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    • 专利摘要:
    本發明揭示一種矽晶圓，其係用於製造用於LED的GaN，其包括一矽基板、一氮化硼鋁(BxAl1-xN)的緩衝層以及一GaN的上方層，其中0.35≦x≦0.45。該BAlN形成一纖鋅礦型晶體，其具有一晶胞長度大約是一Si(111)表面上矽晶胞長度的三分之二。該BAlN晶體的該C平面中大約每兩個鋁原子有一個硼原子。在整個晶圓當中，大體上只有BAlN的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結，並且大體上在該BAlN的最底部原子平面內並沒有該BAlN的鋁或硼原子。一種製作該BAlN緩衝層的方法，包括流動三甲基鋁以及三乙基硼之前，預流體積少於通過一反應室的氫氣0.01%之第一氨量，然後讓一後續氨量流過該反應室。
    公开号:TW201314948A
    申请号:TW101120371
    申请日:2012-06-07
    公开日:2013-04-01
    发明作者:William E Fenwick
    申请人:Bridgelux Inc；
    IPC主号:H01L29-00
    专利说明:
    用於成長矽上氮化鎵之含硼緩衝層
    本人特此證明，本對應文件於2011年7月29日，透過EFS WEB以電子形式傳送給美國專利商標局。/Darien K.Wallace/(註冊編號：53,736)
    本發明一般係關於成長矽上氮化鎵之方法。
    第三族氮化物，例如氮化鎵(GaN)的薄膜，用於生產高效光電發光器。傳統上來說，GaN直接成長於藍寶石基板上(Al2O3)。該GaN成長於薄層內而非成長於單一立體成長模式內，以便達到該磊晶成長的高品質晶體結構。因為來自半導體產業大規模生產矽的規模經濟，所以成長矽上GaN磊晶層會比成長於藍寶石上節省可觀的成本。生產結晶矽的大量設備都已經降價，現在這些設備可用於生產發光二極體(light emitting diode，LED)。
    不過目前嘗試在矽基板上成長高品質磊晶層尚未完全成功。因為GaN與矽的晶格常數和熱膨脹係數之間差異極大，GaN並不適合直接在矽基板上磊晶成長。因為即使在成長溫度高於1000℃時，GaN的晶格常數要遠小於結晶矽的晶格常數，這樣GaN磊晶層冷卻至室溫時通常會破裂。此外，GaN的熱膨脹係數遠大於矽的熱膨脹係數。如此隨著矽上成長的GaN層從高溫冷卻至室溫，則GaN晶體相對於矽晶體較小的晶格距離變得更明顯。直接沉積在矽上的GaN層會在冷卻時承受更多張緊應力，甚至導致底下的矽基板拱起。
    因此，已有嘗試在該矽基板與該磊晶GaN層之間成長緩衝層，以便補償GaN與矽的晶格常數和熱膨脹係數差異。例如，AlN、AlGaN和AlGaIN的緩衝層已經成長於該矽基板與該等GaN層之間。成長該等緩衝層是相當耗費成本的製造步驟，不僅是因為該等緩衝層內使用的材料，也因為成長該等緩衝層所需的額外時間。必須成長數量足夠的緩衝層，且每一緩衝層都必須成長足夠的厚度，以便累積足夠的壓縮應力來抵銷較大矽晶體晶格施加於該GaN晶體晶格的張緊應力。
    再者，可成長於現有緩衝層之上的該等磊晶GaN層之品質並不佳。目前形成AlN和、AlGaN緩衝層的方法導致內含結構缺陷，例如不連續、錯位以及瑕疵的GaN層磊晶成長。這些缺陷會讓該等GaN的外形與光學特性退化，使得該等GaN層不適合用於高品質LED。
    因此構思一種方法，能夠比目前的方式更快並且更便宜在一矽基板上成長緩衝層，而仍舊可在該等緩衝層之上成長具有較少結構缺陷的高品質磊晶GaN層。
    製造發光二極體(LED)的結晶氮化鎵(GaN)所使用的一矽晶圓包括一矽基板、一氮化硼鋁的緩衝層、一氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)的第二緩衝層以及一GaN的上方層。氮化硼鋁緩衝層具有BxAl1-xN的成分，其中0.35x0.45。該矽晶圓具有至少200公釐的直徑以及一Si(111)1x1表面(相對於Si(111)7x7重新建構表面)。該BAlN緩衝層疊於該基板的Si(111)表面，並且厚度介於100至150奈米之間。該氮化鎵鋁的第二緩衝層設置在氮化硼鋁的緩衝層與氮化鎵的上方層之間。
    將硼加入氮化鋁層會減少晶格尺寸，並相比於只使用氮化鋁，允許更多壓縮應力累積在較薄的緩衝層內。利用加入預定量的硼，BAlN以纖鋅礦型晶體結構成長，其晶胞長度大約是Si(111)表面上矽的晶胞長度的三分之二。利用加入預定量的硼，則BAlN晶體的C平面中每兩個鋁原子大約有一個硼原子。足夠的硼成長進入氮化鋁層的鋁原子的六邊形，如此BAlN的晶格尺寸縮小並且形成固定晶格失配，其中每三個BAlN晶胞接合每兩個矽晶胞。該固定失配在該BAlN晶核層與該矽基板的該Si(111)表面之間建立平滑的介面外形。
