发明内容
本发明的目的在于提供一种利用低粘滞度材料单片集成具有晶格失配的晶体模板及其制作方法,用于解决现有异质外延生长技术中工艺复杂、材料组合有限及晶体质量不高等问题。
本发明提供一种利用低粘滞度材料单片集成具有晶格失配的晶体模板,包括:第一晶体层,具有第一晶格常数;位于所述第一晶体层之上的缓冲层,所述缓冲层在其熔点温度之上熔化并转化为非晶态;位于所述缓冲层之上的模板层,具有与所述第一晶体层的所述第一晶格常数不同的第二晶格常数;所述模板层的晶格在高于所述缓冲层的玻璃化转变温度的生长中完全弛豫。
可选地,所述晶体模板还包括:位于所述缓冲层和所述模板层之间的第二晶体层,所述第二晶体层存在相对于所述缓冲层的晶格失配并部分弛豫应变。
可选地,所述第二晶体层选自具有任意晶面取向的C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
可选地,所述第一晶体层为具有任意晶面取向的半导体衬底、异质结构材料或由异质结构材料构成的功能器件。
可选地,所述第一晶体层选自具有任意晶面取向的C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
可选地,所述缓冲层的熔点温度低于晶体模板中所述第一晶体层、所述第二晶体层和所述模板层中的任一层的熔点温度。
可选地,所述缓冲层的厚度为纳米量级,相对于所述第一晶体层是部分或者完全弛豫的。
可选地,所述模板层的厚度要大于所述缓冲层的厚度。
可选地,所述第二晶体层和所述模板层的总厚度要远大于所述缓冲层的厚度。
可选地,所述第二晶体层的厚度应满足小于相对于所述无限厚模板层的临界厚度或者保证使得在所述第二晶体层和所述模板层界面上产生的位错朝向所述第二晶体层弯曲。
可选地,所述模板层选自具有任意晶面取向的C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
本发明另提供一种利用低粘滞度材料单片集成具有晶格失配的晶体模板的制作方法,包括:提供具有第一晶格常数的第一晶体层;在所述第一晶体层上生长缓冲层,所述缓冲层是在其熔点温度之下生长在所述第一晶体层上的;在所述缓冲层的熔点温度之下,执行第一次模板层生长工艺,在所述缓冲层上生长模板层,所述模板层具有与所述第一晶体层的所述第一晶格常数不同的第二晶格常数;将所述缓冲层熔化并转化为液态,在高于缓冲层的熔点温度的生长温度下,在第一次模板层生长工艺中生长的模板层上执行第二次模板层生长工艺,继续生长模板层,直至所述模板层的晶格完全弛豫。
可选地,在执行第一次模板层生长工艺之前,还包括:在所述缓冲层的熔点温度之下,在所述缓冲层上生长第二晶体层,所述第二晶体层存在相对于所述缓冲层的晶格失配并部分弛豫应变。
可选地,所述缓冲层的熔点温度低于晶体模板中所述第一晶体层、所述第二晶体层和所述模板层中的任一层的熔点温度。
可选地,所述缓冲层的厚度为纳米量级,相对于所述第一晶体层是部分或者完全弛豫的。
可选地,所述第二晶体层和所述模板层的总厚度要远大于所述缓冲层的厚度。
可选地,所述第二晶体层的厚度应满足小于相对于所述无限厚模板层的临界厚度或者保证使得在所述第二晶体层和所述模板层界面上产生的位错朝向所述第二晶体层弯曲。
可选地,将所述缓冲层熔化通过如下任一方式实现:将温度提升至所述缓冲层的熔点温度之上而使得所述缓冲层熔化;使用外部强激光选择性地熔化所述缓冲层。
可选地,所述晶体模板的制作方法在同一次生长过程中允许重复使用。
可选地,所述晶体模板的制作方法是通过包括分子束外延技术MBE、金屈有机化学气相外延技术MOVPE、液相外延LPE、热壁外延HWE的外延生长方法及其经修改的包括液滴外延、迁移增强外延、单原子层外延的沉积形式,溅射法,脉冲激光沉积及其它使用蒸发元素或者离子束的晶体沉积技术中的任一种实现的。
本发明提供的利用低粘滞度材料单片集成具有晶格失配的晶体模板及其制作方法,是在异质外延生长中通过使用薄熔化缓冲层在普通衬底上制作出低位错密度并具有任意晶格常数组合的柔性衬底模板,相比于现有技术,具有制作简单、在同一衬底上实现多种晶格常数材料组合且位错密度低、晶体质量高等优点。
