表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片的利记博彩app
【专利摘要】本发明是表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是包括Si衬底、二层AlN成核层、三层Al组分递减的AlxGa1?xN中间层、一层AlaGa1-aN/AlbGa1-bN超晶格中间层、二层GaN沟道层、和三层势垒层自下而上依次构成。优点：本发明生长的Si基III族氮化物异质结，与现有技术相比，表面质量高，无微裂纹。并且可以通过在本发明的外延层结构中采用平均Al组分较低的组分递减AlGaN中间层来达到表面形貌改善的目的，因此有助于降低金属有机物源和氨气之间预反应的影响，改善外延层的晶体质量，并提高外延层的生长速率。
【专利说明】表面无微裂纹的Si基I I I族氮化物外延片
【技术领域】
[0001]本发明涉及的是一种表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，特别涉及包含能够产生二维电子气性能的III族氮化物异质结的外延片。属于半导体【技术领域】。
【背景技术】
[0002]III族氮化物半导体材料构成的异质结，如GaN与Al (In)GaN，可以形成高浓度高电子迁移率的二维电子气，适合于研制微波功率场效应晶体管器件。由于缺乏大尺寸的同质衬底，目前氮化物半导体材料主要生长在碳化硅、蓝宝石或Si等衬底上。
[0003]Si与III族氮化物外延材料存在着非常严重的晶格失配和热失配，如(0001)面GaN与(111)面Si之间的热失配为54%，晶格失配为17%，在Si衬底上生长的III族氮化物外延薄膜因为应力大，很容易产生裂纹，这种裂纹可用肉眼或光学显微镜观察，在本发明中称为宏观裂纹。
[0004]Si基GaN外延生长一般采用AlN作为成核层，首先生长在Si衬底表面，之后在AlN层上生长应变缓解中间层(以下称为中间层)，最后生长GaN层。中间层用于缓解AlN层和GaN层之间的晶格失配，防止GaN层过早发生张应变弛豫而出现宏观裂纹，并改善GaN层的晶体质量。中间层主要有Al组分递减的AlGaN中间层结构和AlaGahNAlbGagN超晶格中间层结构等。
[0005]组分递减的AlGaN中间层其晶格常数和热膨胀系数由AlN递减过渡到GaN，有利于缓解大失配引起的应力，防止GaN层发生张应变弛豫而产生宏观裂纹。
[0006]在一些处于较大应变状态的GaN层上生长AlGaN势垒层，即使不会产生宏观裂纹，AlGaN势垒层也会由于受到过大的张应力而在表面出现微裂纹。
[0007]需要说明的是，这种出现在Si基AlGaN/GaN异质结材料表面的微裂纹和那些肉眼或光学显微镜可观测的宏观裂纹不同。首先微裂纹很短小，只能在放大倍数数万倍以上的电子显微镜图像或原子力显微镜下才能被观测到。微裂纹只出现在AlGaN势垒层的表面，并不是源自于GaN层，不会隔断AlGaN/GaN界面处二维电子气的电学连接，而宏观裂纹往往是GaN层的断裂，宏观裂纹处完全不会产生二维电子气。
[0008]微裂纹的存在不仅会降低AlGaN/GaN异质结材料的二维电子气性能，还可能增加AlGaN/GaN场效应晶体管的栅漏电，威胁晶体管的可靠性。
[0009]当组分递减AlGaN中间层厚度较小时，GaN层往往处于一定的张应变状态，这种情况下生长的AlGaN/GaN异质结材料表面存在严重的微裂纹。
[0010]单纯增加组分递减AlGaN中间层的平均Al组分，虽然能增加引入GaN层的压应力，但是仍不足以完全消除势垒层表面的微裂纹。
[0011]只有既增加组分递减AlGaN中间层的平均Al组分，又增加其厚度时，才可能完全消除势垒层表面的微裂纹，但是存在金属有机物源和氨气之间的预反应的影响加剧的问题，这会导致材料生长质量降低，反而不利于获得表面平整光滑的Si基GaN材料。
[0012]AlaGahNAlbGagN超晶格中间层也有缓解晶格失配应力，抑制裂纹的作用，并且能够过滤位错，改善其上生长的GaN层的质量。单纯采用厚的AlaGai_aN/AlbGai_bN超晶格作为中间层，生长GaN材料，由于很难缓解晶格常数和热膨胀系数失配，无法抑制宏观裂纹的出现。
[0013]当超晶格中间层结构中两层材料的Al组分差a-b超过一定值，可能在超晶格界面和内部产生失配位错，导致应变弛豫，无法抑制宏观裂纹的出现。
[0014]另一方面，当超晶格中间层结构中采用高的Al组分时，也存在金属有机物源和氨气之间的预反应加剧，材料生长质量降低的问题。
[0015]此外，即使在将组分递减AlGaN中间层与Al (Ga)N/GaN超晶格中间层结合使用的情况下，也存在如何组合搭配和采用何种生长条件而获得性能改善的问题。
【发明内容】