    在整個晶圓當中，大體上只有BAlN的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結。在整個晶圓當中，大體上BAlN的最底部原子平面內並沒有BAlN的鋁或硼原子，並且大體上BAlN的最底部原子平面內只存在BAlN的氮原子。因為在最底部平面內只存在氮原子，BAlN形成具有較少錯位的單極性材料，這在該BAlN與該Si(111)表面之間產生一光滑的介面外形。該矽和BAlN排列成BAlN<0001>||Si<111>。該矽基板與該BAlN緩衝層之間並無金屬鋁。此外，該矽基板與該BAlN緩衝層之間並沒有SiNx層。
    製作BAlN緩衝層的方法包括在流動三甲基鋁以及三乙基硼之前預先流動第一少量氨，以便形成單極性BAlN。該BAlN緩衝層的結晶度受到BAlN的初始晶核層品質，以及該BAlN與該矽(111)表面之間的原子鍵結特性的影響。因為該氨預流步驟，BAlN的初始晶核層在該矽晶圓的整個表面之上開始成長，而只有氮原子接合至矽(111)表面。
    在第一清潔步驟內，矽(Si)基板在金屬有機化學氣相沉積(MOCVD)裝置的反應室內加熱至950℃以上。然後氫氣(H2)流過該反應室以每分鐘106與118立方公分之間的量通過該矽基板表面的每一平方公分。在一個態樣內，氫氣流動期間該反應室內的溫度高於1100℃。
    在該氨預流步驟內，一第一氨量流過該反應室，同時該氫氣仍舊流過該反應室。該第一氨量少於流過該反應室氫氣體積的0.01%。流過該矽基板表面每一平方公分的該第一氨量不超過每分鐘0.006立方公分。該氨預流步驟的執行時間介於三十秒到三分鐘之間。該氨預流步驟期間，該反應室的溫度介於1000℃與1050℃之間。
    然後三甲基鋁(Al2(CH3)6,TMAl)以及三乙基硼(B2(CH2CH3)6,TEB)流過該反應室，而該氫氣與第一氨量仍舊流過該反應室。該三甲基鋁與三乙基硼以每分鐘大約九十微摩耳的加總量，流過該反應室十到十五分鐘之間。
    然後一後續量之氨流過該反應室，而三甲基鋁和三乙基硼仍舊流過該反應室。該後續量之氨多於流過該反應室氫氣體積的0.002%。在一個態樣中，流過該反應室的該後續量之氨略少於氫、三甲基鋁、三乙基硼和氨的總量的5%。
    用於製造LED所使用的一裝置包括一矽基板、一纖鋅礦型晶體晶格(wurtzite-type crystal lattice)(包括鋁和氮原子)以及用於縮小該纖鋅礦晶體晶格尺寸的構件。該矽基板具有一Si(111)表面。一矽晶體晶格呈現在該Si(111)表面，具有一第一長度的晶胞。該纖鋅礦型晶體晶格具有一C平面，其與該Si(111)表面平行，並且該C平面內的晶胞具有一第二長度。該構件併入該纖鋅礦型晶體晶格，並且減少該纖鋅礦型晶體晶格的晶胞的該第二長度，如此該第二長度的三倍等於該第一長度的兩倍。
    底下的詳細說明當中描述進一步細節以及具體實施例和技術。本發明摘要並不用於定義本發明。本發明由該等申請專利範圍所定義。
    在此將詳細參考本發明的某些具體實施例，附圖中將說明其範例。
    第一圖為顯示在本發明的第一具體實施例中，於一矽基板11上之緩衝層成長單晶GaN層10之圖解圖。首先在矽基板11上成長氮化硼鋁(BxAl1-xN)12的緩衝層，然後在氮化硼鋁12之上成長較高的氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)13的緩衝層。最後，在氮化鎵鋁13的頂層之上成長GaN層10。在一些具體實施例中，該GaN層包括許多子層。氮化硼鋁的緩衝層12由下方初始晶核層14和較厚上方層15所構成。
    在成長氮化鎵(GaN)層10之前，先在一矽基板上成長緩衝層是有許多因素的，首先，若允許鎵直接與該矽基板反應，則會發生該矽基板11被鎵回熔蝕刻。鎵與矽之間的反應導致GaN層10不佳的晶體品質與外型。再來，SiNx可隨GaN沉積在矽上而形成，造成該GaN層變厚之前，GaN晶體在該矽基板的整個表面之上往3維方向成長，而非2維方向。三維晶體成長導致不如二維晶體成長的較低品質GaN層。第三，GaN與結晶矽之間的晶格失配導致該GaN層與該矽的介面上有較大張緊拉力(tensile strain)。在室溫之下，GaN與矽的六邊形表面方位Si(111)間之晶格失配大約為16.9%。第四，GaN與Si(111)的平面熱膨脹係數差異極大(GaN為5.59×10-6K-1並且Si為2.6×10-6K-1)。熱膨脹係數的差異會導致GaN層從成長溫度冷卻到室溫時破裂。
