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随着第三代宽禁带半导体的发展, SiC, GaN, ZnO和Ga2O3等半导体材料逐渐进入大众的视野, 氧化镓具有晶态(Ga2O3)与非晶态(a-GaOx)两种不同形态, 其晶态具有α, β, γ, ε和δ五种不同的晶相, 它们都具有较宽的带隙, 大击穿场强, 高可见光透过率、对特定波长的紫外光敏感、易获得高质量薄膜等特点[1], 在此基础上, β-Ga2O3还具有良好的化学和热稳定性. a-GaOx作为本文研究的半导体材料, 虽然化学和热稳定性相对较差, 但相对于其晶态材料具有更宽的带隙、制备温度低, 工艺较为简单, 衬底适用范围广等特点[2], 因此氧化镓在透明电子器件、大功率器件、紫外光电器件和气体传感器等领域具有良好的发展前景.
氧化镓的能带结构与其相关器件的性能有着密不可分的关系, 所以调控其能带结构有着重要的意义, 目前有多种方法可以对氧化镓的能带结构进行调控, 例如改变薄膜的晶相[3–5], 对薄膜进行掺杂[6–8], 控制薄膜中的局域态密度[5,9], 使薄膜产生外延应变[10]等方法都可以对氧化镓的能带结构进行调控. 相比于晶态的Ga2O3, a-GaOx内会含有 许多局域态能级, 它们源自于材料的结构无序性, 多种化学键以及缺陷(如氧空位、镓空位、间隙镓、间隙氧等), 当局域态密度较大时, 其在近邻导带的下方会形成准连续的能级, 使得导带底降低, 同时对费米能级、自由电子浓度与电子迁移率也会产生较大影响, 而且这种局域态具有一定的电子传导或电子隧穿的输运能力[1,11–13]. 所以, 通过改变局域态密度来调控氧化镓的能带结构具有较高的可行性及一定研究意义.
目前, 关于氧化镓局域态的研究主要集中于晶态氧化镓中的氧空位, 通过调控Ga2O3薄膜中的氧空位浓度可以使得其紫外光电探测器的性能提高. 2016年, An等[14]通过减小氧空位浓度使Ga2O3/SiC n-n型异质结器件在254 nm照明下, 表现出更高的灵敏度、整流比、更低的暗电流、更快的衰减速度, 并且对365 nm照明完全没有响应. 2019年, Zhang等[15]通过调控氧空位浓度转变了Ga2O3光电探测器接触类型和工作模式, 降低了吸收层内的氧空位浓度和金属-半导体接触处的界面态密度, 从而抑制了亚带隙吸收和持续的光导效应. 2019年, Vu等[5]通过改变氧分压得到了不同电导率和不同光学带隙的Ga2O3薄膜. 除此之外, 还有关于氧空位对Ga2O3光学性能的影响[16]、氧空位对Ga2O3的晶体结构稳定性的影响[17]以及关于氧空位提升Ga2O3基存储器件存储性能等相关研究[18]. 但是目前对于a-GaOx中局域态及能带结构的研究相对较少, 2016年, Heinemann等[19]通过升高退火温度制备了氧镓化学计量比(O/Ga比)由1.25增至1.5的a-GaOx薄膜, 其电子亲和能由4.5 eV减小到4.0 eV. 2023年, Zhang等[20]通过在磁控溅射中增大氧气流量使氧空位浓度减小, 使薄膜带隙从5.2增至5.32 eV, ITO/ a-GaOx异质结的价带偏移从(0.29 ± 0.07) eV变为(–0.74 ± 0.06) eV, 导带偏移从(0.95 ± 0.085) eV变为(2.10 ± 0.075) eV.