[0016]本发明提出的是一种表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其目的是改善GaN基异质结材料表面形貌和晶体质量。
[0017]本发明的技术解决方案:表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其包括Si衬底、二层AlN成核层、三层Al组分递减的AlxGal - xN中间层、一层AlaGal_aN/AlbGal_bN超晶格中间层、二层GaN沟道层、和三层势垒层自下而上依次构成。
[0018]本发明的优点:由本发明生长的Si基III族氮化物异质结，与目前的使用Al组分递减的AlGaN中间层结构或AlaGahNAlbGagN超晶格中间层结构生长的Si基III族氮化物异质结相比，表面质量高，无微裂纹。并且可以通过在本发明的外延层结构中采用平均Al组分较低的组分递减AlGaN中间层来达到表面形貌改善的目的，因此有助于降低金属有机物源和氨气之间预反应的影响，改善外延层的晶体质量，并提高外延层的生长速率。
【专利附图】
【附图说明】
[0019]图1是表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片结构示意图。
[0020]图2是采用Al组分递减的AlGaN中间层结构生长的Si基AlGaN/GaN异质结表面出现微裂纹的原子力显微镜(AFM)图像。
[0021]图3是单纯采用厚的AlaGahNAlbGagN超晶格中间层结构生长的Si基GaN材料表面出现宏观裂纹的光学显微镜照片示意图。
[0022]图4是采用本发明的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片结构生长的Si基AlGaN/GaN异质结表面AFM图像示意图。
[0023]图5是单纯采用厚的Al组分递减AlGaN中间层生长的Si基GaN材料出现岛状表面形貌的光学显微镜照片示意图。
[0024]图中的I是Si衬底、2是第一 AlN成核层、3是第二 AlN成核层、4是第一 AlxGa1 _XN中间层、5是第二 AlxGa1^N中间层、6是第三AlxGa1 _XN中间层、7是AlaGahNAlbGagN超晶格中间层、8是第一 GaN沟道层、9是第二 GaN沟道层、10是第一势垒层、11是第二势垒层、12是第三势垒层。
【具体实施方式】
[0025]下面结合附图进一步说明本发明的技术解决方案: 如图1所示，表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其结构包含Si衬底1、二层AlN成核层(2、3 )、三层Al组分递减的AlxGa1 _XN中间层(4、5、6 )、一层AlaGawNAlbGa1^N超晶格中间层7、二层GaN沟道层(8、9 )、和三层势垒层(10、11、12 )自下而上依次构成。
[0026]所述的第三AlxGa1^N中间层6的Al组分在0.1彡x ( 0.5的范围内，构成超晶格中间层的两种AlGaN材料的单层厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范围内，两种材料Al组分在O < a，b < 0.5的范围内，且两种材料Al组分之差的绝对值在0.05(I a-b I彡0.2的范围内。
[0027]所述的二层AlN成核层中，为降低Si衬底表面寄生导电层的导电性，第一 AlN成核层2采用650 - 950°C的生长温度条件进行生长，在该工艺条件下，减小了扩散进入硅衬底的III族金属原子的剂量，有助于提高寄生导电层的电阻；另一方面，为提高材料晶体质量，第二 AlN成核层3采用高于950°C的生长温度进行生长，在该工艺条件下，Al原子的表面迁徙能力增强，有助于生长出高质量的AlN材料，二层AlN成核层由两种生长方法形成。
[0028]如图2所示，原子力显微镜(AFM)图像展示了采用Al组分递减的AlGaN中间层结构生长的总厚度为3.1 μ m的Si基GaN异质结表面形貌，由该图可以看到，表面存在一定数量的微裂纹。
[0029]如图3所示，光学显微镜照片展示了单纯采用厚的AlaGahNAlbGagN超晶格作为中间层生长的总厚度为3μπι的Si基GaN材料的表面情况，由图可见，表面出现了宏观裂纹。
[0030]根据本发明，通过在组分递减的AlxGa^N中间层之上再生长AlaGahNAlbGagN超晶格中间层构成复合中间层，能够在这种复合中间层上生长出表面无宏观裂纹和微裂纹的Si基AlGaN/GaN异质结材料，而且表面平整度和GaN沟道层的晶体质量得到改善。
[0031]如图4所示，AFM图像展示了本发明的无微裂纹的Si基III族氮化物外延片的表面情况。