    為了解決直接在矽上成長GaN導致的問題，通常在該矽與該GaN之間沉積緩衝層。例如，一層氮化鋁(AlN)可先成長於該矽基板11上，接著成長氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)的其他緩衝層13。該氮化鋁層和該等其他緩衝層緩解上述四個問題的大多數。首先，該氮化鋁緩衝層不允許鎵與矽基板11接觸。第二，GaN未直接成長於該矽基板上，所以可避免在該矽表面上形成無晶SiNx，否則會劣化該GaN的晶體形成。第三，利用加入緩衝層，該頂端緩衝層與該GaN層之間介面上的該晶格失配遠小於GaN與Si(111)之間的失配。GaN與Si(111)之間的晶格失配由較小的氮化鋁晶格常數補償，其施加壓縮應力給該GaN，抵銷來自底下Si(111)的GaN之張緊應力。第四，氮化鋁較小的晶格常數補償從成長溫度冷卻至室溫時，該GaN晶體相較於該矽晶體的較大比例收縮。
    然而，該氮化鋁與氮化鎵鋁緩衝層增加製造成本，這是因為該等緩衝層使用的材料，也因為成長該等緩衝層所需的額外時間。要成長數量足夠並且厚度足夠的緩衝層以便累積足夠的壓縮應力來抵銷較大矽晶體晶格施加於該GaN晶體晶格的張緊應力需耗費數個小時。
    該等緩衝層無法隨意地快速成長，因為必須維持該等緩衝層的晶體晶格品質。該GaN層以及該等其他磊晶層的品質取決於底下該等緩衝層的品質。舉例而言，簡單成長一層氮化鋁，以解決上述直接在矽上成長所導致的四個問題，不盡然產生高品質GaN。最低晶核緩衝層14的特性，例如其錯位密度以及表面外型，是影響較高磊晶層特性的關鍵。該晶核層當成一晶體樣板，用於較高的緩衝層，並且最終用於GaN層10。接下來，該最低緩衝層的特性大部分由開始成長氮化鋁的情況，以及由成長該氮化鋁之前如何處理矽基板11來決定。
    似乎氮化鋁與Si(111)之間23.4%的晶格失配，會阻止在Si(111)之上成長的氮化鋁層內達成低錯位密度。矽晶體的該(111)平面內矽原子間之距離為3.840埃，而纖鋅礦氮化硼鋁的C平面內鋁原子之間或氮原子之間的距離為3.112埃。不過由於矽的(111)平面與氮化鋁的C平面之間晶格一致，允許緩解在該氮化鋁/Si介面上不合適錯位的固定間隔的晶體應力，所以仍舊可達成氮化鋁與Si(111)之間光滑的介面外型。但是對於維持光滑的介面外型來說，關鍵是要達成同種類在固定間隔上的不合適錯位。
    開始成長最低緩衝層導致該緩衝層與Si(111)之間光滑介面的一種方法牽涉到在一矽基板上成長氮化鋁(AlN)的晶核層。在一個態樣中，該基板為沿著該(111)平面切割的8吋矽晶圓。
    第二A圖為例示矽的晶體結構16之圖式。該矽晶圓沿該(111)平面切割，該(111)平面為與第二A圖中矽原子A、C和F交錯之平面。矽原子A、F和17定義該(010)平面，其中該等矽原子形成一方形格式。一致的(100)、(010)和(001)平面中方形相鄰轉角上矽原子間之距離為5.431埃。不過六角形的該(111)平面相鄰矽原子之間有較短距離。例如，該(111)平面內原子A與B之間的距離為3.840埃，這種Si(111)的六角形格式內原子之間較短的距離，與沿著氮化鋁C平面的六角形內氮原子間之距離有更好的匹配度。第二B圖例示第二A圖的原子A-F，其中該(111)平面與該頁的平面一致。該矽晶圓加熱超過850℃時，該矽晶圓的表面從該Si(111)7×7重構的DAS(dimer-adatom-stacking)缺陷結構變更為第二B圖所示正常的Si(111)1x1結構18。該矽基板加熱高於850℃時，該更穩定、已切割的Si(111)7×7表面結構分成正常的Si(111)1x1六角結構18。
    第三圖為例示纖鋅礦氮化鋁(AlN)的晶體結構19之圖式。較小的球體代表鋁原子20，較大的球體代表氮原子21。該氮化鋁晶體的C平面與形成該晶體頂端與底部表面上六角形的所有六個鋁原子交錯。因為鋁原子20與四面體中四個角上的氮原子21鍵結，因此固定在六角形內原地。該C平面內六角形周圍相鄰鋁原子間之距離大約是3.112埃。因此，中間六角形周圍相鄰氮原子間之距離也大約是3.112埃。沿著氮化鋁C平面的氮與鋁之六角形大約與該矽基板的該Si(111)1x1表面上矽原子之六角形吻合。
    第四圖為重疊在該Si(111)1x1表面上該矽基板的該晶體結構之上，該氮化鋁的C平面內該鋁六邊形之晶體結構圖。因為該矽六角形周圍原子間之距離為3.840埃，並且該氮化鋁六角形周圍原子間之距離為3.112埃，則每一矽晶胞的晶格距離大約是6.652埃，並且每一氮化鋁晶胞的晶格距離大約是5.390埃。如此，有23.4%的晶格失配。不過，五個氮化鋁晶胞的寬度(26.95埃)大約與四個矽晶胞的寬度(26.61埃)吻合，如第四圖所示。每一第五個氮化鋁晶胞都能與每一第四個矽晶胞鍵結。
    如此，具有由週期性晶格失配所造成對稱拓撲的AlN之晶核層可在該Si(111)1x1表面上成長，並且該晶核層作為其餘AlN緩衝層、AlGaN較高緩衝層的晶體樣板，最終用於該GaN層。