过去研究中无论是对于晶态或是非晶态氧化镓的局域态研究都集中于氧空位, 并且a-GaOx的O/Ga比均
$ \leqslant$ 1.5. 随着氧空位浓度的逐渐增大, 虽然其导电性会变得更好, 但带隙会逐渐减小, 这不利于其在大功率场景下的应用. 然而在O/Ga比大于1.5时, 过量的氧原子会对材料中O 2p轨道电子数量和Ga2O的含量(局域态密度)产生较大影响. 由于a-GaOx的价带顶主要由O 2p轨道电子决定[21], 此时减小材料中氧原子含量可以在一定程度上调控材料相关器件性能的同时使得材料带隙不那么容易减小. 因此, 对于O/Ga比>1.5的a-GaOx薄膜的研究具有一定意义.本工作在石英衬底上制备了120 nm厚的不同O/Ga比的a-GaOx薄膜, 并使用能谱仪(EDS)、X射线光电子能谱仪(XPS)、紫外-可见分光光度计(UV-Vis)、X射线衍射仪(XRD)对其元素组成、微观结构、光学性能进行研究, 在n-Si衬底上制备了该材料的肖特基二极管器件并对其I-V及C-V特性进行测试, 计算出该薄膜的电子亲和能及界面施主浓度.
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将石英衬底和n-Si衬底在丙酮、乙醇、去离子水中分别超声清洗30 min, 使用高纯Ga2O3作为靶材, 采用磁控溅射设备在石英衬底上沉积a-GaOx薄膜, 溅射功率为150 W, 工作压强为1 Pa、标准状况下氩气流量为40 cm3/min、溅射时间为30 min. 在沉积过程中, 仅通过控制氧气流量来控制氧原子含量, 分别制备了氧气流量为0, 2, 3, 4, 5 cm3/min (标准状况, 后文不再强调)的5组样品, 记为N1, N2, N3, N4, N5, 薄膜厚度均为120 nm.
分别使用高纯Ti、高纯Ga2O3作为靶材, 在同样的工作条件(Ti和Ga2O3溅射时间分别为5 min和30 min)下采用磁控溅射设备在n-Si衬底上依次沉积5组Ti/a-GaOx (20 nm/120 nm)样品(溅射Ga2O3时氧气流量分别为0, 2, 3, 4, 5 cm3/min), 记为S1, S2, S3, S4, S5. 随后样品在300 ℃的氩气氛围中退火20 min, 使Ti与a-GaOx间形成良好的欧姆接触. 使用小型离子溅射设备在Ti和a-GaOx层上分别沉积一层Au电极, 其中Ti/Au金属层作为阴极, a-GaOx上的Au金属层作为阳极, 样品结构为肖特基器件结构.
另外, 分别使用高纯Ti、高纯Ga2O3作为靶材, 在同样的工作条件下采用磁控溅射设备在n-Si衬底上依次沉积5组Ti/a-GaOx (20 nm/120 nm)样品, 溅射Ti时使用电极掩模版覆盖, 随后样品在300 ℃的氩气氛围中退火20 min, 使Ti与a-GaOx间形成良好的欧姆接触. 使用小型离子溅射设备在Ti上沉积一层Au电极, 此时依然使用掩模版覆盖. 样品结构为TLM测试结构, 样品记为M1, M2, M3, M4, M5.
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使用普析X通用XD-3射线衍射仪(XRD)对薄膜进行物相分析, 使用Gemini SEM300能谱仪(EDS)对薄膜的元素组成进行测试, 使用SHIMADZU UV-3600紫外-可见分光光度计(UV-Vis)对薄膜光学特性进行测试, 使用ESCALAB 250 Xi X射线光电子能谱仪(XPS)对薄膜化学状态以及价带结构进行分析; 使用Keithley 4200对器件的I-V特性进行测试, 使用Keithley 590对器件的C-V特性进行测试.
