表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明是表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是包括Si襯底、二層AlN成核層、三層Al組分遞減的AlxGa1?xN中間層、一層AlaGa1-aN/AlbGa1-bN超晶格中間層、二層GaN溝道層、和三層勢(shì)壘層自下而上依次構(gòu)成。優(yōu)點(diǎn)：本發(fā)明生長(zhǎng)的Si基III族氮化物異質(zhì)結(jié)，與現(xiàn)有技術(shù)相比，表面質(zhì)量高，無(wú)微裂紋。并且可以通過(guò)在本發(fā)明的外延層結(jié)構(gòu)中采用平均Al組分較低的組分遞減AlGaN中間層來(lái)達(dá)到表面形貌改善的目的，因此有助于降低金屬有機(jī)物源和氨氣之間預(yù)反應(yīng)的影響，改善外延層的晶體質(zhì)量，并提高外延層的生長(zhǎng)速率。
【專利說(shuō)明】表面無(wú)微裂紋的Si基I I I族氮化物外延片

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及的是一種表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，特別涉及包含能夠產(chǎn)生二維電子氣性能的III族氮化物異質(zhì)結(jié)的外延片。屬于半導(dǎo)體【技術(shù)領(lǐng)域】。

【背景技術(shù)】
[0002]III族氮化物半導(dǎo)體材料構(gòu)成的異質(zhì)結(jié)，如GaN與Al (In)GaN，可以形成高濃度高電子遷移率的二維電子氣，適合于研制微波功率場(chǎng)效應(yīng)晶體管器件。由于缺乏大尺寸的同質(zhì)襯底，目前氮化物半導(dǎo)體材料主要生長(zhǎng)在碳化硅、藍(lán)寶石或Si等襯底上。
[0003]Si與III族氮化物外延材料存在著非常嚴(yán)重的晶格失配和熱失配，如(0001)面GaN與(111)面Si之間的熱失配為54%，晶格失配為17%，在Si襯底上生長(zhǎng)的III族氮化物外延薄膜因?yàn)閼?yīng)力大，很容易產(chǎn)生裂紋，這種裂紋可用肉眼或光學(xué)顯微鏡觀察，在本發(fā)明中稱為宏觀裂紋。
[0004]Si基GaN外延生長(zhǎng)一般采用AlN作為成核層，首先生長(zhǎng)在Si襯底表面，之后在AlN層上生長(zhǎng)應(yīng)變緩解中間層(以下稱為中間層)，最后生長(zhǎng)GaN層。中間層用于緩解AlN層和GaN層之間的晶格失配，防止GaN層過(guò)早發(fā)生張應(yīng)變弛豫而出現(xiàn)宏觀裂紋，并改善GaN層的晶體質(zhì)量。中間層主要有Al組分遞減的AlGaN中間層結(jié)構(gòu)和AlaGahNAlbGagN超晶格中間層結(jié)構(gòu)等。
[0005]組分遞減的AlGaN中間層其晶格常數(shù)和熱膨脹系數(shù)由AlN遞減過(guò)渡到GaN，有利于緩解大失配引起的應(yīng)力，防止GaN層發(fā)生張應(yīng)變弛豫而產(chǎn)生宏觀裂紋。
[0006]在一些處于較大應(yīng)變狀態(tài)的GaN層上生長(zhǎng)AlGaN勢(shì)壘層，即使不會(huì)產(chǎn)生宏觀裂紋，AlGaN勢(shì)壘層也會(huì)由于受到過(guò)大的張應(yīng)力而在表面出現(xiàn)微裂紋。
[0007]需要說(shuō)明的是，這種出現(xiàn)在Si基AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)材料表面的微裂紋和那些肉眼或光學(xué)顯微鏡可觀測(cè)的宏觀裂紋不同。首先微裂紋很短小，只能在放大倍數(shù)數(shù)萬(wàn)倍以上的電子顯微鏡圖像或原子力顯微鏡下才能被觀測(cè)到。微裂紋只出現(xiàn)在AlGaN勢(shì)壘層的表面，并不是源自于GaN層，不會(huì)隔斷AlGaN/GaN界面處二維電子氣的電學(xué)連接，而宏觀裂紋往往是GaN層的斷裂，宏觀裂紋處完全不會(huì)產(chǎn)生二維電子氣。
[0008]微裂紋的存在不僅會(huì)降低AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)材料的二維電子氣性能，還可能增加AlGaN/GaN場(chǎng)效應(yīng)晶體管的柵漏電，威脅晶體管的可靠性。
