dichos planos resultan ser:

(10-10), (01-10), (-1100), (-1010), (0-110) y (1-100), respectivamente, lo que sí da una

idea inmediata de la equivalencia entre ellos [Cull78].

[0001]

[1100][1210]

[1100]

c

a2a1

a3

[1120]

[2110][1010] [0110]


17

2.2.2. Propiedades mecánicas.

La relación general entre las tensiones, σij, y las deformaciones, εij, (ley de

Hooke) para un cristal con estructura hexagonal es de la forma [Lov44]:

−

=

xy

zx

yz

zz

yy

xx

xy

zx

yz

zz

yy

xx

x

CCC

C

CCC

CCC

CCC

εεεεεε

σσσσσσ

200000

00000

00000

000

000

000

1211

44

44

331313

131112

131211

(2.2)

, donde Cij son los coeficientes elásticos del sólido. Normalmente, y en general en este

trabajo, el cristal se crece según la dirección [0001] por lo que en tal caso εij= 0 si i es

distinto de j, es decir, el tensor de deformaciones es diagonal. El cristal se crece

habitualmente sobre un substrato con distinto parámetro de red en el plano de

crecimiento, dando lugar a la aparición de una tensión o compresión, y a la

correspondiente deformación en dicho plano, dada por:

rel

relyyxx a

aa −== εε (2.3)

, siendo a el parámetro de red medido en el cristal crecido y arel el parámetro de red

del cristal relajado. Cuando se cumplen las condiciones anteriores la relación entre εxx,

εyy y εzz es (teniendo en cuenta la ecuación 2.2):

xxzz C

C εε33

132−= (2.4)

El conocimiento de los coeficientes elásticos en los nitruros es de gran

importancia, ya que en muchas ocasiones el crecimiento es pseudomórfico con el

substrato en el plano de crecimiento, y conocido el parámetro de red del substrato se

puede estimar la deformación en la dirección de crecimiento. Esta deformación influye

en el valor de los campos piezoeléctricos que se generen en el semiconductor, así

como en su energía de gap.

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

18

En la tabla 2.2 se resumen los coeficientes elásticos utilizados en la presente

memoria (subrayados), junto con los más comúnmente utilizados en la literatura.

AlN GaN InN Referencia

C11 (GPa) 396345

373367374

223190

[Degu99][Wrig97]

[Tsub81],[Taka96],[Shel79]

C12 (GPa) 137125

141135106

115104

[Degu99][Wrig97]


C13 (GPa) 108120

80.410810370

9392

121

[Degu99][Sala99][Wrig97]


C33 (GPa) 373395

93.6399405379

199224182

[Degu99][Sala99][Wrig97]


C44 (GPa)116118

95101

4810

[Wrig97][Tsub81],[Taka96],[Shel79]

Tabla 2.2. Coeficientes elásticos de los nitruros, los valores que aparecen subrayados son losempleados en este trabajo, mientras que los valores en cursiva son los calculados

teóricamente.

2.2.3. Vibraciones de la red.

Las vibraciones de la red (fonones), observables en los nitruros con estructura

wurtzita mediante espectroscopía Raman, se encuentran relacionadas en la tabla 2.3.

Modo de vibración AlN GaN InNE2 (cm-1)

(baja frec.)215 137 85

E2 (cm-1)(alta frec.)

652 592 485

A1-TO (cm-1) 640 546 449A1-LO (cm-1) 883 732 587E1-TO (cm-1) 668 555 457E1-LO (cm-1) 922 741 596Referencia [Tütü00] [Tütü00] [Tütü02]

Tabla 2.3. Energías de los modos vibracionales de los nitruros en estructura wurtzita.LO: Longitudinal Óptico; TO: Transversal Óptico.