具体实施方式
本发明的发明人发现:现有异质外延生长技术中,由于各种晶体拥有各自不同的晶格常数,使得在衬底上进行异质外延生长时会生成例如位错、层错、界面和表面起伏等缺陷,而采用其他的缓冲层技术或柔性衬底技术,则仍不可避免地存在工艺复杂、材料组合有限及晶体质量不高等问题。因此,为防止上述缺陷的产生,本发明的发明人对现有技术进行了改进,提出了一种新型的具有晶格失配的晶体模板及其制作方法,在异质外延生长中创造性地通过使用薄熔化缓冲层在普通衬底上制作出低位错密度并具有任意晶格常数组合的柔性衬底模板,相比于现有技术,具有制作简单、在同一衬底上实现多种晶格常数材料组合且位错密度低、晶体质量高等优点。
本发明可应用于半导体、氧化物和任何其他晶体异质结构中,包括发光二极管、不同类型的半导体激光器、光电探测器、光调制器、太阳能电池、双极晶体管、场效应晶体管、变容二极管,等。该制作方法可以应用于多种材料,包括C、Si、Ge、Sn、氮化物、砷化物、磷化物、锑化物、II-VI、IV-VI、V-VI、氧化物及其它无机异质结构。另外,本发明可以通过如下技术来实现:外延生长方法(分子束外延技术(MBE)、金屈有机化学气相外延技术(MOVPE)、液相外延(LPE)、热壁外延(HWE)等)及其经修改的沉积形式(液滴外延、迁移增强外延、单原子层外延等),溅射法,脉冲激光沉积及其它使用蒸发元素或者离子束的晶体沉积技术,等。
下面结合图示更完整地描述本发明,本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明提供优选实施例,但不应被认为仅限于在此阐述的实施例中。在图中,为了更清楚的反映器件结构,适当放大了层和区域的厚度,但作为示意图不应该被认为严格反映了几何尺寸的比例关系。参考图是本发明的示意图,图中的表示只是示意性质的,不应该被认为限制本发明的范围。
第一实施方式:
图1为本发明具有晶格失配的晶体模板的制作方法在第一实施方式中的流程示意图。如图1所示,所述制备方法包括如下步骤:
步骤S101,提供具有第一晶格常数的第一晶体层;
步骤S103,在所述第一晶体层上生长缓冲层,所述缓冲层是在其熔点温度之下生长在所述第一晶体层上的;
步骤S105,在所述缓冲层的熔点温度之下,执行第一次模板层生长工艺,在所述缓冲层上生长模板层,所述模板层具有与所述第一晶体层的所述第一晶格常数不同的第二晶格常数;
步骤S107,将所述缓冲层熔化并转化为液态,所述模板层将调整晶格常数;
步骤S109,在高于所述缓冲层的熔点温度的生长温度下,在所述第一次模板层生长工艺中生长的模板层上执行第二次模板层生长工艺,继续生长模板层,直至模板层在生长中完全弛豫。
以下对上述各个步骤进行详细说明。
首先执行步骤S101,提供具有第一晶格常数的第一晶体层10,形成如图2所示的结构。
在本实施方式中,第一晶体层10可以为任意类型的半导体衬底、异质结构材料或由异质结构材料构成的功能器件。第一晶体层10的材料则可以选自C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
接着,执行步骤S103,在第一晶体层10上生长缓冲层12,形成如图3所示的结构。
如图3所示,缓冲层12在第一晶体层10上生长后形成平整的界面11。
在步骤S103中,本发明的发明人创造性地提供了一层薄熔化缓冲层作为转换层。在本实施方式中,缓冲层12是一种低粘滞度的材料,具有相对第一晶体层10以及后续生长的其他膜层更低的熔点温度,即,缓冲层12的熔点温度显著低于第一晶体层10以及后续生长的其他膜层(例如模板层)中任一层的熔点温度。在执行步骤S103的生长时,缓冲层12是在其熔点温度之下生长在第一晶体层10上的。另外,缓冲层12的材料的选择需满足具有相对于第一晶体层10和以及后续生长的其他膜层的晶格失配,首先,所有使用的薄层应该尽可能的平坦,这可以通过诸如以下的一些方法实现:使用界面失配位错阵列、使用表面活性剂、使用低生长温度来压制表面吸附原子的扩散等;其次,应尽量保持最低的穿透位错密度,由于实现低穿透位错密度已为本领域所屈技术人员所熟知的现有技术,例如可以从现有文献中找到位错过滤的相关技术,故不在此赘述。