    然後利用成長晶格尺寸越來越大的連續氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)緩衝層，該AlN晶體的較小晶格尺寸可用於建立壓縮應力。氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)的每一較高緩衝層之成分都內含較多鎵以及較少鋁，以便產生較大晶格尺寸。每一上方晶體晶格都必須在底下裝上稍微小一點的晶體晶格，藉此壓縮上方晶格。最終，該氮化鎵層成長於該頂端緩衝層之上，並且該氮化鎵的晶格尺寸稍微大於氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)的頂端緩衝層，其中x為一小數值。該晶圓從成長溫度冷卻至室溫時，每一連續緩衝層的壓縮應力總合可抵消該氮化鎵層收縮超過該矽基板所造成之張緊應力，因為GaN的熱膨脹係數為5.59×10-6K-1並且Si(111)的熱膨脹係數只有2.6×10-6K-1。
    為了累積足夠的壓縮應力來抵銷該GaN與矽晶格之間的該張緊應力，該等緩衝層必須相當厚。每一下方緩衝層都必須堅固，足以對上面的層施加應力。若下方層太薄，則上方層的較大晶格會拉伸其晶格。氮化鋁的下方緩衝層的厚度通常大約250奈米，以便提供穩定基座給較高的氮化鎵鋁層。並且該等氮化鎵鋁的結合厚度通常大約是該氮化鋁層的三倍。成長這些厚氮化鋁以及氮化鎵鋁層要耗費數小時。
    本說明書揭示一種在Si(111)表面與氮化鎵之間快速成長緩衝層的方法。該方法允許該等緩衝層薄一點。較薄的緩衝層可更快成長並且使用較少的原料。將硼加入該氮化鋁層及/或該氮化鎵鋁層，以便減少該晶體晶格的尺寸，並且降低該熱膨脹係數。該較小的晶體晶格允許使用較薄的緩衝層，累積相同的壓縮應力。因為氮化硼鋁的最低緩衝層一開始具有甚至更小的晶格尺寸，所以即使每一薄緩衝層的晶格都受到上面緩衝層的較大晶格拉伸，還是可以達到每一連續緩衝層所要的晶格尺寸。再者，因為加入硼而減少收縮，所以該等緩衝層可以較薄，不過仍舊在冷卻時維持穩定性。AlN的熱膨脹係數為4.15×10-6K-1，而BN的熱膨脹係數只有2.3×10-6K-1。隨著更多硼原子取代該AlN緩衝層內的鋁原子，氮化硼鋁的熱膨脹係數從4.15×10-6K-1下降至2.3×10-6K-1。
    同樣，似乎不可能在Si(111)上成長的氮化硼鋁層內達到低錯位密度，因為隨著硼加入該氮化鋁，五個AlN晶胞的長度26.95埃會縮短，並且不再匹配四個Si(111)晶胞的長度26.62埃。因此，硼的量x經過選擇，如此整數BxAl1-xN晶胞的總長大約等於整數矽晶胞的總長。本說明書揭示一種利用在每兩個矽晶胞與每三個氮化硼鋁晶胞上不合適錯位的固定間隔，以在氮化硼鋁與Si(111)之間產生一光滑介面外型的方法。達到固定不合適錯位是獲得光滑介面外型的關鍵。
    第五圖顯示第三圖的該氮化鋁晶體之頂端或底部六角形結構，其中某些鋁原子20已經用硼原子22取代。隨著硼原子取帶鋁原子，則硼原子與鋁原子之間的距離變成小於兩鋁原子之間的距離。雖然該Al-B鍵長大約2.25埃，不過鋁與硼原子之間的距離大於該等原子由該N-Al和N-B鍵維持在六角環內定點時。硼原子的數量經過選擇，如此三個氮化硼鋁晶胞的長度將為大約13.30埃，這大約是兩個Si(111)晶胞的長度。
    第六圖例示計算氮化鋁晶胞長度的方法，該長度用來當成決定要加入多少硼，以達成4.43埃(13.30Å/3)晶胞長度的起點。該氮化鋁鍵的長度大約1.91埃，並且氮在109.5度的四面體角度上形成鍵。如此，可使用鍵Al-N-Al-N-Al計算該六角環上鋁原子之間對角線的距離，如第六圖所示。針對1.91埃的Al-N鍵長，則AlN的晶胞長度為5.39埃。
    第七圖例示若用一個硼原子取代對角通過六角環的直線內每一第三個鋁原子時，為何氮化硼鋁的晶胞長度為4.43埃。針對1.91埃的Al-N鍵長以及1.52埃的B-N鍵長，第七圖所示BAlN的晶胞長度大約2/2(1.52Å+3{1.91Å})，等於4.43埃。
    第八圖顯示每一第三個AlN的鋁原子由一個硼原子取代時如何出現BAlN的C平面。在第八圖所示的BAlN組態當中，該C平面內硼原子與相鄰鋁原子間之距離大約是2.56埃。
    第九圖為重疊在該Si(111)1x1表面上該矽基板的該晶體結構之上，該氮化硼鋁的C平面內鋁與硼原子之六邊形晶體結構圖。因為該矽六角形周圍原子間之距離為3.840埃，並且該氮化硼鋁六角形周圍原子間之距離為2.56埃，則每一矽晶胞的晶格距離大約是6.652埃，並且每一氮化硼鋁晶胞的晶格距離大約是4.43埃。第九圖顯示每一第三個氮化硼鋁晶胞都能與每一第二個矽晶胞良好鍵結。
    第十圖為垂直看向該Si(111)1x1表面和氮化硼鋁的C平面之該矽基板與氮化硼鋁之晶體結構圖。第十圖例示該氮化硼鋁晶體的毎一第三晶胞如何匹配該Si(111)1x1表面上每一第二晶胞。氮化硼鋁與矽的表面結構間之固定失配允許成長具有低錯位密度的氮化硼鋁晶體。
