一种短波/中波/长波三波段红外探测器的制备方法与流程

本发明属于半导体材料及器件领域，涉及一种短波/中波/长波三波段红外探测器。

背景技术：

新型四元化合物半导体铜锌锡硫硒(Cu₂ZnSn(S,Se)₄，缩写CZTSSe)与目前应用最为广泛的薄膜电池的吸收层材料铜铟镓硒(CuInGaSe₂，缩写CIGS)都属于黄铜矿结构，区别在于CZTSSe以锡(Sn)和锌(Zn)替代CIGS中的镓(Ga)和铟(In)，以硫(S)替代硒(Se)而构成，不含有稀贵元素（In和Ga）和有毒元素（Se）。与CIGS相比，CZTSSe的带隙(1.1~1.5eV)与太阳光谱更加匹配，且CZTSSe具有与CIGS同样出色的光吸收系数（大于10⁴cm^-1）,其理论转换效率可达32.2%， CZTSSe被普遍认为是新一代太阳电池材料的最佳选择之一。CZTSSe薄膜太阳电池转换效率在短短不到十年的时间内已达到12.7%。目前文献报道的制备铜锌锡硫硒薄膜的真空法主要包括真空蒸镀后硒化和真空溅射后硒化这两种技术路线。其中真空蒸镀制备的薄膜质量较高，但是该技术最大问题是蒸发源材料的利用率低，蒸发腔室中各蒸发源之间污染严重。而真空溅射制备铜锌锡硫预制层易于控制膜厚，并且不存在腔室内各种靶的污染，但存在预置层组分与靶组分之间不能完全复制、重现性较差等问题。基于此，本领域的研究人员希望通过简化工艺难度、降低制备成本、提高工艺重现性来制备出优质的CZTSSe薄膜。根据CZTSSe薄膜形成机制2CuS + SnS = Cu₂SnS₃, Cu₂SnS₃+ ZnS + Se(g) = Cu₂SnZn(S,Se)₄, 如果采用CuS靶、SnS靶和ZnS靶逐层溅射制备铜锌锡硫预制层，只要后续的硒化退火温度不超过600℃，就可以在退火过程中有效的减少Cu_2-xS、Sn_2-xS和背接触电极上MoS₂的形成。根据实验发现，溅射CuS靶、ZnS靶、SnS靶得到的CZTSSe薄膜中Cu的含量相对偏多，所以CZTSSe薄膜为富铜组分。研究结果显示，贫铜富锌(Cu/(Zn+Sn)=0.85~0.95，Zn/Sn=1.05~1.15)相的CZTSSe薄膜更有助于得到高转换效率的电池器件，所以ZnS靶中的Zn含量较高，溅射过程中的高温与高气压主要是用来扩散钠离子以及消除应力。多层结构的Mo电极主要是为了满足高电导率及应力释放的要求，在镀完Mo电极后，衬底在220℃下烘烤30分钟，主要目的是让钠钙玻璃（简写SLG）中的钠离子能充分扩散进入Mo层，使钠离子在后续的热处理工艺中能充分扩散进入CZTSSe薄膜，将钠离子效应最大化。对预制层进行硒化退火前的热处理有助于强化预制层中CuS、SnS与ZnS的互扩散，使最终硒化得到的CZTSSe薄膜的元素组分沿纵向均匀分布。

技术实现要素：

基于上述分析，本发明旨在提供一种低暗电流、高探测率、高载流子迁移率、低串扰等优点的短波/中波/长波三波段红外探测器。

本发明的另一个目的是提供一种上述的低暗电流、高探测率、高载流子迁移率、低串扰等优点的短波/中波/长波三波段红外探测器的制备方法。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

1. 一种短波/中波/长波三波段红外探测器，包括GaSb衬底、沉积于GaSb衬底上的外延结构、钝化层、金属电极，其特征在于所述外延结构从下至上依次为Te掺杂的GaSb缓冲层、n型InAs/GaSb超晶格接触层、M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层、p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层、p型InAs/GaSb超晶格接触层、p型GaSb接触层（缓冲层）、p型InAs/InAsSb超晶格接触层、未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波红外吸收层、n型InAs/InAsSb超晶格接触层、第一n型InAsSb接触层、AlAsSb电子势垒层、非掺杂InAsSb短波红外吸收层、第二n型InAsSb接触层（盖层），外延结构的两侧经刻蚀形成台阶，台阶的深度分别至n型InAs/GaSb超晶格接触层（或Te掺杂GaSb缓冲层）和p型InAs/InAsSb超晶格接触层（或p型GaSb接触层（缓冲层）），电极包括金属下电极、金属中电极和金属上电极，金属下电极与n型InAs/GaSb超晶格接触层（或Te掺杂GaSb缓冲层）形成欧姆接触，金属中电极与p型InAs/InAsSb超晶格接触层（或p型GaSb接触层（缓冲层））形成欧姆接触，金属上电极形成于台阶的上方，与盖层形成欧姆接触。