[0009]當(dāng)組分遞減AlGaN中間層厚度較小時(shí)，GaN層往往處于一定的張應(yīng)變狀態(tài)，這種情況下生長(zhǎng)的AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)材料表面存在嚴(yán)重的微裂紋。
[0010]單純?cè)黾咏M分遞減AlGaN中間層的平均Al組分，雖然能增加引入GaN層的壓應(yīng)力，但是仍不足以完全消除勢(shì)壘層表面的微裂紋。
[0011]只有既增加組分遞減AlGaN中間層的平均Al組分，又增加其厚度時(shí)，才可能完全消除勢(shì)壘層表面的微裂紋，但是存在金屬有機(jī)物源和氨氣之間的預(yù)反應(yīng)的影響加劇的問(wèn)題，這會(huì)導(dǎo)致材料生長(zhǎng)質(zhì)量降低，反而不利于獲得表面平整光滑的Si基GaN材料。
[0012]AlaGahNAlbGagN超晶格中間層也有緩解晶格失配應(yīng)力，抑制裂紋的作用，并且能夠過(guò)濾位錯(cuò)，改善其上生長(zhǎng)的GaN層的質(zhì)量。單純采用厚的AlaGai_aN/AlbGai_bN超晶格作為中間層，生長(zhǎng)GaN材料，由于很難緩解晶格常數(shù)和熱膨脹系數(shù)失配，無(wú)法抑制宏觀裂紋的出現(xiàn)。
[0013]當(dāng)超晶格中間層結(jié)構(gòu)中兩層材料的Al組分差a-b超過(guò)一定值，可能在超晶格界面和內(nèi)部產(chǎn)生失配位錯(cuò)，導(dǎo)致應(yīng)變弛豫，無(wú)法抑制宏觀裂紋的出現(xiàn)。
[0014]另一方面，當(dāng)超晶格中間層結(jié)構(gòu)中采用高的Al組分時(shí)，也存在金屬有機(jī)物源和氨氣之間的預(yù)反應(yīng)加劇，材料生長(zhǎng)質(zhì)量降低的問(wèn)題。
[0015]此外，即使在將組分遞減AlGaN中間層與Al (Ga)N/GaN超晶格中間層結(jié)合使用的情況下，也存在如何組合搭配和采用何種生長(zhǎng)條件而獲得性能改善的問(wèn)題。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016]本發(fā)明提出的是一種表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其目的是改善GaN基異質(zhì)結(jié)材料表面形貌和晶體質(zhì)量。
[0017]本發(fā)明的技術(shù)解決方案:表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其包括Si襯底、二層AlN成核層、三層Al組分遞減的AlxGal - xN中間層、一層AlaGal_aN/AlbGal_bN超晶格中間層、二層GaN溝道層、和三層勢(shì)壘層自下而上依次構(gòu)成。
[0018]本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn):由本發(fā)明生長(zhǎng)的Si基III族氮化物異質(zhì)結(jié)，與目前的使用Al組分遞減的AlGaN中間層結(jié)構(gòu)或AlaGahNAlbGagN超晶格中間層結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)的Si基III族氮化物異質(zhì)結(jié)相比，表面質(zhì)量高，無(wú)微裂紋。并且可以通過(guò)在本發(fā)明的外延層結(jié)構(gòu)中采用平均Al組分較低的組分遞減AlGaN中間層來(lái)達(dá)到表面形貌改善的目的，因此有助于降低金屬有機(jī)物源和氨氣之間預(yù)反應(yīng)的影響，改善外延層的晶體質(zhì)量，并提高外延層的生長(zhǎng)速率。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0019]圖1是表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片結(jié)構(gòu)示意圖。
[0020]圖2是采用Al組分遞減的AlGaN中間層結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)的Si基AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)表面出現(xiàn)微裂紋的原子力顯微鏡(AFM)圖像。
