一种渐变AlGaN层的制备方法及采用该方法得到的器件

摘要

本发明涉及半导体技术领域，更具体地涉及一种渐变AlGaN层的制备方法及采用该方法得到的器件。在生长渐变AlGaN层时，通入反应室的三甲基铝流量逐渐减少，三甲基镓流量逐渐增加；三甲基铝流量的函数为：yTMAl=a-bxm或yTMAl=a(1-x)m+b；三甲基镓流量的函数为：yTMGa=cxn+d或yTMGa=c-d(1-x)n；x为渐变AlGaN层生长的归一化时间，m、n不同时为1。本发明利用不同的流量函数，改变TMAl和TMGa在不同流量时的变化率。从而能够有效地控制铝组分在渐变AlGaN层中的分布，进而调控其上生长的GaN薄膜的应力和晶体质量，生长出高晶体质量且不龟裂的厚GaN薄膜。

说明书

技术领域

本发明涉及半导体技术领域，更具体地，涉及一种渐变AlGaN层的制备方法及采用该方法得到的器件。

背景技术

GaN具有大的直接禁带宽度（3.4 eV）、高热导率、高电子饱和漂移速度和大临界击穿电压等特点，因此已经成为目前半导体技术领域的研究热点。三族氮化物GaN、AlN（禁带宽度6.2 eV）、InN（禁带宽度0.7eV）及其组成的合金的禁带宽度覆盖了从红外到可见光、紫外光的能量范围，因此在光电子领域有着广泛的应用，如大功率白光LED，紫外、蓝光激光器，紫外波段的日盲探测器，高频高功率器件等。

由于大尺寸GaN单晶生长十分困难，这使得同质外延生长难以大规模实现。现在主要是采用异质外延生长的办法在蓝宝石、SiC等衬底材料上生长GaN薄膜及器件。目前在这两种衬底上已经生长出了较高质量的GaN材料和光电器件，实现了产品的商业化。但是这两种衬底价格昂贵，尤其是SiC。而且这两种衬底的尺寸都比较小，增加了器件的制作成本。此外，蓝宝石衬底还有硬度极高，导电差、导热差等特点，对器件的制作和性能不利。Si作为目前最成熟的半导体材料，具有价格便宜，尺寸大，晶体质量高、导热能力好等优点，用Si作为外延衬底可大大降低芯片的制作成本，提高经济效率。

然而GaN与Si之间存在较大的热失配，热失配度高达56%，这使得在生长结束后降温的过程中，GaN薄膜会受到Si衬底较大的张应力而龟裂、翘曲，导致无法用于器件的制作。另外，GaN与Si也存在着较大的晶格失配，晶格适配度为17%，这使得GaN薄膜中出现较高的位错密度，降低了晶体质量。

不过，应力才是Si上生长GaN最主要的问题。为了缓解张应力，引入压引力，目前主要采用AlN缓冲层、AlN/GaN超晶格层、阶梯渐变AlGaN层和组分渐变AlGaN层等方法。

组分渐变AlGaN层是比较有效的方法。这样可在生长过程中利用AlN与GaN晶格常数的差别形成压应力，部分弥补降温过程中形成的张应力，从而有效降低外延层中的位错和裂纹密度。大家希望从AlN到GaN之间的过渡层的组分是线性渐变的，于是都采用了线性流量的方法来实现铝组分的变化。一般情况下，是这样来实现AlGaN层中铝组分渐变的：在生长组分渐变AlGaN层都是在生长过程中，通入反应室的三甲基铝（TMAl）流量线性减少，三甲基镓（TMGa）流量线性增加来实现的。然而这种方法只能生长出单一铝组分分布的渐变AlGaN层，而无法调节其铝组分的分布，也就无法有效地调节GaN薄膜的应力和位错密度，影响GaN薄膜的晶体质量。

此外，由于TMAl与NH₃具有强烈的预反应，这使得高铝组分的AlGaN难以生长，且生长速率非常慢。因此，如果只是TMAl和TMGa的流量线性变化的话，会导致高铝组分的AlGaN厚度较薄，而低铝组分的AlGaN厚度较厚，所以渐变AlGaN层中铝组分的分布并没有像预想的那样呈线性分布。这样也会影响GaN薄膜的晶体质量。

同样地，上述的AlGaN生长中存在的缺陷，在SiC衬底和蓝宝石衬底上同样存在，原理相类似，因此如果能够调节SiC衬底和蓝宝石衬底上渐变AlGaN层Al组分的分布，同样可以优化GaN薄膜的晶体质量。