    不過，若並非在該Si(111)1x1表面上開始形成的氮化硼鋁晶體的所有晶島都具有相同極性，則該氮化硼鋁緩衝層的錯位密度較高。若氮化硼鋁晶體的某些晶島由氮原子鍵結該矽所形成，而氮化硼鋁晶體的其他晶島由鋁或硼原子鍵結該矽所形成，則不連續性以及堆疊缺陷形成於具有相反極性的晶島成長在一起的位置。第十圖顯示使用所揭示方法形成的氮化硼鋁初始晶核層只有氮原子鍵結至該Si(111)1x1表面。大體上整個基板晶圓只有氮化硼鋁的氮原子出現在該氮化硼鋁原子的最底部平面內。因為使用所揭示方法形成的氮化硼鋁之初始晶核層具有單一極性，所以可在該晶核層之上成長一GaN層，該層具有小於2x109 cm-2的錯位密度。
    第十一圖為例示纖鋅礦氮化鋁(AlN)的晶體結構19之圖式。厚殼球體代表硼原子22、薄殼球體代表鋁原子20並且斜線球體代表氮原子21。該氮化硼鋁晶體的C平面與在該晶體頂端表面上形成六角形的三個鋁原子和三個硼原子交錯。沿著氮化硼鋁C平面的硼/鋁六角形或氮六角形與該矽基板的該Si(111)1x1表面上矽原子之每一第二個六角形吻合。
    含第十一圖所示成分的氮化硼鋁之纖鋅礦晶體中每10個鋁原子具有七個硼原子。氮化硼鋁具有與硼和鋁原子加總數量相同的氮原子數。如此第十一圖內所氮化硼鋁晶體的成分為B7Al10N17或B.41Al.59N。如此，利用成長BxAl1-xN，其中0.35x0.45，可達到較小氮化硼鋁晶體晶格與較大Si(111)晶體晶格之間的最佳晶體晶格匹配。再者，利用形成在該C平面具有晶胞長度大約該Si(111)表面上矽的晶胞長度之三分之二(64% to 68%)的氮化硼鋁，可達成該較小氮化硼鋁晶體晶格與該較大Si(111)晶體晶格間之最佳晶體晶格匹配。
    此外，用硼原子取代每十七個鋁原子當中的七個，則比起AlN的熱膨脹係數，B.41Al.59N的熱膨脹係數向BN的熱膨脹係數靠近了41%。B.41Al.59N的熱膨脹係數下降至3.4×10-6K-1。如此，隨著該晶圓從成長溫度冷卻至室溫，B.41Al.59N的緩衝層收縮小於AlN的緩衝層，並且在冷卻期間於該上方GaN層上施加較少應力。
    本說明書揭示一種開始成長氮化硼鋁而在氮化硼鋁與Si(111)之間產生一光滑介面的方法。該方法成長具有低錯位密度的氮化硼鋁之單極性緩衝層。成長於該氮化硼鋁緩衝層之上的該等後續緩衝層維持高品質晶體型態，並且可在該等緩衝層之上形成更高品質的GaN和其他磊晶層。
    第十二圖為在一矽基板上成長高品質氮化硼鋁晶核層的方法23之流程例示步驟。在第一步驟24中，矽(Si)基板在反應室內加熱至950℃以上。在一個態樣中，該基板在金屬有機化學氣相沉積(MOCVD)系統(也稱為金屬有機氣相磊晶系統)的反應室內加熱至1140℃以上。該基板為沿著該(111)平面切割的三個8吋矽晶圓型態。該等三個晶圓放置在直徑465公釐的晶圓接收器上。
    在步驟25中，氫氣流過該反應室，以便從該等晶圓內去除SiO2，並且對該矽基板表面進行一般清潔。流過該矽基板表面每一平方公分的該氫氣介於每分鐘106與108立方公分之間。在一個態樣中，每分鐘180-200公升的氫氣流過該反應室。該矽基板在該氫氣流內以1140℃烘烤大約十五分鐘，以去除原生的氧。然後反應室內的溫度下降至大約1020℃。
    在步驟26中，第一氨(NH3)量流過該反應室，而該氫氣仍舊流過該反應室。該第一氨量少於流過該反應室的氫氣體積的0.01%。該第一氨量流過該反應室的時間介於三十秒到三分鐘之間。在一個態樣中，每分鐘少於十立方公分的氨流過該465-mm晶圓接收器。如此，少於每分鐘0.00588立方公分的氨流過該矽基板表面每一平方公分。在1020℃上，該第一氨量不足以在該矽基板的表面之上形成一層SiNx。不過，該第一氨量足以在該Si(111)1x1表面上形成少量Si-N鍵。
    在步驟27中，例如三甲基鋁(Al2(CH3)6)的一種烷基鋁前驅物流過該反應室，而該氫氣仍舊流過該反應室。該三甲基鋁以每分鐘大約五十微摩耳的量流過該反應室。在一個態樣中，每分鐘五十微膜耳的三甲基鋁流過該反應室持續十到二十分鐘。
    在步驟28中，例如三乙基硼(B2(CH2CH3)6，TEB)的一種烷基硼前驅物流過該反應室，而該氫氣仍舊流過該反應室。該三乙基硼以每分鐘大約四十微摩耳的量流過該反應室。在一個態樣中，每分鐘四十微膜耳的三乙基硼流過該反應室持續十到十五分鐘。該三乙基硼加入該反應室時，溫度從大約1020℃升高至大約1150℃，並且壓力從大約50托爾升高至大約55托爾，以便幫助將硼併入該氮化硼鋁的纖鋅礦晶體。
    在步驟29中，後續氨量流過該反應室，而三甲基鋁和三乙基硼仍舊流過該反應室。該後續氨量多於流過該反應室的氫氣體積的0.002%。在一個態樣中，流過該反應室的該後續氨量略少於氫、三甲基鋁、三乙基硼和氨的總量的5%。流過該反應室的後續氨量略少於總流量的5%而持續大約十五分鐘時，則氮化硼鋁(B.41Al.59N)的初始晶核層14成長為介於25-50奈米的厚度。該氮化硼鋁緩衝層12的結晶度係關於初始晶核層14之品質，以及該矽(111)表面與該氮化硼鋁之間原子鍵結特性。因為在步驟26中預流該氨，該初始晶核層14在該8吋晶圓的整個表面之上開始成長，而只有氮原子鍵結至該矽(111)表面。