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使用EDS对薄膜中各元素的含量进行测定, 表1为不同氧气流量下沉积的a-GaOx薄膜的各元素原子百分比及O/Ga比, 其中出现了Si元素, 这说明EDS测试深度达到了衬底表面, 表中数据足以反映整体样品中O原子与Ga原子的相对含量. 当氧气流量为0时, O/Ga比为3.89, 这说明在150 W的溅射功率下增大了O与Ga的化学计量比(O/Ga比), 这是因为Ga原子质量较大, 当溅射功率较低时, 被轰击出的Ga3+有较低的初动能, 这会导致一部分Ga原子无法到达衬底表面. 随着氧气流量的增大, O/Ga比逐渐变小, 这是由于氧的相对原子质量较小, 在气体流量较高时更容易受到散射导致.
使用 XRD对薄膜结晶度进行验证, 图1为不同氧气流量下沉积的薄膜的X射线衍射曲线, 查阅标准数据比对卡PDF#29-0085, PDF#04-0787得知, 21.5°左右的波包由石英衬底形成, 38°, 44°, 64.7°, 78°左右的衍射峰由XRD设备中铝制样品台形成. 除此之外并无明显波包或衍射峰出现, 表明这5组样品均为非晶薄膜.
使用紫外可见分光光度计(UV-Vis)对薄膜在紫外及可见光波段的透过率进行测试, 图2(a)表明所有样品在280 nm以下透光率急剧下降, 随着O/Ga比的减小, 样品在紫外波段的吸收曲线产生蓝移, 因为氧原子的减少会减小材料对光子的散射作用, 所以薄膜可见光的透过率在逐渐上升, 除N1样品外其他样品可见光透过率均大于80％. 图2(b)是样品
$ hv{\text{-}}{\left( {\alpha h\nu} \right)^2} $ 的关系曲线, 光学带隙可表示为其中, B为比例系数, Eg为光学带隙, n的值与半导体材料的类型有关, 当半导体材料为直接带隙材料时, n = 1/2; 当半导体材料为间接带隙材料时, n = 2. 氧化镓为直接带隙材料, 这里取n = 1/2. α为吸收系数, 可由下述公式计算得到:
其中, I0与I分别为入射光强和透射光强, T为透射率, d为薄膜厚度. 对图2(b)的线性部分进行线性拟合, 拟合的直线与X轴的交点即为光学带隙Eg的大小. Urbach能量定义了材料的光吸收系数α在接近带隙区域时的指数衰减速率, 其大小与材料带隙中局域态的浓度大小有关, Urbach能量用(5)式进行描述:
其中, α0为常数, E0为带隙边缘的起始能量, EU为Urbach能量. 作出样品
$ \ln \alpha\text{-}h\nu $ 的曲线图, 对其接近带隙但小于带隙的线性部分进行拟合, 所得斜率的倒数即为Urbach能量. a-GaOx的Eg, EU如表2所示. 可以看出, 薄膜的光学带隙随着氧流量的增大而增大, 同时薄膜的Urbach能量EU也逐渐增大, 这意味着整体样品局域态密度在逐渐增大. 通常局域态密度增大会导致光学带隙变小, 但此时薄膜光学带隙反而增大. 下面将进一步讨论出现这种现象的原因.采用 XPS对薄膜表面化学状态进行分析, 图3(a)为薄膜的价带谱, 使用价带边缘线性外 推的典型方法可计算价带顶的能量值[22], 随着O/Ga比的减小, 薄膜的价带顶的能量值逐渐降低, 如图2(b)所示, 这是因为a-GaOx的价带顶主要由氧原子的2p轨道的电子决定, 氧原子减少时会导致其2p轨道电子数量减少, 使得价带顶下降.