发明内容

本发明解决的技术问题是克服现有技术的不足，提供一种组分分布可控的渐变AlGaN层的制备方法及采用该方法得到的器件，进而可实现有效调节渐变AlGaN层上生长的GaN薄膜的应力和晶体质量的目的。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案如下：

一种渐变AlGaN层的制备方法，在生长渐变AlGaN层之前，首先在衬底上生长一层AlN缓冲层；生长渐变AlGaN层的方法为：在反应室中通入NH₃、三甲基铝和三甲基镓，其中通入的三甲基铝流量逐渐减少，三甲基镓流量逐渐增加； 

三甲基铝流量的函数为：

；

三甲基镓流量的函数为：

；

其中，x为渐变AlGaN层生长的归一化时间，m、n不同时为1。

本发明在生长渐变AlGaN层的过程中，通入反应室的三甲基铝（TMAl）流量和三甲基镓（TMGa）流量的变化方式是关于时间的函数（两个流量的函数不同时为线性函数），利用不同的函数，可以改变TMAl和TMGa在不同流量时的变化率。从而本发明的方法能够实现有效地控制铝组分在渐变AlGaN层中的分布，实现铝组分的分布可控，进而调控其上生长的GaN薄膜的应力和晶体质量，生长出高晶体质量且不龟裂的厚GaN薄膜。

进一步的，所述渐变AlGaN层的生长方法为金属有机化学气相沉积法、分子束外延法、化学分子束外延法或氢化物气相外延法。

进一步的，所述渐变AlGaN层生长温度为900 ~ 1100℃，生长压强为50 ~ 200 mbar，V/III比为500 ~ 4000。对于温度：如果温度太低，则无法生长晶体质量较好的单晶渐变AlGaN层；如果温度过高，则会降低生长速率，加大设备的负荷。对于生长压强：如果生长压强过低，则会加大设备负荷，且会增加外延膜的刃型位错；如果生长压强过高，则会增加TMAl和NH₃的预反应，浪费原材料，同时可能导致高组分的AlGaN无法生长。对于V/III比，过低则会增加外延膜刃型位错，使表面粗糙；过高则会增加TMAl和NH₃的预反应，浪费源材料。对于厚度：如果厚度太小，则无法缓解张应力，难以生长较厚的不龟裂的GaN薄膜；如果太厚，则其提供的压应力会趋于饱和，甚至被贯穿位错释放掉一部分，造成材料的浪费及成本的增加。

进一步的，所述渐变AlGaN层厚度为0.8~2μm。

进一步的，所述三甲基铝的流量范围为400~0sccm，三甲基镓的流量范围为0~200 sccm，最佳的，当NH₃为3000sccm时，所述三甲基铝的流量范围为100 ~5sccm，所述三甲基镓的流量范围是3~15 sccm。由于质量流控制器（MFC）的控制精度，所以其流量的最小在接近0的时候难以精确控制，所以流量的最小值要比0稍大一点。

进一步的，所述AlN缓冲层的生长方法为金属有机化学气相沉积法、分子束外延法、化学分子束外延法或氢化物气相外延法。所述AlN缓冲层的厚度范围是50 ~ 300nm。

进一步的，所述衬底为Si衬底、SiC衬底或蓝宝石衬底。

一种采用上述的渐变AlGaN层的制备方法得到的器件，从下往上依次包括衬底、AlN缓冲层和渐变AlGaN层。

与现有技术相比，本发明技术方案的有益效果是：本发明一种渐变AlGaN层的制备方法，在生长渐变AlGaN层的过程中，通入反应室的三甲基铝（TMAl）流量和三甲基镓（TMGa）流量的变化方式是关于时间的函数（两个流量的函数不同时为线性函数），利用不同的函数，可以改变TMAl和TMGa在不同流量时的变化率。从而本发明能够实现有效地控制铝组分在渐变AlGaN层中的分布，实现铝组分的分布可控，进而调控其上生长的GaN薄膜的应力和晶体质量，生长出高晶体质量且不龟裂的厚GaN薄膜。

附图说明

图1为本发明实施例的制备方法得到的渐变AlGaN层上外延生长GaN薄膜的结构示意图。

图2为本发明三个实施例和现有技术的TMAl和TMGa的流量变化的函数关系图。

图3为本发明三个实施例和现有技术的XRD的 2θ~ω扫描的曲线。

图4为本发明实施例1和实施例2提供的SIMS测试结果示意图。

图5为本发明三个实施例和现有技术的GaN薄膜所受双轴应力的拉曼测试结果示意图。

图6为本发明三个实施例和现有技术的XRD摇摆曲线的半高宽。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明的技术方案做进一步的说明。实施例部分的描述，只是用于示意性的说明本发明，并不构成对本发明的限制。