    在步驟30中，提高三甲基鋁與三乙基硼的流量，提高該反應室內的溫度，並且在提高的流量之下，額外成長氮化硼鋁的緩衝層75-100奈米至總厚度大約100至150奈米。在步驟30中，三甲基鋁的流量提高到大約每分鐘100微摩耳，並且三乙基硼的流量提高到大約每分鐘70微摩耳。然後反應室內的溫度升高至大約1120℃。
    在步驟31中，在氮化硼鋁層12之上成長較高的氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)13的緩衝層。例如，以提高鎵量來成長三層氮化鎵鋁。每一層氮化鎵鋁都在大約二十分鐘內成長為大約100奈米的厚度。然後，BxAl1-xN和AlxGa1-xN的整個緩衝層可在大約1.25小時內成長為大約400奈米的厚度。
    第十三圖為代表在形成該氮化硼鋁緩衝層的清潔、預流、初始成長以及增厚成長階段期間，氫氣、氨、三甲基鋁以及三乙基硼流過該反應室之圖式。在其他具體實施例中，在較高三甲基鋁以及三乙基硼濃度的多個階段而非單一階段內成長額外75-100奈米的氮化硼鋁。
    在步驟27-28中該三甲基鋁以及三乙基硼開始流過該反應室時，以及在步驟29中該後續氨量流過該反應室之前，先開始形成氮化硼鋁的初始晶核層14。因此，在來自該三甲基鋁的鋁以及來自三乙基硼的硼接觸該基板表面之前，在該矽基板11的該Si(111)1x1表面上存在非常少量的氮。隨著形成氮化硼鋁的第一種子晶體，該鋁和硼原子與該Si(111)1x1表面上存在的氮原子形成鍵結，而非直接與該基板表面上的矽原子接合。來自該氨預流步驟的氮保證該等鋁/硼與氮交替層的極性，在整個矽晶圓所形成的該氮化硼鋁晶體內將具有一層面向該矽基板的氮層以及在頂端的一鋁/硼層。
    某些成長氮化鋁緩衝層的先前方法，利用成長該氮化鋁之前在該矽基板表面上沉積一金屬Al層，以避免形成無晶SiNx。該矽基板表面上有鋁原子可能導致至少某些氮化鋁晶體晶島形成，而以鋁為該氮化鋁最底層之原子。因為這些先前技術方法無法避免至少某些鋁原子鍵結至該矽基板、氮化鋁的某些晶島形成，而以鋁為該氮化鋁最底層之原子，則所產生的氮化鋁層具有混合極性。相反地，方法23允許成長單一極性材料，因為該氨預流步驟避免鋁與硼原子直接鍵結至該矽基板。
    如此方法23可用於製造矽基板的晶圓，其上成長一氮化硼鋁緩衝層、AlGaN層以及最後一上方GaN層。該矽基板具有一Si(111)表面，在該矽加熱高於850℃時，從一7x7結構轉換成一1x1結構。該氮化硼鋁緩衝層為一構件，用於補償該GaN與該矽基板的該Si(111)表面間之晶格失配，如此可在減少應力的情況下成長該上方GaN層。該氮化硼鋁緩衝層頂端上的該AlGaN對於GaN有比矽更好的晶格匹配。該矽基板為直徑至少200公釐的晶圓，例如8吋晶圓。該氮化硼鋁緩衝層重疊該基板的Si(111)表面，排列為BAlN<0001>||Si<111>。GaN的上方層成長於該BAlN緩衝層之上的該AlGaN層上。在整個晶圓當中，大體上氮化硼鋁的最底部原子平面內並沒有氮化硼鋁的鋁或硼原子，並且在整個晶圓當中，氮化硼鋁的最底部原子平面內只存在氮化硼鋁的氮原子。如此在整個晶圓當中，大體上只有BAlN的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結。該矽基板與該氮化硼鋁緩衝層之間既沒有金屬鋁也沒有任何SiNx層存在。
    硼也可加入該AlGaN緩衝層，以便降低該產生的BAlGaN晶體的晶格常數。利用在下方BAlGaN緩衝層的該晶體晶格內建立較小的晶格距離，則在連續BAlGaN緩衝層內(而非在下方BAlN晶核層內)可累積更多壓縮應力，以便抵銷該較大矽晶格距離所導致的該GaN層上張緊應力。
    第十四圖為顯示在本發明的第二具體實施例中，於一矽基板11之上緩衝層上成長單晶GaN層10之圖解圖。首先在矽基板11上成長氮化鋁(AlN)32的緩衝層，然後在氮化鋁32之上成長較高的氮化硼鎵鋁(BxAlyGa1-x-yN)33的緩衝層。最後，在氮化硼鎵鋁33的頂層之上成長GaN層10。
    利用加入硼來降低AlGaN的晶格尺寸，所以在該AlN與該GaN之間較薄的BAlGaN層內可累積更多壓縮應力。然後利用成長晶格尺寸越來越大的連續氮化硼鎵鋁(BxAlyGa1-x-yN)緩衝層，該BAlGaN晶體的較小晶格尺寸可用於累積壓縮應力。該最低BAlGaN緩衝層具有最多量的硼以及最少量的鎵，這樣產生最短的晶胞長度。BAlGaN的每一較高緩衝層之成分都內含較多鎵以及較少硼和鋁，以便產生較大的晶格尺寸。每一上方晶體晶格都必須在底下裝上稍微小一點的晶體晶格，藉此壓縮上方層的晶格。最終，該氮化鎵層成長於該頂端緩衝層之上，並且該氮化鎵的晶格尺寸稍微大於氮化硼鎵鋁(BxAlyGa1-x-yN)的頂端緩衝層，其中x和y的值相當小。每一連續緩衝層的壓縮應力總合抵銷了晶圓從成長溫度冷卻至室溫時，該氮化鎵層收縮超過該矽基板收縮所產生的張緊應力。因為該最低BAlGaN層以較小的晶格尺寸開始成長，所以BAlGaN的緩衝層可比AlGaN的緩衝層薄，並且仍舊累積抵銷該GaN與矽晶格之間張緊應力所需相同的壓縮應力量。再者，利用將硼加入該AlGaN緩衝層，則可降低BAlGaN層的熱膨脹係數。