图4(a)—(e)和图4(g)—(k)分别为薄膜中O 1s和Ga 3d的XPS图谱, 对其进行分峰拟合, 不同化学态对应的峰面积之比为各化学态的原子之比, 表3展示了不同样品的氧空位浓度及Ga1+浓度可以看出随着O/Ga比的减小, 氧空位浓度并未出现规律变化, 而Ga1+会在材料中形成缺陷能级并且降低材料短程有序度, 所以Ga1+的存在是导致局域态密度增大的主要因素. 从上述分析中可知薄膜中氧原子的减少会使O/Ga比减小, 从而使得局域态密度增大(Ga1+浓度增大)以及价带顶降低(O 2p电子浓度减小), 局域态密度增大会使带隙减小, 而价带顶降低会使带隙增大, 从表2可知带隙随着O/Ga比的减小而增大, 这说明此时价带顶降低对带隙的影响要大于局域态密度增大对带隙的影响. 使用Keithley 4200, Keithley 590对器件的J-V及C-V特性进行测试, 测试结果与器件结构如图5所示.
由于Au的功函数较大, 我们预期a-GaOx会与其形成肖特基接触(电流由热离化发射机制主导), 在电压较小时, 电流密度J可由(7)式表示:
其中A*为有效理查逊常数, T为绝对温度,
$ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ 为势垒高度, k为玻尔兹曼常数, n为理想因子, a-GaOx的有效理查逊常数一般在25左右[21]. 对(7)式进行数学处理后,$ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ , n可由下式得到:对正向偏压接近0的部分进行线性拟合, 所得直线的截距即为J0. 我们还可以通过以下公式计算界面处材料的电子亲和能:
其中
$ q\chi $ 为电子亲和能,$ q{\varphi _{\text{m}}} $ 为金属的功函数. 另外, 比导通电阻Ron, sp是衡量功率器件正向特性的关键指标, 可通过以下公式进行计算:其中
$ {{\Delta }}J $ 与$ {{\Delta }}V $ 分别为器件正向J-V曲线中正向导通线性部分的电流密度与电压的变化量, 这里我们选取4 V左右的数据区间对其进行计算,$ n $ ,$ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ ,$ q \chi $ ,$ {R_{{\text{on, sp}}}} $ 如表4所示.5组样品的理想因子n在0.9—1.7之间, 这说明样品在正向小偏压下的电流输运机制均由热离化发射主导, 并且随着局域态密度的增大, 材料的电子亲和能也随之呈现增大的趋势, 这说明局域态的引入的确有着延伸导带的作用.
另外值得注意的是, 样品S3, S4, S5在反向偏压的下电流也急剧增大, 在加偏压的情况下, 电流主要由漂移电流、隧穿电流以及载流子的复合效应共同决定, 由于载流子的复合效应只会对电流产生很小的阻碍作用, 而反向偏压会导致漂移电流(热离化发射电流)越来越小, 所以我们可以合理地推断样品在反向偏压下的电流增大是由于电子发生了隧穿效应导致的, 这与材料局域态密度的增大有着密不可分的关系. 对于依旧保持着肖特基整流特性的S1, S2样品, 它们的反向漏电流密度在测试范围内保持在10–6 A/cm2左右, 其比导通电阻比典型的肖特基器件高出6—8个数量级, 本工作中制备的材料并不满足肖特基器件的性能要求, 很大一部分原因是未对其进行掺杂. 另外, 对于非晶氧化镓而言, 其内部有大量缺陷, 这会导致其反向漏电流比晶体氧化镓高, 在后续工作中, 我们预期通过掺杂Nb的方式来增加载流子浓度并且抑制氧空位, 这有助于提升其正向性能的同时抑制反向漏电流的增加, 此外, 在设计器件时也可以通过优化器件结构进一步提升器件性能. 通过(12)式可以得知耗尽区内被激发的空间电荷密度的变化情况:
其中Vbi为内建电势,