为了便于解释和说明，各个部分或结构的大小，并不代表实际尺寸，有夸大的，有缩小的，附图表示的仅是示意图，而非实物图。为了清楚具体地说明，有些公知功能或结构可能是省略的，对这些结构的说明也省略了。

实施例1

本发明实施例的渐变AlGaN层制备方法，包括如下步骤：

S1.在Si衬底1上生长一层高温AlN层2作为缓冲层；

S2.在高温AlN层2上生长一层渐变AlGaN层3。

在渐变AlGaN层制备好之后，便可以在渐变AlGaN层3上依次生长GaN薄膜4以及其他所需的材料层，得到所需要的器件。

如图1所示，为在上述方法得到的渐变AlGaN层上再外延生长GaN薄膜得到的器件结构示意图，从下往上依次包括Si衬底1、高温AlN层2、渐变AlGaN层3和GaN薄膜4。

其中，渐变AlGaN层3的厚度为1 μm，生长温度为990 ℃，生长压强为100 mbar，V/III比为2000。当然渐变AlGaN层3的厚度也可以是0.8μm、1.2μm、1.5μm或者2μm等很多个厚度值，如果厚度小于0.8μm，则起不到提高其上生长的GaN薄膜质量的目的，如果厚度过大（即大于2μm），则增加了器件成本。而生长温度、生长压强、V/III比则可以根据所要生长的AlGaN薄膜厚度或其他需要进行调整，其中生长温度范围是900 ~ 1100℃，生长压强范围是50 ~ 200 mbar，V/III比范围是500 ~ 4000。

渐变AlGaN层3和高温AlN层2的生长方法为金属有机化学气相沉积法、分子束外延法、化学分子束外延法或氢化物气相外延法。

其中步骤S2中生长渐变AlGaN层的方法为：在反应室中通入NH₃、三甲基铝和三甲基镓，其中通入的三甲基铝流量逐渐减少，三甲基镓流量逐渐增加。

如图2所示，实施例1的渐变AlGaN层中的TMAl流量从100 sccm降到5 sccm，其函数为A=95(1-x)²+5 (sccm)，TMGa流量从3 sccm线性升到15 sccm，其函数曲线为G=12x+3 (sccm)。上述函数中的x (0≤x≤1) 为渐变AlGaN层生长的归一化时间。

实施例2

本实施例与实施例1类似，区别仅在于，TMAl和TMGa流量的函数与实施例1不同，具体为：渐变AlGaN层生长过程中，TMAl流量从100 sccm降到5 sccm，其函数为B=100-95x² (sccm)，TMGa流量从3 sccm线性升到15 sccm，其函数曲线为G=12x+3 (sccm)。上述函数中的x (0≤x≤1) 为渐变AlGaN层生长的归一化时间。函数曲线如图2所示。

实施例3

本实施例与实施例1类似，区别仅在于，TMAl和TMGa流量的函数与实施例1不同，具体为：渐变AlGaN层中的TMAl流量从100 sccm降到5 sccm，其函数为C=100-95x³ (sccm)，TMGa流量从3 sccm线性升到15 sccm，其函数曲线为G=12x+3 (sccm)。上述两个函数中的x (0≤x≤1) 为渐变AlGaN层生长的归一化时间。函数曲线如图2所示。

为了更好的说明本发明的一种渐变AlGaN层的制备方法的有效性，特别拿现有技术中的线性函数作为对比，其与实施例中基本类似，区别仅在于TMAl和TMGa流量的函数与实施例1不同，采用线性函数，具体为：渐变AlGaN层生长过程中，TMAl流量从100 sccm线性降到5 sccm，其函数曲线为D=100-95x (sccm)；TMGa流量从3 sccm线性升到15 sccm，其函数曲线为G=12x+3 (sccm)。上述两个函数中的x (0≤x≤1) 为渐变AlGaN层生长的归一化时间。函数曲线如图2所示。