[0021]圖3是單純采用厚的AlaGahNAlbGagN超晶格中間層結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)的Si基GaN材料表面出現(xiàn)宏觀裂紋的光學(xué)顯微鏡照片示意圖。
[0022]圖4是采用本發(fā)明的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)的Si基AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)表面AFM圖像示意圖。
[0023]圖5是單純采用厚的Al組分遞減AlGaN中間層生長(zhǎng)的Si基GaN材料出現(xiàn)島狀表面形貌的光學(xué)顯微鏡照片示意圖。
[0024]圖中的I是Si襯底、2是第一 AlN成核層、3是第二 AlN成核層、4是第一 AlxGa1 _XN中間層、5是第二 AlxGa1^N中間層、6是第三AlxGa1 _XN中間層、7是AlaGahNAlbGagN超晶格中間層、8是第一 GaN溝道層、9是第二 GaN溝道層、10是第一勢(shì)壘層、11是第二勢(shì)壘層、12是第三勢(shì)壘層。

【具體實(shí)施方式】
[0025]下面結(jié)合附圖進(jìn)一步說(shuō)明本發(fā)明的技術(shù)解決方案: 如圖1所示，表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其結(jié)構(gòu)包含Si襯底1、二層AlN成核層(2、3 )、三層Al組分遞減的AlxGa1 _XN中間層(4、5、6 )、一層AlaGawNAlbGa1^N超晶格中間層7、二層GaN溝道層(8、9 )、和三層勢(shì)壘層(10、11、12 )自下而上依次構(gòu)成。
[0026]所述的第三AlxGa1^N中間層6的Al組分在0.1彡x ( 0.5的范圍內(nèi)，構(gòu)成超晶格中間層的兩種AlGaN材料的單層厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范圍內(nèi)，兩種材料Al組分在O < a，b < 0.5的范圍內(nèi)，且兩種材料Al組分之差的絕對(duì)值在0.05(I a-b I彡0.2的范圍內(nèi)。
[0027]所述的二層AlN成核層中，為降低Si襯底表面寄生導(dǎo)電層的導(dǎo)電性，第一 AlN成核層2采用650 - 950°C的生長(zhǎng)溫度條件進(jìn)行生長(zhǎng)，在該工藝條件下，減小了擴(kuò)散進(jìn)入硅襯底的III族金屬原子的劑量，有助于提高寄生導(dǎo)電層的電阻；另一方面，為提高材料晶體質(zhì)量，第二 AlN成核層3采用高于950°C的生長(zhǎng)溫度進(jìn)行生長(zhǎng)，在該工藝條件下，Al原子的表面遷徙能力增強(qiáng)，有助于生長(zhǎng)出高質(zhì)量的AlN材料，二層AlN成核層由兩種生長(zhǎng)方法形成。
[0028]如圖2所示，原子力顯微鏡(AFM)圖像展示了采用Al組分遞減的AlGaN中間層結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)的總厚度為3.1 μ m的Si基GaN異質(zhì)結(jié)表面形貌，由該圖可以看到，表面存在一定數(shù)量的微裂紋。
[0029]如圖3所示，光學(xué)顯微鏡照片展示了單純采用厚的AlaGahNAlbGagN超晶格作為中間層生長(zhǎng)的總厚度為3μπι的Si基GaN材料的表面情況，由圖可見(jiàn)，表面出現(xiàn)了宏觀裂紋。
[0030]根據(jù)本發(fā)明，通過(guò)在組分遞減的AlxGa^N中間層之上再生長(zhǎng)AlaGahNAlbGagN超晶格中間層構(gòu)成復(fù)合中間層，能夠在這種復(fù)合中間層上生長(zhǎng)出表面無(wú)宏觀裂紋和微裂紋的Si基AlGaN/GaN異質(zhì)結(jié)材料，而且表面平整度和GaN溝道層的晶體質(zhì)量得到改善。
[0031]如圖4所示，AFM圖像展示了本發(fā)明的無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片的表面情況。