[0032]所述的AlaGahNAlbGa^N超晶格中间层7结构中，两种AlGaN材料的Al组分在O彡a，b彡0.5的范围内，且Al组分之差的绝对值在0.05彡I a-b I ( 0.2的范围内。如果AlaGahNAlbGagN超晶格中间层7中两种AlGaN材料的Al组分差过大，可能在超晶格界面和内部产生失配位错，导致应变弛豫，无法抑制宏观裂纹和微裂纹的出现。
[0033]本发明中采用复合中间层结构来消除势垒层表面的微裂纹，可以允许其中的组分递减AlGaN中间层使用较低的Al组分。这对单纯采用Al组分递减AlGaN中间层的情况是不可想象的，为了尽可能地消除势垒层表面的微裂纹，必须既增加组分递减AlGaN中间层的平均Al组分，又增加其厚度，但是这将加剧金属有机物源和氨气之间的预反应的影响，导致材料生长质量降低，反而不利于获得表面平整光滑的Si基GaN材料。
[0034]如图5所示，光学显微镜照片展示了单纯采用Al组分递减的AIxGyxN中间层生长的总厚度为2.7μπι的Si基GaN材料的表面情况。由图可见，为严重的岛状表面形貌。
[0035]所述的二层GaN沟道层中，为改善AlGaN/GaN场效应晶体管高频下的电流输出性能，必须采用高阻、低杂质含量的GaN沟道层。另一方面，为了改善AlGaN/GaN场效应晶体管的击穿性能，又需要给GaN层中掺入C杂质等，因此GaN沟道层可以由两种生长方法形成；第一 GaN沟道层8采用不高于13.3kPa的生长压力条件获得，在该工艺条件下，GaN层会掺入高浓度的C杂质，有助于提高GaN层的耐压能力；第二 GaN沟道层9采用不低于26.6kPa的生长压力条件获得，在该工艺条件下，C杂质掺入GaN层的难度增加，易于获得低杂质含量的高纯GaN层，有助于改善AlGaN/GaN场效应晶体管的高频输出性能。
[0036]所述的三层势垒层中，第一势垒层10为AlN插入层、第二势垒层11为有源层、第三势垒层12为GaN盖帽层，为了能够产生所需浓度的二维电子气，有源层可以是AlGaN、AlInN, AlN 或 AlInGaN 材料。
实施例
[0037]参照图1，无微裂纹的Si基III族氮化物外延片结构的生长，以金属有机物化学气相淀积(MOCVD)方法为例，
I)采用直径101.6mm的111面单晶Si为衬底1，在进行氮化物外延层的生长之前，通过氢氟酸基的腐蚀液去除Si衬底表面的氧化膜。然后，将它置于MOCVD设备的反应室中。
[0038]2)在反应室压力为6.65kPa的氢气气氛下加热Si衬底I到1000°C，进行1min的热退火。
[0039]3)维持反应室压力不变，将衬底温度降低到900°C，通入流速为10L/min的氨气和流速为86 μ mol/min的三甲基铝(TMA)，生长厚度为10nm的AlN成核层2，生长时间为1800s。接着将衬底温度提高到1030°C，在源流速不变的条件下，生长厚度为10nm的AlN成核层3，生长时间为1800s。
[0040]4)然后，向反应室中通入流速为86 μ mol/min的TMA, 23 μ mol/min的三甲基镓(TMG)和6L/min的氨气，生长Al组分为0.75的Ala 75Gaa25N中间层4，生长厚度为350nm，生长时间为3000s。接着，通入流速为86 μ mol/min的TMA, 61 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.55的Al0.55Ga0.45N中间层5，生长厚度为500nm,生长时间为4000s。再接着，通入流速为65 μ mol/min的TMA, 124 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.35的Ala35Gaa65N中间层6，生长厚度为300nm,生长时间为1000s。至此，形成Al组分递减的AlxGa1^N中间层结构4-6。
[0041]5)维持反应室压力和衬底温度不变，在Ala35Gaa65N中间层6上生长60个周期Ala23Gaa77NaOnm 厚 VAla32Gaa68Naznm 厚)的超晶格中间层 7。其中 Ala23Gaa77N 层生长时通入流速为 86 μ mol/min 的 TMA, 194 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨气，Ala32Gaa68N 层生长时通入流速为86 μ mol/min的TMA, 117 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气。超晶格中间层总的厚度为1300nm，总的生长时间为4500s。
[0042]6)停止向反应室通入Al源，并将衬底温度降低到1000°C，将反应室压力提高到13.3kPa，通入流速为311 μ mol/min的TMG和10L/min的氨气，生长厚度为500nm的GaN层8，生长时间为600s。接着将反应室压力进一步提高到66.5kPa，在源流速不变的条件下，生长厚度为400nm的GaN层9，生长时间为1000s。