19

Como se verá más adelante, la energía del fonón óptico longitudinal (LO) es la

que puede intervenir con mayor probabilidad en los procesos radiativos que involucren

tres partículas. En este sentido, el conocimiento de su energía será de utilidad para la

interpretación de las emisiones en los espectros de fotoluminiscencia. El valor de la

energía de dicho fonón para el GaN está en torno a 90 meV (92 meV, [Gross00]

[Tütü00] [Ponc96]; 86 meV, [Nipk98]). Para el caso del InN, los estudios teóricos

indican que la energía del fonón óptico longitudinal ha de ser menor que la del GaN,

obteniéndose valores de 74 meV [Gross00], 73 meV [Tütü02] y 86 meV [Land71]. Los

resultados experimentales apoyan los cálculos teóricos antes citados. Así, Yang et al.

obtienen un valor de 75 meV para la energía del fonón en InN hexagonal a partir de

medidas Raman y de fotoluminiscencia [Yang00]. En algunos espectros de

fotoluminiscencia los valores que se obtienen son mayores, en torno a 84 meV,

posiblemente debido a la existencia de múltiples emisiones en la capa de InGaN

[Smith97], [Pech02].

2.2.4 Defectos estructurales.

Los defectos estructurales se dividen en puntuales y extensos. El estudio de los

primeros en GaN tipo wurtzita se realiza en el Capítulo 4, mientras que los defectos

extensos con gran relevancia en los nitruros, como son las dislocaciones, faltas de

apilamiento y fronteras de grano, se estudian a continuación.

2.2.4.1 Dislocaciones.

La principal fuente de defectos estructurales en los nitruros proviene del

desacoplo de red existente entre el substrato y la capa. Este desacoplo de red puede

ser absorbido por la capa que crece con una deformación biaxial (tensil o compresiva,

dependiendo del substrato) hasta cierto espesor, denominado “crítico”, hc, a partir del

cual la energía acumulada en la capa es suficiente como para que se genere una

dislocación, comenzando la relajación de la capa [Wee66], [Zhang99] [Jain00].

Una dislocación, por tanto, es un desorden cristalino que genera la introducción

(o pérdida) de un plano cristalino extra. Se denomina línea de la dislocación a la

frontera que delimita la región de dicho desorden en el cristal. Una dislocación queda

entonces definida conociendo la línea de la dislocación y su vector de Burgers, b.

Dicho vector se define realizando un circuito (circuito de Burgers) alrededor de la línea

de la dislocación que pase por los nudos de la red del cristal lo suficientemente lejos

de dicha línea como para que el cristal no esté deformado (circuito MNOPQ en la

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

20

figura 2.2a). A la diferencia vectorial entre el circuito anterior y un circuito similar en un

cristal idéntico pero sin dislocación, se le denomina vector de Burgers de la dislocación

(vector QM en la figura 2.2b). La aparición del vector de Burgers es debida al plano

extra que introduce la dislocación.

a) b)

Figura 2.2. Obtención del vector de Burgers (vector MQ) para una dislocación en arista.

A cada dislocación le corresponde un único vector de Burgers, que además es

invariable en cualquier punto de la misma. Esta condición implica que una dislocación

no puede empezar o acabar en el interior del cristal, porque b variaría desde cero

hasta un valor dado. Una dislocación sólo puede empezar o acabar sobre sí misma, en

un defecto o en un extremo del cristal, incluyendo intercaras con otro cristal (como

entre la capa y el substrato).

Las dislocaciones más usuales son de dos tipos: en arista (edge dislocation) y

helicoidales (screw dislocation). Las primeras se caracterizan por poseer un vector de

Burgers perpendicular a la línea de la dislocación (figura 2.2), mientras que en las

segundas el vector de Burgers está contenido en la línea de la dislocación. La figura

2.3 muestra una dislocación helicoidal en representación tridimensional.

Figura 2.3. Representación de una dislocación helicoidal.

Vector de Burgers

Vector de Burgers

Línea de la dislocación


21

Además de estos dos tipos, pueden existir mezclas de ambas, denominándose

en este caso dislocaciones mixtas. La mayor parte de las dislocaciones que se

observan en los nitruros son dislocaciones ascendentes (threading) generadas en la

intercara entre el substrato y la capa. Dichas dislocaciones suelen ser usualmente de

tipo arista, con el vector de Burgers: b=1/3, [Pot98], [Jahn98], [Kais98] si bien,

al disminuir el espesor de la capa, el porcentaje de dislocaciones mixtas aumenta, con

una componente helicoidal y su vector de Burgers con una componente en la dirección

[0001] [Wu96]. Las dislocaciones helicoidales puras aparecen en zonas del cristal en

las que la dirección [0001] esté ligeramente inclinada con respecto a la del substrato

[Ning96].