[0032]所述的AlaGahNAlbGa^N超晶格中間層7結(jié)構(gòu)中，兩種AlGaN材料的Al組分在O彡a，b彡0.5的范圍內(nèi)，且Al組分之差的絕對(duì)值在0.05彡I a-b I ( 0.2的范圍內(nèi)。如果AlaGahNAlbGagN超晶格中間層7中兩種AlGaN材料的Al組分差過(guò)大，可能在超晶格界面和內(nèi)部產(chǎn)生失配位錯(cuò)，導(dǎo)致應(yīng)變弛豫，無(wú)法抑制宏觀裂紋和微裂紋的出現(xiàn)。
[0033]本發(fā)明中采用復(fù)合中間層結(jié)構(gòu)來(lái)消除勢(shì)壘層表面的微裂紋，可以允許其中的組分遞減AlGaN中間層使用較低的Al組分。這對(duì)單純采用Al組分遞減AlGaN中間層的情況是不可想象的，為了盡可能地消除勢(shì)壘層表面的微裂紋，必須既增加組分遞減AlGaN中間層的平均Al組分，又增加其厚度，但是這將加劇金屬有機(jī)物源和氨氣之間的預(yù)反應(yīng)的影響，導(dǎo)致材料生長(zhǎng)質(zhì)量降低，反而不利于獲得表面平整光滑的Si基GaN材料。
[0034]如圖5所示，光學(xué)顯微鏡照片展示了單純采用Al組分遞減的AIxGyxN中間層生長(zhǎng)的總厚度為2.7μπι的Si基GaN材料的表面情況。由圖可見(jiàn)，為嚴(yán)重的島狀表面形貌。
[0035]所述的二層GaN溝道層中，為改善AlGaN/GaN場(chǎng)效應(yīng)晶體管高頻下的電流輸出性能，必須采用高阻、低雜質(zhì)含量的GaN溝道層。另一方面，為了改善AlGaN/GaN場(chǎng)效應(yīng)晶體管的擊穿性能，又需要給GaN層中摻入C雜質(zhì)等，因此GaN溝道層可以由兩種生長(zhǎng)方法形成；第一 GaN溝道層8采用不高于13.3kPa的生長(zhǎng)壓力條件獲得，在該工藝條件下，GaN層會(huì)摻入高濃度的C雜質(zhì)，有助于提高GaN層的耐壓能力；第二 GaN溝道層9采用不低于26.6kPa的生長(zhǎng)壓力條件獲得，在該工藝條件下，C雜質(zhì)摻入GaN層的難度增加，易于獲得低雜質(zhì)含量的高純GaN層，有助于改善AlGaN/GaN場(chǎng)效應(yīng)晶體管的高頻輸出性能。
[0036]所述的三層勢(shì)壘層中，第一勢(shì)壘層10為AlN插入層、第二勢(shì)壘層11為有源層、第三勢(shì)壘層12為GaN蓋帽層，為了能夠產(chǎn)生所需濃度的二維電子氣，有源層可以是AlGaN、AlInN, AlN 或 AlInGaN 材料。
實(shí)施例
[0037]參照?qǐng)D1，無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)，以金屬有機(jī)物化學(xué)氣相淀積(MOCVD)方法為例，
I)采用直徑101.6mm的111面單晶Si為襯底1，在進(jìn)行氮化物外延層的生長(zhǎng)之前，通過(guò)氫氟酸基的腐蝕液去除Si襯底表面的氧化膜。然后，將它置于MOCVD設(shè)備的反應(yīng)室中。
[0038]2)在反應(yīng)室壓力為6.65kPa的氫氣氣氛下加熱Si襯底I到1000°C，進(jìn)行1min的熱退火。
[0039]3)維持反應(yīng)室壓力不變，將襯底溫度降低到900°C，通入流速為10L/min的氨氣和流速為86 μ mol/min的三甲基鋁(TMA)，生長(zhǎng)厚度為10nm的AlN成核層2，生長(zhǎng)時(shí)間為1800s。接著將襯底溫度提高到1030°C，在源流速不變的條件下，生長(zhǎng)厚度為10nm的AlN成核層3，生長(zhǎng)時(shí)間為1800s。
[0040]4)然后，向反應(yīng)室中通入流速為86 μ mol/min的TMA, 23 μ mol/min的三甲基鎵(TMG)和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.75的Ala 75Gaa25N中間層4，生長(zhǎng)厚度為350nm，生長(zhǎng)時(shí)間為3000s。接著，通入流速為86 μ mol/min的TMA, 61 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.55的Al0.55Ga0.45N中間層5，生長(zhǎng)厚度為500nm,生長(zhǎng)時(shí)間為4000s。再接著，通入流速為65 μ mol/min的TMA, 124 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.35的Ala35Gaa65N中間層6，生長(zhǎng)厚度為300nm,生長(zhǎng)時(shí)間為1000s。至此，形成Al組分遞減的AlxGa1^N中間層結(jié)構(gòu)4-6。