2. 本发明中，所述GaSb衬底采用(001)方向的n型GaSb衬底或者(001)方向的GaAs衬底。

3. 本发明中，所述Te掺杂的GaSb缓冲层的厚度为0.5~1 μm，材料为采用Te进行n型掺杂的GaSb材料，其中Te掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3。

4. 本发明中，所述n型InAs/GaSb超晶格接触层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，总厚度为0.4~0.6 μm。其中，InAs势阱层的材料采用Si掺杂的InAs材料，掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3，各组分层厚度可以根据具体的需要进行调节，一般InAs势阱层为10~15ML（monolayer，原子层），GaSb势垒层为5~8ML。

5. 本发明中，所述M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层总厚度为0.3~0.8 μm。其中，InAs层的材料采用Si掺杂的InAs材料，掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3。该M型超晶格结构中，InAs层一般为10~20ML，而GaSb层和AlSb层一般为1~5ML。

6. 本发明中，所述p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，总厚度为1~6 μm。其中，InAs势阱层和GaSb势垒层均为本证层，不进行掺杂。该超晶格结构中，各组分层厚度可以根据具体的需要进行调节，一般InAs势阱层一般为10~15ML，GaSb势垒层为8~12ML。

7. 本发明中，所述p型InAs/GaSb超晶格接触层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，总厚度为0.4~0.6 μm。其中，GaSb势垒层的材料为掺杂元素Be的GaSb材料，Be掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3。

8. 本发明中，所述p型GaSb接触层（缓冲层）的厚度为0.5~1 μm，材料为采用Be进行p型掺杂的GaSb材料，其中Be掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3。

9. 本发明中，所述P型InAs/InAsSb超晶格接触层由交替生长的19.2ML InAs层和9.6ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，总厚度为0.4~0.9 μm，其中InAs层的材料采用Be掺杂的InAs材料，掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3，各组分层厚度可以根据具体的需要进行调节，本发明中其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML。

10. 本发明中，所述未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波红外吸收层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，总厚度为2~6 μm。其中，InAs层和InAs_0.73Sb_0.27层均为本征层，不进行掺杂。各组分层厚度可以根据具体的需要进行调节，本发明中其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML。

11. 本发明中，所述n型InAs/InAsSb超晶格接触层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，总厚度为0.4~0.9 μm，其中InAs层的材料为掺杂元素Si的InAs材料，Si掺杂浓度为1~2×10¹⁸ cm^-3。各组分层厚度可以根据具体的需要进行调节，本发明中其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML。

12. 本发明中，所述第一n型InAsSb接触层和第二n型InAsSb接触层（包括盖层）的厚度均为0.3~0.8μm，InAsSb层材料采用Si掺杂的InAsSb材料，掺杂浓度为1~2×10¹⁸cm^-3。

13．本发明中，所述AlAsSb电子势垒层的总厚度为0.3~0.5 μm，材料采用Be弱掺杂的AlAsSb材料，掺杂浓度为1~2×10¹⁷cm^-3。

14. 本发明中，所述非掺杂的InAsSb短波红外吸收层，总厚度为2~6 μm。

15. 一种制备上述短波/中波/长波三波段红外探测器的方法，包括以下步骤：

（1）将所述外延级的GaSb衬底装入分子束外延系统的进样室进行低温（200°C）除气，再进入缓冲室内进行高温除气处理，高温除气处理的温度为500°C，依次需经过200°C除气2小时，500°C除气40~90 分钟。

（2）将除气后的GaSb衬底转入生长室去除氧化层，N型GaSb (001)衬底在Sb₂保护下升温，在衬底表面出现脱氧点时的温度基础上一般加30°C（590°C~640°C）进行15-30分钟（视衬底表面脱氧情况而定）的脱氧（在Sb₂气氛下），除去GaSb衬底表面上的氧化物，作为外延层的承载体。

（3） 优选地，去除氧化层的过程中，当GaSb衬底超过370°C后，通入Sb保护束流，Sb保护束流大小在10^-6 Torr量级，并通过RHEED（reflection high-energy electron diffraction，反射式高能电子衍射仪）对去除氧化的效果进行实时监测。