还有,在本实施方式中,缓冲层12的厚度为纳米量级,相对于第一晶体层10可以是部分或者完全弛豫的。
接着,执行步骤S105,在所述缓冲层的熔点温度之下,执行第一次模板层生长工艺,在缓冲层12上生长模板层16,形成如图4所示的结构。
在本实施方式中,模板层16具有与第一晶体层10的第一晶格常数不同的第二晶格常数。且,如图4所示,模板层16的厚度要大于缓冲层12的厚度,并可以通过生长失配位错15(在图4中仅示意了其中垂直于纸面方向的失配位错)以及穿透位错13来部分弛豫应变,在此,至关重要的是,要在模板层16中尽量保持最低的穿透位错13密度和平坦的表面。另外,此时的模板层16的界面17应该在所使用的熔化缓冲层12的温度下热稳定。
在本实施方式中,模板层16可以选自C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
接着,执行步骤S107,提升温度至缓冲层12的熔点温度之上,将缓冲层12熔化并转化为液态,形成如图5所示的结构。
在本实施方式中,将缓冲层12熔化是通过将温度提升到缓冲层12的熔点温度之上而实现,即当生长温度提升到缓冲层12的熔点温度以上之后,缓冲层12即转化成具有低粘滞度的液态(如图5所示)。当然,在实际应用中,缓冲层12的熔化过程并不以此为限,上述熔化过程也可以通过其他方法实现,例如使用外部强激光选择性地熔化缓冲层12但不影响其他层的晶体质量。
在缓冲层12熔化的情况下,缓冲层12之上的模板层16将变成自支撑并且按照其厚度和晶格失配来调整整体晶格,在模板层16中的剩余应力将驱动穿透位错13滑移到样品边缘或者与具有相反伯格斯矢量的穿透位错互相湮灭,从而形成一个弛豫了的,具有低穿透位错密度的模板层16。
接着,执行步骤S109,在高于缓冲层12的玻璃化转变温度的生长温度下,执行第二次模板层生长工艺,在第一次模板层生长工艺中生长的模板层16上继续生长模板层16(在这里,所述第一厚度的模板层和所述第二厚度的模板层的材料相同,故采用了相同的标号),直至模板层16在高于缓冲层12的熔点温度的生长中完全弛豫,形成如图6所示的结构。
在本实施方式中,步骤S109中的生长温度,优选地,将保持在缓冲层12的熔点温度之上的某一温度,以保证缓冲层12与模板层16之间的界面为自由界面或者弱化了的界面,当达到足够厚度之后,模板层16将几乎完全弛豫。如上所述的第一实施方式,本发明创造性地在普通衬底上预先生长熔点温度较低且纳米级别厚度的缓冲层;在所述缓冲层的熔点温度下生长出部分的模板层;接着,提升温度至所述缓冲层的熔点温度之上使其熔化并转化液态,使得所述缓冲层之上的模板层进行热退火,调整晶格常数,应变会最终将穿透位错推到样品边缘或者互相湮灭;最后,在高于所述缓冲层的玻璃化转变温度的生长温度下,继续生长模板层,当达到足够厚度之后,所述模板层将几乎完全弛豫,从而可以在普通衬底上制作出低位错密度并具有不同晶格常数组合的柔性衬底模板。
第二实施方式:
图7为本发明具有晶格失配的晶体模板的制作方法在第二实施方式中的流程示意图。需特别说明的是,由于第二实施方式与第一实施方式在某些工艺步骤中相同或相似,故在所述第二实施方式中,重点介绍与所述第一实施方式不同的部分。
如图7所示,所述制备方法包括如下步骤:
步骤S201,提供具有第一晶格常数的第一晶体层;
步骤S203,在所述第一晶体层上生长缓冲层,所述缓冲层是在其熔点温度之下生长在所述第一晶体层上的;
步骤S205,在所述缓冲层的熔点温度之下,在所述缓冲层上生长第二晶体层;
步骤S207,在所述缓冲层的熔点温度之下,执行第一次模板层生长工艺,在所述第二晶体层上生长模板层,所述模板层具有与所述第一晶体层的所述第一晶格常数不同的第二晶格常数;所述第二晶体层和所述模板层的总厚度要远大于所述缓冲层的厚度;