2.2.4.2 Fronteras de grano

El crecimiento de GaN sobre substratos con gran desacoplo del parámetro red

genera inicialmente la formación de microcristales hexagonales independientes

(granos) que tienden a coalescer al aumentar el espesor de la capa. La aparición de

estos granos, inicialmente independientes, se debe al proceso de minimización de la

energía del sistema durante el crecimiento. La diferente orientación entre micro-

cristales individuales puede deberse a la inclinación del eje c de cada uno de ellos

respecto a la dirección de crecimiento (tilt), o bien al giro en torno al eje c de cada uno

de los microcristales (twist) [Ponc97]. La figura 2.4 muestra esquemáticamente ambos

tipos de desorientación.

Figura 2.4. Representación de la inclinación (tilt) y del giro (twist) de la estructuracolumnar en el GaN.

En el primer caso, tilt, la frontera entre los microcristales (frontera de grano)

está formada por dislocaciones helicoidales, mientras que en el segundo caso, twist, la

tilt twist

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

22

frontera de grano está formada por una red de dislocaciones en arista

[Ponc97][Rouv97].

2.3. Estructura de bandas.

La característica más importante de los nitruros del grupo III en cuanto a

aplicaciones como emisores de luz es que poseen gap directo. La principal diferencia

entre los nitruros de tipo wurtzita y otros semiconductores como el GaAs es la rotura

de la degeneración de la banda de valencia debido a la interacción de los huecos con

el campo cristalino. Por un lado, la simetría hexagonal y el carácter ligeramente iónico

del enlace hacen que se genere una asimetría en el campo local en el que están los

electrones de valencia, cuya dirección es la del eje del prisma hexagonal (denominado

z). Puesto que en los nitruros la banda de valencia está casi totalmente compuesta de

estados tipo p, la interacción con el campo cristalino genera valores distintos de

energía para el estado tipo pz con respecto a la de los estados px y py. Si se añade el

efecto de acoplamiento espín-órbita, resultan tres subbandas de valencia. La figura

2.5a muestra esquemáticamente el efecto de las interacciones espín-órbita (∆SO) y

campo cristalino (∆CC) en las subbandas de valencia.

a) b)

Figura 2.5a. Efecto de las interacciones de espín-órbita y del campo cristalino sobre elmáximo de la banda de valencia. 2.5b. Esquema del diagrama de bandas del GaN en

la dirección paralela y perpendicular al eje c [Gil98].

Γ15 Γ15

Γ1

Γ6

Γ7(J=1/2)

Γ8(J=3/2)

C(Γ7)

B(Γ7)

A(Γ9)

∆cc ∆so

AmbosAcoplamiento

spín-órbitaEfecto del

campo cristalino

Γ15 Γ15

Γ1

Γ6

Γ7(J=1/2)

Γ8(J=3/2)

C(Γ7)

B(Γ7)

A(Γ9)

∆cc ∆so

AmbosAcoplamiento

spín-órbitaEfecto del

campo cristalino

k⊥k

Banda de conducción

Banda de valencia

ΓΓΓΓ 7

C (ΓΓΓΓ 7)

B (ΓΓΓΓ 7)

A (ΓΓΓΓ 9)

Eg

∆∆∆∆EAB

∆∆∆∆EBC

k⊥k


Banda de valencia

ΓΓΓΓ 7

C (ΓΓΓΓ 7)

B (ΓΓΓΓ 7)

A (ΓΓΓΓ 9)

Eg

∆∆∆∆EAB

∆∆∆∆EBC

k⊥kk


Banda de valencia

ΓΓΓΓ 7

C (ΓΓΓΓ 7)

B (ΓΓΓΓ 7)

A (ΓΓΓΓ 9)