$ {\varepsilon _{\text{s}}} $ 为介电常数,$ {N_{\text{D}}} $ 为耗尽区内被激发的空间电荷密度即施主浓度, 这些空间电荷是由被激发的局域态所提供的. 样品的${1}/{{{{C}}}^{2}} \text{-}V$ 曲线如图5(d)所示, 其中S4样品的$ {1}/{{{{C}}}^{2}} \text{-}V$ 曲线出现异常是因为测试时该样品的寄生电感效果较强, 使得电容测量出现误差, 这种现象是因为电子被复合或是被散射导致电流相位延迟产生的, 接下来的分析中会略去这个偶然因素.对样品的
${1}/{{{{C}}}^{2}} \text{-}V$ 曲线进行分析计算可得材料界面处的施主浓度, 由于缺少a-GaOx介电常数的具体数值, 这里使用β-Ga2O3的介电常数进行计算, 其值约为11[23], 通过计算可知样品S1, S2, S3, S5界面处施主浓度分别为2.8×1011, 8.9×1011, 2.3×1012, 4.1×1012 cm–3, 可以看到施主浓度随着O/Ga比的降低而增大, 这与我们之前计算局域态密度的变化情况一致. 施主浓度(局域态密度)的增大会导致肖特基结的耗尽区变窄(空间电荷增多)和势垒高度降低, 从而导致电子在MS界面处发生了隧穿, 如图6所示. 这说明样品S3, S4, S5在正向电压较大时, 电流是由隧穿机制和热离化发射机制共同作用形成的, 这也很好地解释了这3组样品的正偏压电流略大于负偏压电流的原因.另外, 对样品进行了TLM测试, 样品结构如图7(a)所示, 样品表面有6个平行电极, 相邻电极间距为0.05 mm, 电极宽度为0.1 mm. 对测试结果进行简单处理, 得到总电阻和电极间距的散点图, 如图7(b)所示. 根据TLM模型, 总电阻由以下关系式描述:
其中, Rtatal为总电阻, Rc为接触电阻, Rsheet为片电阻, L与W分别为电极间距与电极宽度. 另外, 接触电阻率rc可通过(14)式得到:
通过对散点进行线性拟合可知拟合直线的斜率与截距, 易得样品的接触电阻率与片电阻, 如表5所示. 可以看出, 随着样品中O/Ga的降低, 样品的接触电阻率与片电阻都呈现减小的趋势, 这意味着样品中O/Ga的降低一定程度上提升了样品的导电性能.
从上述的计算和分析中可以看出, 高O/Ga比的非晶氧化镓相比于晶体氧化镓具有更宽的带隙, 这很大程度上意味着其具有更大的击穿场强, 并且可以在增大带隙的同时提高材料导电性, 这或许 意味着非晶氧化镓在功率器件方面有着一定前 景. 但不能仅仅通过带隙大小判断其是否适用于 功率器件, 与此同时, 由于非晶材料自身的限制, 其大量缺陷会导致额外的漏电通路产生以及降 低载流子迁移率, 本文中制备的非晶氧化镓基肖特基器件相关参数远远不及功率器件的要求, 但在此基础上, 将在下一步通过掺杂Nb的方法来提升载流子浓度并且抑制氧空位缺陷的产生, 这对于提升器件正向性能和抑制反向漏电流都有一定程度的帮助.
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在150 W的溅射功率下制备了O/Ga比由3.89变化到3.39的a-GaOx薄膜, 并通过逐渐增大氧气流量使得O/Ga比逐渐减小. 对其进行测试, 验证了其具有非晶态, 通过计算得知随着氧原子含量的降低, 薄膜价带顶逐渐减低, 局域态密度逐渐增大, 对于可见光的透过率和光学带隙逐渐增大. 这说明此时氧原子含量的降低会减小材料对光子的散射作用使得可见光透过率增大, 并且价带顶降低对带隙的影响大于局域态密度增大对带隙的影响. 在此基础上我们研究了a-GaOx与Au界面上的电子传输机制, 发现随着界面处局域态密度的增大, 电子传输机制会在热离化发射的基础上加入隧穿机制使得电流增大, 通过计算发现, a-GaOx的亲和能会随着局域态密度的增大呈现增大的趋势.