[0041]5)維持反應(yīng)室壓力和襯底溫度不變，在Ala35Gaa65N中間層6上生長(zhǎng)60個(gè)周期Ala23Gaa77NaOnm 厚 VAla32Gaa68Naznm 厚)的超晶格中間層 7。其中 Ala23Gaa77N 層生長(zhǎng)時(shí)通入流速為 86 μ mol/min 的 TMA, 194 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨氣，Ala32Gaa68N 層生長(zhǎng)時(shí)通入流速為86 μ mol/min的TMA, 117 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣。超晶格中間層總的厚度為1300nm，總的生長(zhǎng)時(shí)間為4500s。
[0042]6)停止向反應(yīng)室通入Al源，并將襯底溫度降低到1000°C，將反應(yīng)室壓力提高到13.3kPa，通入流速為311 μ mol/min的TMG和10L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為500nm的GaN層8，生長(zhǎng)時(shí)間為600s。接著將反應(yīng)室壓力進(jìn)一步提高到66.5kPa，在源流速不變的條件下，生長(zhǎng)厚度為400nm的GaN層9，生長(zhǎng)時(shí)間為1000s。
[0043]7)然后，將襯底溫度提高到1030°C，并將反應(yīng)室壓力降低到13.3kPa，通入流速為52 μ mol/min的TMA和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為Inm的AlN插入層10。通入流速為 32 μ mol/min 的 TMA，74 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨氣，生長(zhǎng) Al 組分為 0.25 的Ala25Gaa75N有源層11，生長(zhǎng)厚度為25nm。通入流速為194 μ mol/min的TMG和10L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為3nm的GaN蓋帽層12。至此，形成包含AlN插入層、Ala25Gaa75N有源層和GaN蓋帽層的勢(shì)壘層10 - 12。至此，表面平整光滑，無(wú)微裂紋的Si基Ala25Gaa75N/GaN異質(zhì)結(jié)材料生長(zhǎng)完成。
[0044]需要說(shuō)明的是，在本發(fā)明實(shí)施例中，AlN成核層采用生長(zhǎng)溫度分別為900°C和1030°C的兩層，但是考慮到改善Si基III族氮化物外延片的形變、控制外延層的應(yīng)力，AlN成核層可以采用更多的層結(jié)構(gòu)來(lái)組合實(shí)現(xiàn)。然而，不論采用何種AlN成核層組成結(jié)構(gòu)，都必須包含采用生長(zhǎng)溫度為650 - 950°C的低溫AlN層和采用生長(zhǎng)溫度高于950°C的高溫AlN層。
[0045]在本發(fā)明實(shí)施例中，AlxGa1^N中間層4 - 6的Al組分分別為0.75、0.55和0.35，需要說(shuō)明的是AlxGa^xN中間層結(jié)構(gòu)4 - 6所允許使用的Al組分比的組合可以為其他組合，所包含的AlxGawN層的層數(shù)也不限于三層，可以為2層、4層或更多的層數(shù)，甚至AlxGawN中間層結(jié)構(gòu)不限于采用組分階梯變化的模式，還可以為組分連續(xù)變化的模式。不論采用何種AlxGa1 _XN中間層結(jié)構(gòu)，都必須滿足Al組分由下到上遞減的要求，即先生長(zhǎng)的為高Al組分的AlxGa1^N層，后生長(zhǎng)的為低Al組分的AlxGa1^N層，最后生長(zhǎng)的AlxGa1^N層的Al組分在0.1 ^ X ^ 0.5的范圍內(nèi)。
[0046]在本發(fā)明實(shí)施例中，超晶格結(jié)構(gòu)所包含的兩層材料的Al組分和厚度也不限于Al0.23Ga0.77N(10nm厚)/Al。.32Ga0.68N(12nm厚)的組合，可以為其他組合，只要滿足兩種AlGaN材料的單層厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范圍內(nèi)，兩種材料Al組分在O (