Eg

∆∆∆∆EAB

∆∆∆∆EBC


23

2.3.1 Diagramas de bandas y masas efectivas.

La figura 2.5b muestra el diagrama de bandas de los nitruros con estructura

wurtzita, en torno al punto Γ de la red recíproca. Como se ha dicho anteriormente,

existen tres bandas de valencia debido a los desdoblamientos de la banda de valencia

por las interacciones de spin-órbita y del campo cristalino [Gil98]. Las energías

correspondientes a las subbandas de valencia A (Γ9), B (Γ7) y C (Γ7) mostradas en la

figura 2.5 vienen dadas, en relación con la intensidad de la interacción con el campo

cristalino y el espín-órbita, por las expresiones [Wei96]:

)(21))(( 9 CCSOAE ∆+∆=Γ (2.5)

[ ] 2127 )∙(38)(21))(( CCSOCCSOBE ∆∆−∆+∆+=Γ (2.6)[ ] 2127 )∙(38)(21))(( CCSOCCSOCE ∆∆−∆+∆−=Γ (2.7)

La magnitud de las interacciones ∆CC y ∆SO no pueden ser medidas

directamente, pero sí se puede medir la diferencia entre subbandas de valencia, es

decir, ∆EAB y ∆EBC, y de ellas obtener los valores de ∆CC y ∆SO, ya que:

))(())(( 79 Γ−Γ=∆ BEAEEAB (2.8)

))(())(( 77 Γ−Γ=∆ CEBEEBC (2.9)

La tabla 2.4 recoge los valores de las interacciones del campo cristalino y spin-

órbita en las subbandas de valencia calculados por diversos autores.


∆CC (meV)-104-217

304221

574117

[Pugh99][Wei96][Yeo98]

∆SO (meV)1119

111311

1113

[Pugh99][Wei96][Yeo98]

Tabla 2.4. Valores de la energía del desdoblamiento debido al campo cristalino (∆CC) y a lainteracción espín-órbita (∆SO) de la banda de valencia en los nitruros.

Al haber tres bandas de valencia se definen entonces seis masas efectivas

para huecos, la perpendicular y paralela al eje c para las tres bandas. Para el caso de

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

24

los electrones, al formarse la banda de conducción principalmente con estados tipo s,

sólo existen dos masas efectivas diferentes, la perpendicular y paralela al eje c

[Suzu96]. La tabla 2.5 recoge las masas efectivas para electrones y huecos en los

nitruros, en unidades de la masa del electrón, m0.


m*e (⊥ ) 0.180.170.12

0.10.1

[Yeo98][Pugh99]

m*e (!) 0.270.190.16

0.110.14

[Yeo98][Pugh99]

m*LH (⊥ ) 0.200.140.11

0.110.09

[Yeo98][Pugh99]

m*LH (!) 2.041.761.27

1.561.56

[Yeo98][Pugh99]

m*HH (⊥ ) 2.081.691.02

1.681.25

[Yeo98][Pugh99]

m*HH (!) 2.041.761.27

1.561.56

[Yeo98][Pugh99]

m*CC (⊥ ) 1.711.761.36

1.391.46

[Yeo98][Pugh99]

m*CC (!) 0.240.140.14

0.10.12

[Yeo98][Pugh99]

Tabla 2.5. Masas efectivas de los electrones y huecos en los nitruros, en unidades de m0.

Las masas efectivas de huecos y electrones que se utilizarán para las

simulaciones son una “media” de las masas efectivas de cada partícula. Así, los

valores de la masa efectiva de huecos y electrones para el GaN serán 0.8m0 y 0.2m0,

respectivamente. En el caso del InN, se emplearán 0.5m0 y 0.1m0 como masa efectiva

de los huecos y electrones, respectivamente [Gil98]. Las masas efectivas de los

portadores en el ternario InGaN se obtendrán mediante interpolación lineal entre los

valores correspondientes al InN y el GaN.

2.3.2 Alineación de bandas en los Nitruros del grupo III.

Al poner en contacto dos semiconductores con distinta energía de gap se

produce una discontinuidad en la banda de valencia y en la de conducción. El

conocimiento de las discontinuidades de bandas entre semiconductores es importante

para determinar las propiedades de los pozos cuánticos, ya que de ellas depende la

profundidad del pozo de potencial formado, y, por tanto, la posición energética de los

niveles en él confinados. Wei et al. calculan teóricamente las discontinuidades de la

banda de valencia en la intercara AlN/GaN y GaN/InN, obteniendo que la


25

discontinuidad en la banda de valencia es el 30% del total de la discontinuidad entre

gaps [Wei96].