（4）本发明中，在外延结构材料生长完成以后，使用标准光刻技术和ICP（感应耦合等离子体）干法刻蚀制作台面。在台面制作结束后，分别在顶部、中部和底部接触层上溅射Ti/Pt/Au合金电极，并使用硫化和二氧化硅或者SU-8光刻胶钝化，以减小器件表面漏电流。

这样就完成了整个探测器的制作。

本发明提供的短波/中波/长波三波段红外探测器具有以下有益效果：

1. 本发明实施例提供的一种短波/中波/长波三波段红外探测器材料，通过根据相应波长来设定InAsSb中的Sb组分、InAs/InAsSb超晶格各组分层厚度和InAs/GaSb超晶格各组分层厚度等参数来提高短波/中波/长波三波段红外探测器材料对探测波长的精确响应，从而使本发明的三波段红外探测器材料能够实现对三种不同的波长范围同时进行探测，大大减少了环境对三波段红外探测器的探测限制，提高了探测效果。

2. 利用非极性势垒层阻挡不同通道间的光生载流子迁移可以缓解多波段探测器的串扰问题。通过合适的器件能带结构设计，空穴势垒层和电子势垒层的设计能够有效地抑制产生-复合暗电流以及隧穿暗电流，从而提高探测器的性能，而且M型超晶格结构能够灵活的调整能带结构，以实现活性层与势垒层间的理想能带分布，从而降低器件的隧穿电流。此外，将M型结构引入传统的PIN器件结构形成P-π-M-N器件结构，该结构可以明显地提高器件的微分阻抗和量子效率，所以该器件结构在红外长波波段探测领域与传统的PIN器件结构相比具有更高的探测率和实用性。

3. 本发明提供的三波段红外探测器，基于InAsSb的红外光电材料和InAs/GaSb超晶格材料均与GaSb衬底晶格匹配，从而应力问题可以忽略，其中基于InAsSb的红外材料结构（PIN型InAs/InAsSb超晶格和NBN型InAsSb异质结构）可以在相同的生长温度下外延生长，避免了由于外延生长温度的不同所造成的器件内部缺陷的增加，降低了暗电流，有利于提高探测器的量子效率。

附图说明

图1为三波段红外光电探测器结构示意图。

图2为实施例1中NBN型InAsSb结构的绝对响应光谱。

图3为实施例1中PIN型InAs/InAsSb超晶格结构的绝对响应光谱。

图4为实施例1中P-π-M-N型InAs/GaSb超晶格结构的相对响应光谱(a)和绝对响应光谱(b)。

具体实施方式

下面结合附图对本发明的技术方案进一步的说明，附图构成本申请的一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。

本发明基于势垒层能带的特殊性，可以显著抑制耗尽层的产生-复合暗电流以及陷阱中心隧穿暗电流，从而使光电流增强，实现对探测器探测率D^*的提高。势垒层的存在，在调制偏压提取信号时能够很好地抑制不同信号间的串扰。

请参阅图1所示，本发明提供一种短波/中波/长波三波段红外光电探测器，包括GaSb衬底1、沉积于GaSb衬底1上的外延结构、金属下电极15、金属中电极16、金属上电极17和钝化层18，其中：

所述外延结构包括：Te掺杂的GaSb缓冲层2、n型InAs/GaSb超晶格接触层3、M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4、p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5、p型InAs/GaSb超晶格接触层6、p型GaSb接触层（缓冲层）7、p型InAs/InAsSb超晶格接触层8、未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波红外吸收层9、n型InAs/InAsSb超晶格接触层10、第一n型InAsSb接触层11、AlAsSb电子势垒层12、非掺杂InAsSb短波红外吸收层13、第二n型InAsSb接触层（盖层）14，该外延结构的两侧经刻蚀形成台阶，台阶的深度分别至Te掺杂GaSb缓冲层2和p型GaSb接触层（缓冲层）7。

所述金属下电极15与Te掺杂GaSb缓冲层2欧姆接触，金属中电极16与p型GaSb接触层7欧姆接触，金属上电极17形成于台阶的上方，与盖层14欧姆接触。

所述钝化层18形成于衬底1以及外延结构上除金属下电极15、金属中电极16、属上电极17外的其他位置。

实施例1

本发明实施例中，将除气后的N型GaSb (001)衬底转入生长室内进行升温去除氧化层，衬底温度超过370°C后，通入Sb保护束流，Sb保护束流大小在10^-6 Torr量级，通过REED进行实时监测，在衬底表面出现脱氧点时的温度600°C基础上增加30°C即630°C，进行25分钟的脱氧。