[0043]7)然后，将衬底温度提高到1030°C，并将反应室压力降低到13.3kPa，通入流速为52 μ mol/min的TMA和6L/min的氨气，生长厚度为Inm的AlN插入层10。通入流速为 32 μ mol/min 的 TMA，74 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨气，生长 Al 组分为 0.25 的Ala25Gaa75N有源层11，生长厚度为25nm。通入流速为194 μ mol/min的TMG和10L/min的氨气，生长厚度为3nm的GaN盖帽层12。至此，形成包含AlN插入层、Ala25Gaa75N有源层和GaN盖帽层的势垒层10 - 12。至此，表面平整光滑，无微裂纹的Si基Ala25Gaa75N/GaN异质结材料生长完成。
[0044]需要说明的是，在本发明实施例中，AlN成核层采用生长温度分别为900°C和1030°C的两层，但是考虑到改善Si基III族氮化物外延片的形变、控制外延层的应力，AlN成核层可以采用更多的层结构来组合实现。然而，不论采用何种AlN成核层组成结构，都必须包含采用生长温度为650 - 950°C的低温AlN层和采用生长温度高于950°C的高温AlN层。
[0045]在本发明实施例中，AlxGa1^N中间层4 - 6的Al组分分别为0.75、0.55和0.35，需要说明的是AlxGa^xN中间层结构4 - 6所允许使用的Al组分比的组合可以为其他组合，所包含的AlxGawN层的层数也不限于三层，可以为2层、4层或更多的层数，甚至AlxGawN中间层结构不限于采用组分阶梯变化的模式，还可以为组分连续变化的模式。不论采用何种AlxGa1 _XN中间层结构，都必须满足Al组分由下到上递减的要求，即先生长的为高Al组分的AlxGa1^N层，后生长的为低Al组分的AlxGa1^N层，最后生长的AlxGa1^N层的Al组分在0.1 ^ X ^ 0.5的范围内。
[0046]在本发明实施例中，超晶格结构所包含的两层材料的Al组分和厚度也不限于Al0.23Ga0.77N(10nm厚)/Al。.32Ga0.68N(12nm厚)的组合，可以为其他组合，只要满足两种AlGaN材料的单层厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范围内，两种材料Al组分在O (
a,b ^ 0.5的范围内，且两种材料Al组分之差的绝对值在0.05 ( I a-b I < 0.2的范围内。
[0047]对于本领域的专业人员来说，在了解了本
【发明内容】
和原理后，能够在不背离本发明的原理和范围的情况下，根据本发明的方法进行形式和细节上的各种修正和改变，但是这些基于本发明的修正和改变仍在本发明的权利要求保护范围之内。
【权利要求】
1.表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是包括Si衬底、二层AlN成核层、三层Al组分递减的AlxGa1^N中间层、一层AlaGahNAlbGa1^N超晶格中间层、二层GaN沟道层、和三层势垒层自下而上依次构成。
2.根据权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的第三Al组分递减的AlxGa1^N中间层的Al组分在0.1 ^ x ^ 0.5的范围内，构成超晶格中间层的两种AlGaN材料的单层厚度Ta和Tb在I nm ^ Ta, Tb彡100 nm的范围内，两种材料Al组分在O < a，b < 0.5的范围内，且两种材料Al组分之差的绝对值在0.05 (I a-b I彡0.2的范围内。
3.根据权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的二层AlN成核层中，第一 AlN成核层采用650 - 950°C的生长温度条件进行生长，第二 AlN成核层采用高于950°C的生长温度进行生长，二层AlN成核层由两种生长方法形成。
4.根据权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述Al组分递减的AlxGa1 _XN中间层之上再生长AlaGahNAlbGagN超晶格中间层构成复合中间层。
5.根据权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的二层GaN沟道层中，第一 GaN沟道层采用不高于13.3kPa的生长压力条件获得，在该工艺条件下，GaN层会掺入高浓度的C杂质，有助于提高GaN层的耐压能力；第二 GaN沟道层采用不低于26.6kPa的生长压力条件获得，在该工艺条件下，C杂质掺入GaN层的难度增加，易于获得低杂质含量的高纯GaN层，有助于改善AlGaN/GaN场效应晶体管的高频输出性能。