步骤S209,将所述缓冲层熔化并转化为液态,所述第二晶体层和所述模板层将调整晶格常数;
步骤S211,在高于所述缓冲层的熔点温度的生长温度下,在所述第一次模板层生长工艺中生长的模板层上执行第二次模板层生长工艺,继续生长模板层,直至模板层在生长中完全弛豫。
以下对上述各个步骤进行详细说明。
首先执行步骤S201,提供具有第一晶格常数的第一晶体层20,形成如图8所示的结构。
在本实施方式中,第一晶体层20可以为任意类型的半导体衬底、异质结构材料或由异质结构材料构成的功能器件。第一晶体层20的材料则可以选自C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
接着,执行步骤S203,在第一晶体层20上生长缓冲层22,形成如图9所示的结构。
如图9所示,缓冲层22在第一晶体层20上生长后形成平整的界面21。
在步骤S203中,本发明的发明人创造性地提供了一层薄熔化缓冲层作为转换层。在本实施方式中,缓冲层22是一种低粘滞度的材料,具有相对第一晶体层20以及后续生长的其他膜层更低的熔点温度,即,缓冲层22的熔点温度显著低于第一晶体层20以及后续生长的其他膜层(例如第二晶体层、模板层)中任一层的熔点温度。在执行步骤203的生长时,缓冲层22是在其熔点温度之下生长在第一晶体层20上的。另外,缓冲层22的材料的选择需满足具有相对于第一晶体层20和以及后续生长的其他膜层的晶格失配,首先,所有使用的薄层应该尽可能的平坦,这可以通过诸如以下的一些方法实现:使用界面失配位错阵列、使用表面活性剂、使用低生长温度来压制表面吸附原子的扩散等;其次,应尽量保持最低的穿透位错密度,由于实现低穿透位错密度已为本领域所屈技术人员所熟知的现有技术,例如可以从现有文献中找到位错过滤的相关技术,故不在此赘述。
还有,在本实施方式中,缓冲层22的厚度为纳米量级,相对于第一晶体层20可以是部分或者完全弛豫的。
接着,执行步骤S205,在缓冲层22的熔点温度之下,在缓冲层22上生长第二晶体层24,形成如图10所示的结构。
在本实施方式中,如图10所示,第二晶体层24可以存在相对于缓冲层22的晶格失配,而且可以通过生长失配位错25(在图10中仅示意了其中垂直于纸面方向的失配位错)以及穿透位错23来部分弛豫应变。在此,至关重要的是,要在第二晶体层24中尽量保持最低的穿透位错23密度和平坦的表面。
另外,在本实施方式中,第二晶体层24的材料可以选自C、Si、Ge、Sn、二元及多元半导体、氧化物、无机晶体中的任一种。
接着,执行步骤S207在所述缓冲层的熔点温度之下,执行第一次模板层生长工艺,在所述第二晶体层上生长模板层26,形成如图11所示的结构。
在本实施方式中,模板层26具有与第一晶体层20的第一晶格常数不同的第二晶格常数
需要说明的是,如图11所示,第二晶体层24和模板层26的总厚度要远大于(通常几倍于,或者更多)缓冲层22的厚度(一股而言,模板层26的厚度是要大于第二晶体层24的厚度),以确保在后续缓冲层22的熔化过程中的力学强度。另外,为符合柔性衬底(CompliantSubstrate,CS)的要求[Y.H.Lo,Appl.Phys.Lett.59,2311(1991)],所述第二晶体层的厚度应满足小于相对于所述无限厚模板层的临界厚度或者保证使得在所述第二晶体层和所述模板层界面上产生的位错朝向所述第二晶体层弯曲。
请继续参阅图11,模板层26要具有相对于第二晶体层24的晶格失配但要保持完全应变,而存在的穿透位错穿透模板层终止于模板层的远离第二晶体层24的界面27。
在本实施方式中,模板层26选自C、Si、Ge、Sn、二元半导体及其合金、氧化物、无机晶体中的任一种。
接着,执行步骤S209,提升温度至缓冲层22的熔点温度之上,将缓冲层22熔化并转化为液态,形成如图12所示的结构。