本发明实施例中，所述n型掺杂GaSb缓冲层2生长于GaSb衬底1之上，厚度为1.1 μm。其中，GaSb缓冲层中Te掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述n型InAs/GaSb超晶格接触层3生长于n型掺杂GaSb缓冲层2上，其厚度为0.5μm。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，InAs势阱层中Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4生长在n型InAs/GaSb超晶格接触层3上，其厚度为0.5μm。该M型超晶格结构由18ML InAs/3ML GaSb/5ML AlSb/3ML GaSb结构构成，其中InAs层的材料采用Si掺杂的InAs材料，掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5生长在M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4上，其厚度为2μm，该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，超晶格100%截止波长为~12.8 μm。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格接触层6生长在p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5上，总厚度为0.5μm，Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，GaSb势垒层中Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型GaSb接触层（缓冲层）7生长在p型InAs/GaSb超晶格接触层6上，其厚度为0.7μm。其中，GaSb缓冲层中Be掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/InAsSb超晶格接触层8生长在p型GaSb接触层（缓冲层）7上，其厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Be掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9生长在p型InAs/InAsSb超晶格接触层8上，其厚度为4.2μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，超晶格100%截止波长为~5.5 μm。

本发明实施例中，所述n型InAs/InAsSb超晶格接触层10生长在未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9上，总厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述第一n型InAsSb接触层11生长在n型InAs/InAsSb超晶格接触层10上，其厚度为0.66 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述AlAsSb电子势垒层12生长在第一n型InAsSb接触层11上，其厚度为0.32 μm，掺杂元素为Be，弱掺，掺杂浓度为~1×10¹⁷ cm^-3。

本发明实施例中，所述非掺杂InAsSb短波红外吸收层13生长在AlAsSb电子势垒层12上，其厚度为2 μm，其截止波长为~3 μm。

本发明实施例中，所述第二n型InAsSb接触层14生长在非掺杂InAsSb短波红外吸收层13上，其厚度为0.57 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述台阶经ICP干法刻蚀形成。金属下电极15、金属中电极16和金属上电极17用溅射Ti/Pt/Au，其厚度分别为50 nm /50 nm /300nm。

本发明实施例中，所述钝化层18用SU-8光刻胶，厚度为600 nm。

实施例2

本发明实施例中，将除气后的N型GaSb (001)衬底转入生长室内进行升温去除氧化层，衬底温度超过370°C后，通入Sb保护束流，Sb保护束流大小在10^-6 Torr量级，通过REED进行实时监测，在衬底表面出现脱氧点时的温度600°C基础上加30°C即630°C，进行20分钟的脱氧。

本发明实施例中，所述n型掺杂GaSb缓冲层2生长于GaSb衬底1之上，厚度为0.92μm。其中，GaSb缓冲层中Te掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述n型InAs/GaSb超晶格接触层3生长于n型掺杂GaSb缓冲层2上，其厚度为0.53μm。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，InAs势阱层中Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4生长在n型InAs/GaSb超晶格接触层3上，其厚度为0.52μm。该M型超晶格结构由18ML InAs/3ML GaSb/5ML AlSb/3ML GaSb结构构成，其中InAs层的材料采用Si掺杂的InAs材料，掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5生长在M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4上，其厚度为3μm，该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格接触层6生长在p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5上，总厚度为0.53μm，Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，GaSb势垒层中Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型GaSb接触层（缓冲层）7生长在p型InAs/GaSb超晶格接触层6上，其厚度为0.7μm。其中，GaSb缓冲层中Be掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/InAsSb超晶格接触层8生长在p型GaSb接触层（缓冲层）7上，其厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Be掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9生长在p型InAs/InAsSb超晶格接触层8上，其厚度为4.2μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML。

本发明实施例中，所述n型InAs/InAsSb超晶格接触层10生长在未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9上，总厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述第一n型InAsSb接触层11生长在n型InAs/InAsSb超晶格接触层10上，其厚度为0.66 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述AlAsSb电子势垒层12生长在第一n型InAsSb接触层11上，其厚度为0.3 μm，掺杂元素为Be，弱掺，掺杂浓度为~1×10¹⁷ cm^-3。

本发明实施例中，所述非掺杂InAsSb短波红外吸收层13生长在AlAsSb电子势垒层12上，其厚度为2 μm。

本发明实施例中，所述第二n型InAsSb接触层14生长在非掺杂InAsSb短波红外吸收层13上，其厚度为0.57 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述台阶经ICP干法刻蚀形成。金属下电极15、金属中电极16和金属上电极17用溅射Ti/Pt/Au，其厚度分别为50 nm /50 nm /300nm。