a,b ^ 0.5的范圍內(nèi)，且兩種材料Al組分之差的絕對(duì)值在0.05 ( I a-b I < 0.2的范圍內(nèi)。
[0047]對(duì)于本領(lǐng)域的專業(yè)人員來(lái)說(shuō)，在了解了本
【發(fā)明內(nèi)容】
和原理后，能夠在不背離本發(fā)明的原理和范圍的情況下，根據(jù)本發(fā)明的方法進(jìn)行形式和細(xì)節(jié)上的各種修正和改變，但是這些基于本發(fā)明的修正和改變?nèi)栽诒景l(fā)明的權(quán)利要求保護(hù)范圍之內(nèi)。
【權(quán)利要求】
1.表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是包括Si襯底、二層AlN成核層、三層Al組分遞減的AlxGa1^N中間層、一層AlaGahNAlbGa1^N超晶格中間層、二層GaN溝道層、和三層勢(shì)壘層自下而上依次構(gòu)成。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的第三Al組分遞減的AlxGa1^N中間層的Al組分在0.1 ^ x ^ 0.5的范圍內(nèi)，構(gòu)成超晶格中間層的兩種AlGaN材料的單層厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范圍內(nèi)，兩種材料Al組分在O < a，b < 0.5的范圍內(nèi)，且兩種材料Al組分之差的絕對(duì)值在0.05 (I a-b I彡0.2的范圍內(nèi)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的二層AlN成核層中，第一 AlN成核層采用650 - 950°C的生長(zhǎng)溫度條件進(jìn)行生長(zhǎng)，第二 AlN成核層采用高于950°C的生長(zhǎng)溫度進(jìn)行生長(zhǎng)，二層AlN成核層由兩種生長(zhǎng)方法形成。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述Al組分遞減的AlxGa1 _XN中間層之上再生長(zhǎng)AlaGahNAlbGagN超晶格中間層構(gòu)成復(fù)合中間層。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的二層GaN溝道層中，第一 GaN溝道層采用不高于13.3kPa的生長(zhǎng)壓力條件獲得，在該工藝條件下，GaN層會(huì)摻入高濃度的C雜質(zhì)，有助于提高GaN層的耐壓能力；第二 GaN溝道層采用不低于26.6kPa的生長(zhǎng)壓力條件獲得，在該工藝條件下，C雜質(zhì)摻入GaN層的難度增加，易于獲得低雜質(zhì)含量的高純GaN層，有助于改善AlGaN/GaN場(chǎng)效應(yīng)晶體管的高頻輸出性能。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的三層勢(shì)壘層中，第一勢(shì)壘層為AlN插入層、第二勢(shì)壘層為有源層、第三勢(shì)壘層為GaN蓋帽層，有源層可以是AlGaN、AlInN, AlN或AlInGaN材料。
7.如權(quán)利要求1所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)方法，其特征是該方法包括如下工藝步驟: 以金屬有機(jī)物化學(xué)氣相淀積MOCVD為例， 1)采用直徑101.6mm的111面單晶Si為襯底1，在進(jìn)行氮化物外延層的生長(zhǎng)之前，通過(guò)氫氟酸基的腐蝕液去除Si襯底表面的氧化膜，然后，將它置于MOCVD設(shè)備的反應(yīng)室中； 2)在反應(yīng)室壓力為6.65kPa的氫氣氣氛下加熱Si襯底到1000°C，進(jìn)行1min的熱退火； 3)維持反應(yīng)室壓力不變，將襯底溫度降低到900oC，通入流速為10L/min的氨氣和流速為86 μ mol/min的三甲基鋁TMA，生長(zhǎng)厚度為10nm的第一 AlN成核層，生長(zhǎng)時(shí)間為1800s，接著將襯底溫度提高到1030oC，在源流速不變的條件下，生長(zhǎng)厚度為10nm的第二 