La presencia de deformaciones en el InGaN puede modificar el reparto de la

diferencia de gaps entre la banda de conducción y de valencia en la intercara

InGaN/GaN, ya que la deformación afecta de modo diferente a las bandas de

conducción y de valencia. Una compresión biaxial en el plano de crecimiento puede

descomponerse en una compresión hidrostática y una tensión uniaxial perpendicular a

dicho plano. Sobre la banda de valencia, la compresión hidrostática produce una

disminución de la energía, pero la tensión uniaxial produce, además de un

desdoblamiento de las subbandas, un aumento de energía en el máximo de la banda,

con lo que prácticamente ambas variaciones de energía se cancelan. La banda de

conducción, por el contrario, sólo se ve afectada por la componente de compresión

hidrostática que produce un aumento en la energía de la banda [Walle97b] [Chuan97]

[Wag00].

El valor de la discontinuidad de la banda de valencia entre el InN y el GaN

relajados, obtenido a partir de medidas de espectroscopía de fotoemisión de Rayos X

[Mart96], es de 1.05 eV. Puesto que la banda de valencia del InGaN no depende

significativamente del grado de compresión biaxial (párrafo anterior), podremos

considerar una interpolación lineal del tipo ∆EV =1.05∙x eV (siendo x el porcentaje de In

de la aleación) para la discontinuidad de la banda de valencia del ternario InGaN,

prácticamente independiente de la deformación. Si este valor, ∆EV, se compara con el

valor del gap del InGaN bajo compresión biaxial, ∆EG = 3.28∙x [Wag00], se obtiene

∆EV/∆EG = 0.32 (y, por tanto, ∆EC/∆EG = 0.68) para contenidos de Indio menores del

15%. La expresión anterior es válida suponiendo que no existe “bowing” y

considerando el InGaN pseudomórfico sobre GaN. Se comprende fácilmente que este

valor del 32% se modificaría para capas de InGaN con distinto grado de deformación.

Este resultado se ha confirmado en medidas de fotoluminiscencia de la banda

amarilla-roja, transición entre un donante ligero y un aceptor profundo. Este último se

supone en un nivel energético constante e independiente del contenido de Indio. El

desplazamiento de la emisión amarilla-roja, permite estimar el cambio de la

discontinuidad de la banda de conducción, obteniéndose un valor con un 10% de

variación con respecto al obtenido en la discusión anterior [Manz99].

En general, para llevar a cabo simulaciones se suele tomar el valor del 70/30 %

para las discontinuidades de banda de conducción y de valencia, respectivamente,

entre el InGaN pseudomórfico y el GaN relajado [Sala99], [Mayr00].

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

26

2.4. Propiedades ópticas.

Como ya se ha señalado anteriormente, el desdoblamiento de la banda de

valencia en los nitruros de tipo wurtzita da lugar a tres excitones libres diferentes,

denominados A, B y C (ver apartado 3.3). La energía de enlace más comúnmente

aceptada para el excitón A es de 25 meV, considerándose el mismo valor para los

excitones B y C [Korn99], [Step99], [Mone02].

También se ha mencionado cómo la posición de las bandas varía con la

deformación a la que esté sometido el material, de modo que gap varía según el

coeficiente δEG/δεxx de 15.4 eV [Shik97], si bien, cada subbanda de la banda de

valencia cambia su posición de modo diferente con la deformación, ya que cambia el

campo cristalino. Funato et al. han obtenido los coeficientes de variación de la energía

de los excitones A, B, y C siendo: 16.4±0.5, 16.0±0.6 y 16.5±0.7 eV respectivamente.