6.根据权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片，其特征是所述的三层势垒层中，第一势垒层为AlN插入层、第二势垒层为有源层、第三势垒层为GaN盖帽层，有源层可以是AlGaN、AlInN, AlN或AlInGaN材料。
7.如权利要求1所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片结构的生长方法，其特征是该方法包括如下工艺步骤: 以金属有机物化学气相淀积MOCVD为例， 1)采用直径101.6mm的111面单晶Si为衬底1，在进行氮化物外延层的生长之前，通过氢氟酸基的腐蚀液去除Si衬底表面的氧化膜，然后，将它置于MOCVD设备的反应室中； 2)在反应室压力为6.65kPa的氢气气氛下加热Si衬底到1000°C，进行1min的热退火； 3)维持反应室压力不变，将衬底温度降低到900oC，通入流速为10L/min的氨气和流速为86 μ mol/min的三甲基铝TMA，生长厚度为10nm的第一 AlN成核层，生长时间为1800s，接着将衬底温度提高到1030oC，在源流速不变的条件下，生长厚度为10nm的第二 AlN成核层，生长时间为1800s ； 4)向反应室中通入流速为86μ mol/min的TMA，23 μ mol/min的三甲基镓TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.75的第一 AlxGal - xN中间层，生长厚度为350nm,生长时间为3000s,接着,通入流速为86 μ mol/min的TMA, 61 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.55的第二 AlxGal - xN中间层，生长厚度为500nm，生长时间为4000s，再接着，通入流速为65 μ mol/min的TMA, 124 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.35的第三AlxGal - xN中间层，生长厚度为300nm，生长时间为1000s，至此，形成Al组分递减的AlxGa1^N中间层结构； 5)维持反应室压力和衬底温度不变，在第三Al组分递减的AlxGa1^N中间层上生长60个周期 1nm 厚 Ala23Gaa77N/12nm 厚 Ala32Gaa68N 的 AlaGahNAlbGan3N 超晶格中间层；其中Ala23Gaa77N 层生长时通入流速为 86 μ mol/min 的 TMA, 194 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min 的氨气，Ala32Gaa68N 层生长时通入流速为 86 μ mol/min 的 TMA, 117 μ mol/min 的 TMG 和 6L/min的氨气，超晶格中间层总的厚度为1300nm，总的生长时间为4500s ； 6)停止向反应室通入Al源，并将衬底温度降低到1000°C，将反应室压力提高到13.3kPa，通入流速为311 μ mol/min的TMG和10L/min的氨气，生长厚度为500nm的第一 GaN沟道层，生长时间为600s，接着将反应室压力进一步提高到66.5kPa，在源流速不变的条件下，生长厚度为400nm的GaN层，生长时间为1000s ； 7)将衬底温度提高到1030°C，并将反应室压力降低到13.3kPa，通入流速为52μπι01/min的TMA和6L/min的氨气，生长厚度为Inm的AlN插入层，通入流速为32 μ mol/min的TMA, 74 μ mol/min的TMG和6L/min的氨气，生长Al组分为0.25的Ala25Gaa75N有源层，生长厚度为25nm,通入流速为194 μ mol/min的TMG和10L/min的氨气，生长厚度为3nm的GaN盖帽层，至此，形成包含AlN插入层、Ala25Gaa75N有源层和GaN盖帽层的势鱼层；至此，表面平整光滑，无微裂纹的Si基Ala25Gaa75N/GaN异质结材料生长完成。
8.如权利要求7所述的表面无微裂纹的Si基III族氮化物外延片结构的生长方法，其特征是所述Al组分递减的AlxGal - xN中间层的层数不限于三层，可以为2层、4层或更多的层数，Al组分递减的AlxGal -xN中间层结构不限于采用组分阶梯变化的模式，还可以为组分连续变化的模式。
【文档编号】H01L21/205GK104201196SQ201410394782
【公开日】2014年12月10日 申请日期:2014年8月13日 优先权日:2014年8月13日
【发明者】倪金玉, 潘磊 申请人:中国电子科技集团公司第五十五研究所