以下将结合图3-6中多个实验测试结果对以上三个实施例和现有技术进行对比说明，以充分说明本发明一种渐变AlGaN层的制备方法的有效性。

如图3所示，为三个实施例和现有技术的渐变AlGaN层的X射线衍射（XRD）强度分布图，由图中可以看出，其XRD强度分布各不相同。XRD强度一般是由薄膜厚度和晶体质量决定的。在这里，除了TMAl的流量函数不同之外，其他生长条件是相同的，因此，XRD强度只由薄膜厚度决定。

如图3所示，相比于现有技术，实施例2和实施例3的低铝组分AlGaN的强度比较弱，高铝组分AlGaN的强度比较强，说明实施例2和实施例3的低铝组分AlGaN的厚度比较薄，高铝组分AlGaN比较厚。

对于实施例1，当我们故意加速其渐变AlGaN层在大TMAl流量的变化率，而延缓其在小TMAl流量的变化率时，在图3中明显看到其低铝组分区域的强度增强了，而其高铝组分区域的强度减弱了。

图3的结果充分说明了，采用不同的TMAl流量函数，在相同厚度的渐变AlGaN层中，其铝组分的分布是不同的。这也就说明了不同函数的TMAl流量对渐变AlGaN层的铝组分分布的调控是明显的、有效的。

如图4所示，我们还采用了次级离子质谱分析法（SIMS）对实施1和实施2的铝组分分布进行研究，发现实施1和实施例2的铝组分分布确实大不相同。

如图4所示，实施例1的铝组分比在渐变AlGaN层的高铝组分阶段下降得快，在低铝组分阶段下降得慢，与图2开口向上的抛物线（函数A）的TMAl流量变化规律相匹配。

对于实施例2，当采用开口向下的抛物线（函数B）的TMAl流量时，其铝组分比从高铝组分（Al_0.55Ga_0.45N）到低铝组分的变化过程中，几乎是线性的。这是因为开口向下的抛物线（函数B）的TMAl流量有两个作用：一、增加了通入反应室的TMAl总量，补偿了TMAl与NH₃的预反应所消耗掉的TMAl；二、延缓了TMAl在大流量时候的变化率（即相比现有技术的线性函数，增加了大流量TMAl时的AlGaN层厚度），加速了TMAl在小流量时候的变化率（即相比现有技术的线性函数关系，减小了小流量TMAl时的AlGaN层厚度），这样就调节了铝组分在渐变AlGaN层中的分布，形成了近乎线性的Al组分分布。

因此，图4中实施例1和实施例2的SIMS测试结果也说明了不同函数的TMAl流量对渐变AlGaN层中铝组分分布的调控是明显的、有效的。

如图5所示，为本发明三个实施例和现有技术的GaN薄膜所受双轴应力的拉曼测试结果示意图，由图中可以非常明显的看出，三个实施例和现有技术的GaN薄膜所受的双轴应力各不相同，从张应力变化到压应力。这也说明了渐变AlGaN层对应力的调控作用是明显的、有效的。

从图5也可以看到，采用现有技术的方法生长渐变AlGaN层，虽然其GaN薄膜出现了压应力，但实施例2和实施例3的压应力要大于现有技术的压应力，这说明，本发明的生长方法更有利于生长出较厚的不龟裂的GaN薄膜。由实验观察得出，采用开口向下的抛物线（函数B）的TMAl流量的函数生长的1 μm渐变AlGaN层，其上面生长的3 μm GaN薄膜是不龟裂的。而现有技术的线性TMAl流量的函数生长的1 μm渐变AlGaN层，其上面生长的3 μm GaN薄膜是龟裂的。

如图6所示，为本发明三个实施例和现有技术的XRD摇摆曲线的半高宽比较图，三个实施例和现有技术的XRD摇摆曲线的半高宽的GaN (002)的XRD摇摆曲线的半高宽比较相似，而实施例2的GaN (002)的XRD摇摆曲线半高宽是最小的，这是因为实施例2中的GaN薄膜所受的压应力最大，而压应力能够减少刃型位错和混合位错。

结合图5和图6，可以看出，对于三个实施例和现有技术，当张应力减少，压应力增加时，其GaN (102)的半高宽减小（即刃型位错和混合位错减少），反之亦然。

由此可以看出，本发明的一种渐变AlGaN层的制备方法得到的组分分布不同的渐变AlGaN层对应力和晶体质量的调控作用是明显的、有效的。

上述实施例是本发明的较佳实施方案，应该理解的是，上述实施例并不用于限制本发明，本领域的普通技术人员在不脱离本发明的原理的宗旨的情况下，对上述实施例所做的变化、修改、替换和变形，均应落入本发明的保护范围之内。