    在第三具體實施例中，使用氮化硼鎵(BxGa1-xN)取代氮化硼鎵鋁(BxAlyGa1-x-yN)，當成該AlN層與該GaN層之間的緩衝。該最低BGaN緩衝層具有最多量的硼以及最少量的鎵。BGaN的每一較高緩衝層之成分都內含較多鎵以及較少硼，以便產生較大的晶格尺寸。
    雖然上面已經針對教導目的描述某些特定具體實施例，不過本專利文件的教導具有一般適用性，並且不受限於上述的特定具體實施例。因此，在不悖離本發明申請專利範圍內揭示的範疇，許多具有所描述具體實施例諸多特徵之修改、調整以及組合可被實現。
    10‧‧‧單晶GaN層
    11‧‧‧矽基板
    12‧‧‧氮化硼鋁
    13‧‧‧氮化鎵鋁
    14‧‧‧晶核層
    15‧‧‧上方層
    16‧‧‧晶體結構
    17‧‧‧矽原子
    18‧‧‧結構
    19‧‧‧晶體結構
    20‧‧‧鋁原子
    21‧‧‧氮原子
    22‧‧‧硼原子
    23‧‧‧方法
    32‧‧‧氮化鋁
    33‧‧‧氮化硼鎵鋁
    附圖例示本發明的具體實施例，其中同樣的編號代表同樣的組件。
    第一圖為顯示在一矽基板之上的BAlN和AlGaN緩衝層上成長單晶GaN層之剖面圖。
    第二A圖為矽的晶體結構模型。
    第二B圖為沿著矽晶體Si(111)1x1表面的矽原子圖。
    第三圖為纖鋅礦氮化鋁的晶體結構模型。
    第四圖為沿著該Si(111)1x1表面重疊在該矽晶體結構之上AlN的C平面內該鋁六邊形之晶體結構圖。
    第五圖為第四圖的該氮化鋁晶體之頂端或底部六角形結構圖，其中某些鋁原子已經用硼原子取代。
    第六圖例示用於計算第四圖中氮化鋁晶體晶胞長度的幾何圖形。
    第七圖例示用於計算晶體晶胞長度的幾何圖形，其中一個硼原子取代第四圖中C平面內每一第三鋁原子。
    第八圖為BAlN的C平面圖，其中每一AlN的第三鋁原子由一個硼原子取代。
    第九圖為沿著該Si(111)1x1表面重疊在該矽晶體結構之上BAlN的C平面內該鋁與硼六邊形之晶體結構圖。
    第十圖為垂直看向該Si(111)表面的一矽基板與一BAlN晶核層之晶體結構圖。
    第十一圖顯示纖鋅礦氮化硼鋁的晶體結構模形，其中一個硼原子取代晶體的C平面內每一第三鋁原子。
    第十二圖為在一矽基板上成長BAlN的初始晶核層之方法流程圖。
    第十三圖為第十二圖的方法期間，氫、三甲基鋁、三乙基硼和氨的氣流通過一反應室之圖式。
    第十四圖為顯示在一矽基板之上的AlN和BAlGaN緩衝層上成長單晶GaN層之剖面圖。
    10‧‧‧GaN層
    11‧‧‧矽基板
    13‧‧‧氮化鎵鋁緩衝層
    14‧‧‧氮化硼鋁晶核層
    15‧‧‧氮化硼鋁緩衝層
    权利要求:
    Claims (23)
    [1] 一種裝置，包括：一矽基板，其中該基板具有一Si(111)表面；一氮化硼鋁緩衝層，其覆蓋該基板的該Si(111)表面，其中該氮化硼鋁具有BxAl1-xN的成分，其中0.35x0.45；以及一氮化鎵上方層位於該緩衝層之上。
    [2] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該氮化硼鋁具有一纖鋅礦型晶體結構，其在一C平面內具有一晶胞長度，該長度介於該Si(111)表面上該矽一晶胞長度的64%與68%之間。
    [3] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該氮化硼鋁具有一纖鋅礦型晶體結構，其在一C平面內具有至少一層，該層大約每兩個鋁原子有一個硼原子。
    [4] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該Si(111)表面具有一Si(111)1x1結構而不是一Si(111)7x7結構。
    [5] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該矽與氮化硼鋁排列成氮化硼鋁<0001>||Si<111>。
    [6] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該基板與該緩衝層之間並無金屬鋁。