高O/Ga比的a-GaOx能带结构及其金属-半导体界面电子传输机制
Band structure of high O/Ga ratio a-GaOx and its electron transport mechanism at metal-semiconductor interface
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摘要: 非晶氧化镓(a-GaOx)具有较宽的带隙、大击穿场强、高可见光透过率、对特定波长的紫外光敏感、制备温度低、工艺较为简单、衬底适用范围广及易获得高质量薄膜等特点, 一般用于制备透明电子器件、紫外探测器, 大功率器件以及气体传感器. 目前对于a-GaOx的研究较少且集中于氧镓化学计量比(O/Ga比)小于等于1.5的薄膜. 薄膜中的O/Ga比的变化会影响其化学键的形成, 并对能带结构产生较大影响, 本文通过控制合适的工艺参数, 制备了O/Ga比从3.89—3.39呈梯度变化的薄膜, 并对其能带结构和MS界面电子输运机制进行研究, 发现其光学带隙和局域态浓度逐渐增大, 其MS界面IV特性从肖特基整流特性逐渐向欧姆特性转变. 结果表明, 氧原子比例增大会使其价带顶升高, 并且过量的氧原子会与镓原子形成Ga2O, 使其局域态浓度增大, 导致其导带底降低以及施主浓度增大, 从而改变MS界面的电子输运机制.Abstract: Amorphous gallium oxide (a-GaOx) exhibits excellent electrical conductivity, a wide bandgap, high breakdown field strength, high visible light transmittance, high sensitivity to specific ultraviolet wavelengths, low preparation temperatures, relatively simple processing, wide substrate applicability, and ease of obtaining high-quality thin films. These attributes make it a suitable candidate for applications in transparent electronic devices, ultraviolet detectors, high-power devices, and gas sensors. Presently, the research on a-GaOx remains limited, focusing primarily on films with an O/Ga ratio less than or equal to 1.5. Increasing the concentration of oxygen vacancies to enhance the conductivity of the material often leads to a reduction in its bandgap, which is undesirable for high-power applications. Variations in O/Ga in the films can affect the formation of chemical bonds and significantly influence the band structure. In this study, five groups of a-GaOx thin films with high oxygen-to-gallium ratios are successfully fabricated by increasing the gas flow rate at low sputtering power. The elemental compositions of the films are analyzed using energy dispersive spectroscopy (EDS), revealing the O/Ga ratio gradually decreasing from 3.89 to 3.39. Phase analysis by using X-ray diffraction (XRD) confirms the amorphous nature of the films. Optical properties are characterized using an ultraviolet-visible spectrophotometer (UV-Vis), indicating that the optical bandgap and the density of localized states gradually increase. X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) is utilized to analyze the elemental compositions, chemical states, and valence band structures of the films, showing that the valence band maximum decreases and the content of Ga2O within the material increases. Subsequently, Au/a-GaOx/Ti/Au Schottky devices are fabricated under the same processing conditions. The I-V characteristics of these devices are measured using a Keithley 4200, revealing changes in the electron transport mechanism at the metal-semiconductor (MS) interface, with the gradual increase in electron affinity calculated. C-V characteristics are measured using a Keithley 590, and the donor concentration (density of localized states) at the interface is calculated to gradually increase. In summary, by controlling appropriate process parameters, it is possible to improve the conductivity of electronic devices while increasing the bandgap of a-GaOx, which is significant for high-power applications.
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Key words:
- amorphous gallium oxide /
- O/Ga ratio /
- band structure /
- electron transport mechanism .
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图 2 (a) a-GaOx薄膜的紫外-可见光吸收率曲线; (b) a-GaOx薄膜的
$ h\nu{\text{-}}{\left( {\alpha h\nu} \right)^2} $ 关系曲线; (c) a-GaOx薄膜的$ \ln \alpha {\text{-}}h\nu $ 关系曲线Figure 2. (a) Ultraviolet-visible light absorption curve of a-GaOx thin film; (b) the
$ h\nu{\text{-}}{\left( {\alpha h\nu} \right)^2} $ relationship curve of a-GaOx thin film; (c) the$ \ln \alpha {\text{-}}h\nu $ relationship curve of a-GaOx thin film.