AlN成核層，生長(zhǎng)時(shí)間為1800s ； 4)向反應(yīng)室中通入流速為86μ mol/min的TMA，23 μ mol/min的三甲基鎵TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.75的第一 AlxGal - xN中間層，生長(zhǎng)厚度為350nm,生長(zhǎng)時(shí)間為3000s,接著,通入流速為86 μ mol/min的TMA, 61 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.55的第二 AlxGal - xN中間層，生長(zhǎng)厚度為500nm，生長(zhǎng)時(shí)間為4000s，再接著，通入流速為65 μ mol/min的TMA, 124 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.35的第三AlxGal - xN中間層，生長(zhǎng)厚度為300nm，生長(zhǎng)時(shí)間為1000s，至此，形成Al組分遞減的AlxGa1^N中間層結(jié)構(gòu)； 5)維持反應(yīng)室壓力和襯底溫度不變，在第三Al組分遞減的AlxGa1^N中間層上生長(zhǎng)60個(gè)周期 1nm 厚 Ala23Gaa77N/12nm 厚 Ala32Gaa68N 的 AlaGahNAlbGan3N 超晶格中間層；其中Ala23Gaa77N 層生長(zhǎng)時(shí)通入流速為 86 μ mol/min 的 TMA, 194 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨氣，Ala32Gaa68N 層生長(zhǎng)時(shí)通入流速為 86 μ mol/min 的 TMA, 117 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min的氨氣，超晶格中間層總的厚度為1300nm，總的生長(zhǎng)時(shí)間為4500s ； 6)停止向反應(yīng)室通入Al源，并將襯底溫度降低到1000°C，將反應(yīng)室壓力提高到13.3kPa，通入流速為311 μ mol/min的TMG和10L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為500nm的第一 GaN溝道層，生長(zhǎng)時(shí)間為600s，接著將反應(yīng)室壓力進(jìn)一步提高到66.5kPa，在源流速不變的條件下，生長(zhǎng)厚度為400nm的GaN層，生長(zhǎng)時(shí)間為1000s ； 7)將襯底溫度提高到1030°C，并將反應(yīng)室壓力降低到13.3kPa，通入流速為52μπι01/min的TMA和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為Inm的AlN插入層，通入流速為32 μ mol/min的TMA, 74 μ mol/min的TMG和6L/min的氨氣，生長(zhǎng)Al組分為0.25的Ala25Gaa75N有源層，生長(zhǎng)厚度為25nm,通入流速為194 μ mol/min的TMG和10L/min的氨氣，生長(zhǎng)厚度為3nm的GaN蓋帽層，至此，形成包含AlN插入層、Ala25Gaa75N有源層和GaN蓋帽層的勢(shì)魚(yú)層；至此，表面平整光滑，無(wú)微裂紋的Si基Ala25Gaa75N/GaN異質(zhì)結(jié)材料生長(zhǎng)完成。
8.如權(quán)利要求7所述的表面無(wú)微裂紋的Si基III族氮化物外延片結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)方法，其特征是所述Al組分遞減的AlxGal - xN中間層的層數(shù)不限于三層，可以為2層、4層或更多的層數(shù)，Al組分遞減的AlxGal -xN中間層結(jié)構(gòu)不限于采用組分階梯變化的模式，還可以為組分連續(xù)變化的模式。
【文檔編號(hào)】H01L21/205GK104201196SQ201410394782
【公開(kāi)日】2014年12月10日 申請(qǐng)日期:2014年8月13日 優(yōu)先權(quán)日:2014年8月13日
【發(fā)明者】倪金玉, 潘磊 申請(qǐng)人:中國(guó)電子科技集團(tuán)公司第五十五研究所