    [7] 如申請專利範圍第1項之裝置，進一步包括：一第二緩衝層，其包括氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)，其中氮化鎵鋁的該第二緩衝層設置在該氮化鋁緩衝層與該氮化鎵的上方層之間。
    [8] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該氮化硼鋁的緩衝層厚度介於100至150奈米之間。
    [9] 如申請專利範圍第1項之裝置，其中該基板為直徑至少200公釐的一晶圓，並且其中該整個晶圓大體上只有該氮化硼鋁的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結。
    [10] 一種方法，包括：將氫氣流過內含一矽基板的一反應室；將一第一氨量流過該反應室，同時該氫氣仍舊流過該反應室，其中該第一氨量的體積少於流過該反應室的該氫氣體積的0.01%；將三甲基鋁流過該反應室，同時該氫氣仍舊流過該反應室；將三乙基硼流過該反應室，同時該氫氣仍舊流過該反應室；以及將一後續氨量流過該反應室，同時該三甲基鋁和該三乙基硼仍舊流過該反應室，其中該後續氨量的體積多於流過該反應室的該氫氣體積的0.002%。
    [11] 如申請專利範圍第10項之方法，其中該三甲基鋁和該三乙基硼以相關量流動，如此一層氮化硼鋁成長於該基板上，該層具有BxAl1-xN的成分，其中0.35x0.45。
    [12] 如申請專利範圍第10項之方法，其中執行該三甲基鋁和該三乙基硼流過該反應室，直到在該基板上成長一層厚度介於100至150奈米的氮化硼鋁。
    [13] 如申請專利範圍第10項之方法，其中該矽基板具有一Si(111)表面。
    [14] 如申請專利範圍第10項之方法，更包括：流動該氫氣之前，將該反應室加熱至高於950℃的溫度。
    [15] 如申請專利範圍第10項之方法，其中執行該第一氨量流過該反應室介於三十秒至三分鐘之間。
    [16] 一種裝置，包括：一矽基板，其中該基板為直徑大於六吋的一晶圓，並且其中該基板具有一Si(111)表面；該基板上一氮化鎵(GaN)的上方層，其中在該Si(111)表面與該氮化鎵上方層之間具有一晶格失配；以及構件，用於藉由在減少應力之下成長該氮化鎵的上方層，以補償該晶格失配，其中該構件具有BxAl1-xN的成分，其中0.35x0.45，並且其中該整個晶圓大體上只有該構件的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結。
    [17] 如申請專利範圍第16項之裝置，其中該構件為一晶體，其具有至少一層原子與該Si(111)表面平行，該層大約每兩個鋁原子有一個硼原子。
    [18] 如申請專利範圍第16項之裝置，其中該Si(111)表面具有一Si(111)1x1結構而不是一Si(111)7x7結構。
    [19] 如申請專利範圍第16項之裝置，進一步包括：一緩衝層，其包括氮化鎵鋁(AlxGa1-xN)，其中氮化鎵鋁的該緩衝層設置在該構件與該氮化鎵的上方層之間。
    [20] 如申請專利範圍第16項之裝置，其中該構件為厚度介於100至150奈米之間的一層。
    [21] 一種裝置，包括：一具有一Si(111)表面的矽基板，其中一矽晶體晶格出現在該Si(111)表面，其具有一第一長度的晶胞；一纖鋅礦型晶體晶格，其包括鋁原子以及氮原子，其中該纖鋅礦型晶體晶格具有一C平面，其與該Si(111)表面平行，並且其中該纖鋅礦型晶體晶格在該C平面內具有一第二長度的晶胞；以及構件，用於減少該纖鋅礦型晶體晶格的該等晶胞之該第二長度，如此該第二長度的三倍等於該第一長度的兩倍，其中該構件併入該纖鋅礦型晶體晶格。
    [22] 如申請專利範圍第21項之裝置，其中該構件存在於該纖鋅礦型晶體晶格中的數量介於鋁原子、氮原子以及該構件原子總數的18%與22%之間。
    [23] 如申請專利範圍第21項之裝置，其中大體上只有該纖鋅礦型晶體晶格的氮原子與該Si(111)表面形成鍵結。
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    法律状态:
    2018-05-21| MM4A| Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees|
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    US13/194,744|US8916906B2|2011-07-29|2011-07-29|Boron-containing buffer layer for growing gallium nitride on silicon|
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