图 3 (a) a-GaOx薄膜的XPS价带谱; (b) a-GaOx薄膜的价带顶能量值
Figure 3. (a) XPS valence band spectrum of a-GaOx thin films; (b) valence of a-GaOx film with the maximum energy value.
图 4 (a)—(e) a-GaOx薄膜O 1s的XPS图谱; (f)—(j) a-GaOx薄膜Ga 3d XPS图谱
Figure 4. (a)–(e) O 1s XPS spectra of a-GaOx thin film; (f)–(j) Ga 3d XPS spectra of a-GaOx thin film.
图 5 a-GaOx Schottky器件 (a)结构图; (b) J-V特性曲线; (c) lnJ-V特性曲线; (d)
$1/C^2\text{-}V$ 特性曲线Figure 5. The a-GaOx Schottky device: (a) Structure; (b) J-V curves; (c) lnJ-V curves; (d)
$1/C^2\text{-}V $ curves.
图 6 Au/a-GaOx界面处能带结构示意图
Figure 6. Schematic diagram of the band structure at the Au/a-GaOx interface.
图 7 (a) TLM结构示意图; (b) a-GaOx的 Rtatal -L关系图
Figure 7. (a) Schematic diagram of TLM structure; (b) diagrams Rtatal -L of a-GaOx.
表 1 a-GaOx中各元素原子百分比与O/Ga比
Table 1. Percentage of atoms of each element and O/Ga ratio in a-GaOx.
样品 O/％ Ga/％ Si/％ O/Ga比 氧气流量
/(cm3·min–1)N1 79.31 20.37 0.32 3.89 0 N2 77.33 21.19 1.48 3.64 2 N3 77.11 21.57 1.32 3.57 3 N4 77.37 21.73 0.91 3.56 4 N5 76.60 22.57 0.83 3.39 5 
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表 2 a-GaOx的Eg与EU
Table 2. Eg and EU of a-GaOx.
样品 N1 N2 N3 N4 N5 Eg/eV 5.200 5.237 5.271 5.277 5.282 EU/eV 0.337 0.349 0.408 0.411 0.422 O/Ga比 3.89 3.64 3.57 3.56 3.39 氧气流量/(cm3·min–1) 0 2 3 4 5
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表 3 a-GaOx的氧空位浓度与Ga1+浓度
Table 3. Oxygen vacancy concentration and Ga1+ concentration in a-GaOx.
样品 S1 S2 S3 S4 S5 O/Ga比 3.89 3.64 3.57 3.56 3.39 氧空位浓度/％ 36 35 38 40 38 Ga1+浓度/％ 58 62 67 68 76
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表 4 Au/a-GaOx界面的理想因子n与势垒
$ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ Table 4. Ideal factors n and potential barriers
$ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ of Au/ a-GaOx interface.样品 S1 S2 S3 S4 S5 n 1.663 1.397 1.041 1.395 0.923 $ {\varphi _{{\text{Bn}}}} $ /V0.867 0.866 0.812 0.803 0.797 $ q\chi $ /eV4.233 4.234 4.288 4.297 4.303 $ {R_{{\text{on, sp}}}} $ /(Ω·cm2)1483 413 332 305 208
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表 5 a-GaOx的TLM结构的接触电阻率rc与片电阻Rsheet
Table 5. Contact resistivity rc and chip resistance Rsheet of the TLM structure of a-GaOx.
样品 M1 M2 M3 M4 M5 rc/(Ω·mm) 2.63×109 2.71×109 2.17×109 2.08×109 1.70×109 Rsheet/
(Ω·square–1)1.33×1010 7.94×109 5.94×109 4.16×109 3.39×109
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