Las energías de los excitones A, B, y C calculadas para capas relajadas de GaN a 0 K

se resumen en la tabla 2.6 [Liu97], junto con una comparación con datos

experimentales obtenidos a 4 K en capas gruesas (400 µm) de GaN que se suponen

relajadas [Liu02]:

Energía (eV)(Exp, 4 K)

Energía (eV)(teórico, 0 K)

FXA 3.480±0.001 3.484±0.002FXB 3.486±0.001 3.490±0.002FXC 3.503±0.001 3.512±0.004

Tabla 2.6. Energía de transición los excitones libres en el GaN

El cambio del gap con la temperatura se suele ajustar generalmente a dos

expresiones. Una de ellas, la ecuación de Varshni, es de la forma:

T

TETE gg +

−=βα 2

)0()( ( 2.10)

, donde Eg(0) es la energía de gap a 0 K, α es una constante de proporcionalidad y β

es una constante relacionada con la temperatura de Debye [Vars67]. Aunque esta

expresión es muy usada, el significado físico de las constantes no está claro, ya que β,

que en teoría debería estar relacionada con la temperatura de Debye, en algunos

casos es negativa [Vars67]. La segunda expresión utilizada para ajustar la variación

del gap con la temperatura es fenomenológica, y se obtiene al considerar la


27

renormalización del gap por la interacción con los fonones de la red. Por tanto, la

expresión contiene el factor estadístico de Bose-Einstein:

1

)0()()(

−−=

T

Bgg E

e

aETE θ (2.11)

En esta expresión, propuesta por Fan [Fan51], θE es la temperatura de Einstein,

mientras aB es una constante relacionada con la intensidad de la interacción de las

bandas con los fonones. La tabla 2.7 recoge los valores de los ajustes de la energía

del gap con la temperatura para el AlN, GaN e InN, junto con la referencia.

Eg(0)(eV)

αααα(meV/K)

ββββ(K)

Eg(0)(eV)

aB(meV)

θθθθE(K)

Referencia

AlN 6.126 1.799 1462 6.125 942 725 [Guo94]

GaN3.4893.4793.492

0.8870.87

0.531

874884432

-3.478

-

-94-

-271

-

[Lero99][Calle97][Trip99]

InN 1.996 0.245 624 1.994 87.8 466 [Guo94]

Tabla 2.7. Valores de Eg(0) y de los coeficientes α, β, aB y θE de los nitruros, obtenidosdel ajuste de la variación de la energía de gap con la temperatura según las

expresiones de Varshni y de Fan (ecs 2.10 y 2.11)

Por otro lado, hay que tener en cuenta que los coeficientes indicados dependen

del grado de deformación que esté soportando la capa [Jain00], ya que la energía del

gap depende de ésta.

2.5. Campos piezoeléctricos.

2.5.1 Polarización espontánea

Los nitruros, tanto en estructura de wurtzita como en zincblenda, presentan un

eje polar, lo que rompe la simetría de inversión respecto al plano perpendicular a dicho

eje. En la estructura zincblenda dicho eje es el , mientras que en la estructura

wurtzita es el . A lo largo de ese eje los enlaces acaban en Nitrógeno en una

dirección y en el catión correspondiente (Al, Ga ó In) en la otra. La polaridad de un

monocristal de nitruro se define entonces en función de la capa de átomos orientada

hacia la superficie en cada bicapa, denominándose polaridad en Galio o en Nitrógeno

cuando la bicapa acaba en Ga o N, respectivamente.

CAPÍTULO 2____________________________________________________________________________

28

En el caso de la estructura wurtzita, el crecimiento se suele realizar según la

dirección , por lo que se pueden crecer capas con ambos tipos de polaridad,

siendo algunas de las propiedades de la capa muy dependientes de la polaridad de la

misma. Experimentalmente se ha observado que el crecimiento bajo condiciones de

polaridad en Galio conduce a superficies más planas que en el caso de polaridad en

Nitrógeno [Poc96] [Brow00]. Debe distinguirse bien entre polaridad y el tipo de átomos

de la última monocapa de la superficie, ya que una capa con polaridad en Galio puede

estar acabada con átomos de Nitrógeno y viceversa. La figura 2.6 muestra la

diferencia entre ambos tipos de polaridad.

Figura 2.6. Polaridades posibles en capas de nitruros con estructura wurtzita.

Debido a que en la estructura cristalina de los nitruros tipo wurtzita los

tetraedros están ligeramente alargados en la dirección [0001], se genera un pequeño

dipolo en cada tetraedro, lo que conduce a la aparición de polarización macroscópica

espontán

crecimiento, fabricación y caracterización de diodos ... · capa activa de los diodos led. las...

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