本发明实施例中，所述钝化层18用SU-8光刻胶，厚度为550 nm。

实施例3

本发明实施例中，将除气后的N型GaSb (001)衬底转入生长室内进行升温去除氧化层，衬底温度超过370°C后，通入Sb保护束流，Sb保护束流大小在10^-6 Torr量级，通过REED进行实时监测，在衬底表面出现脱氧点时的温度600°C基础上加30°C即630°C，进行22分钟的脱氧。

本发明实施例中，所述n型掺杂GaSb缓冲层2生长于GaSb衬底1之上，厚度为0.88 μm。其中，GaSb缓冲层中Te掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述n型InAs/GaSb超晶格接触层3生长于n型掺杂GaSb缓冲层2上，其厚度为0.5μm。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，InAs势阱层中Si掺杂浓度为1.8×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4生长在n型InAs/GaSb超晶格接触层3上，其厚度为0.5μm。该M型超晶格结构由18ML InAs/3ML GaSb/5ML AlSb/3ML GaSb结构构成，其中InAs层的材料采用Si掺杂的InAs材料，掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5生长在M型InAs/GaSb/AlSb/GaSb/InAs超晶格空穴阻挡层4上，其厚度为2μm，该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML。

本发明实施例中，所述p型InAs/GaSb超晶格接触层6生长在p型InAs/GaSb超晶格长波红外吸收层5上，总厚度为0.5μm，Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。该层由交替生长的GaSb势垒层/InAs势阱层组成，其中每层GaSb厚度为7ML，InAs厚度为14ML，GaSb势垒层中Be掺杂浓度为1×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型GaSb接触层（缓冲层）7生长在p型InAs/GaSb超晶格接触层6上，其厚度为0.82μm。其中，GaSb缓冲层中Be掺杂浓度接近2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述p型InAs/InAsSb超晶格接触层8生长在p型GaSb接触层（缓冲层）7上，其厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Be掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9生长在p型InAs/InAsSb超晶格接触层8上，其厚度为4.2 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML。

本发明实施例中，所述n型InAs/InAsSb超晶格接触层10生长在未掺杂的InAs/InAsSb超晶格中波吸收层9上，总厚度为0.677 μm。该层由交替生长的19.2 ML InAs层和9.6 ML InAs_0.73Sb_0.27层组成，其中每层InAs厚度为19.2ML，InAs_0.73Sb_0.27厚度为9.6 ML，InAs层中Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述第一n型InAsSb接触层11生长在n型InAs/InAsSb超晶格接触层10上，其厚度为0.66 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述AlAsSb电子势垒层12生长在第一n型InAsSb接触层11上，其厚度为0.32 μm，掺杂元素为Be，弱掺，掺杂浓度为~1×10¹⁷ cm^-3。

本发明实施例中，所述非掺杂InAsSb短波红外吸收层13生长在AlAsSb电子势垒层12上，其厚度为1.8 μm。

本发明实施例中，所述第二n型InAsSb接触层14生长在非掺杂InAsSb短波红外吸收层13上，其厚度为0.57 μm，Si掺杂浓度为2×10¹⁸ cm^-3。

本发明实施例中，所述台阶经ICP干法刻蚀形成。金属下电极15、金属中电极16和金属上电极17用溅射Ti/Pt/Au，其厚度分别为50 nm /50 nm /300nm。

本发明实施例中，所述钝化层18用SU-8光刻胶，厚度为580 nm。

本发明所有实施例中，通过以上所述步骤获得的探测器（包括具体的详细结构、数据），并对所述探测器进行探测，通过偏压调制来收集不同波段的信号，可分别得到短波、中波和长波三波段信号，长波红外吸收区的偏压加在中部和底部电极之间完成信号收集。

由于本征红外吸收层材料质量的提高，热辐射背景等非探测红外光源在本征吸收层所产生的暗电流减小。此外，通过AlAsSb势垒层和M型势垒层，暗电流得到进一步抑制。同时，由于钝化层的存在，使得表面态引起的表面漏电流得到抑制。三方面同时作用，使得红外探测器的探测率得到提高，不同信号间的串扰也得到了明显抑制。

综上所述，本发明提供的短波/中波/长波三波段红外光电探测器中，M型势垒层和AlAsSb势垒层的引入可有效地降低探测器的产生-复合暗电流以及隧穿暗电流，此外，势垒层对于各信号间的串扰也起到明显的抑制作用。本发明完成了一种高探测率、低暗电流和低串扰的新型短波（1~3 μm）、中波（3~5 μm）和长波（8~14 μm）的三波段红外光电探测器原型器件结构设计。