在本实施方式中,将缓冲层22熔化并转化为液态是通过将温度提升到缓冲层22的熔点温度之上而实现,即当生长温度提升到缓冲层22的熔点温度以上之后,缓冲层22即转化成具有低粘滞度的液态(如图12所示)。当然,在实际应用中,缓冲层22的熔化过程并不以此为限,上述熔化过程也可以通过其他方法实现,例如使用外部强激光选择性地熔化缓冲层22但不影响其他层的晶体质量。
在缓冲层22熔化的情况下,缓冲层22之上的第二晶体层24和模板层26将变成自支撑并且按照其厚度和晶格失配来调整整体晶格。
接着,执行步骤S211,在高于缓冲层22的熔点温度的生长温度下,执行第二次模板层生长工艺,在第一次模板层生长工艺中生长的模板层26上继续生长模板层26(在这里,所述第一厚度的模板层和所述第二厚度的模板层的材料相同,故采用了相同的标号),直至模板层26在高于缓冲层22的熔点温度的生长中完全弛豫。
在本实施方式中,步骤S211中的生长温度,优选地,是保持在缓冲层22的熔点温度之上的某一温度,但并不以此为限,在本实施方式中,根据前述的第二晶体层和模板层的厚度要求,又可以根据其中的第二晶体层24的厚薄状况而分为两种情形:第一种情形,第二晶体层24的厚度很薄,小于相对于所述无限厚模板层26的临界厚度,相对应地,模板层26将要相对较厚以满足第二晶体层24和模板层26的总厚度要远大于(通常几倍于,或者更多)缓冲层22的厚度的要求,在模板层26的生长过程中,模板层26中的剩余应力将驱动穿透位错23滑移到样品边缘或者与具有相反伯格斯矢量的穿透位错互相湮灭,在模板层26生长到足够厚度后,实现完全弛豫(形成如图13所示的结构)。第二种情形,第二晶体层24的厚度较厚但仍小于模板层26的厚度,以致在模板层26中的剩余应力使得产生的穿透位错23朝向第二晶体层24弯曲,在模板层26生长到足够厚度后,实现完全弛豫(形成如图14所示的结构)。
如上所述的第二实施方式,本发明创造性地在普通衬底上预先生长熔点温度较低且纳米级别厚度的缓冲层;在所述缓冲层的熔点温度下生长出第二晶体层和部分的模板层;接着,提升温度至所述缓冲层的熔点温度之上使其熔化并转化为液态,使得所述缓冲层之上的所述第二晶体层和所述模板层进行热退火,调整晶格常数,根据所述第二晶体层的厚薄状况,应变会最终将穿透位错推到样品边缘或者互相湮灭、或者使得产生的穿透位错23朝向第二晶体层24弯曲;最后,在高于所述缓冲层的玻璃化转变温度的生长温度下,继续生长模板层,当达到足够厚度之后,所述模板层将几乎完全弛豫,从而可以在普通衬底上制作出具有不同晶格常数材料组合的柔性衬底模板。
下面将详细描述利用本发明提供的晶体模板的制作方法在具体应用中的各个实施例。
实施例1:GaAs衬底上的In0.3Ga0.7As模板。
易知,三元In0.3Ga0.7As模板适于用来设计具有最优化导带失配从而达到高热稳定性的1.55μm InGaAs/InAlAs通信激光器。无应变的体材料In0.3Ga0.7As具有1eV的带隙,因此适合用来构成高效率多结太阳能电池的一结。
根据本发明,使用分子束外延技术(MBE)生长In0.3Ga0.7As的步骤具体如下:
在580℃的生长温度中,在GaAs衬底上生长GaAs缓冲层来平滑表面。
通过界面失配位错(IMF)的方法在500℃至520℃的生长温度中,生长0.5微米(μm)厚AlSb或GaSb。所述IMF方法可以通过在界面形成失配位错阵列来实现有效的应变弛豫并保证很低的穿透位错密度(最佳值位于104em-2量级)和平坦的表面。
使用IMF方法在230℃的生长温度中生长厚度为几纳米(nm)的InSb层。通过反射高能电子衍射(RHEED)观测,我们发现生长10单原子层InSb后RHEED图样已变成条状,说明表面很平坦而且是二维生长模式。
将生长温度升高到280℃,继而仍然使用IMF方法生长一层厚度为3纳米至5纳米的GaAs层。通过RHEED观测,所述GaAs层几乎完全弛豫,并且表面平坦。
在相同的温度(280℃)下,生长6纳米至10纳米的In0.3Ga0.7As模板层,所述In0.3Ga0.7As模板层将相对于下面的GaAs层完全应变。
将生长温度升高到530℃或者更高,熔化下面的InSb层,使得InSb层即转化成具有低粘滞度的液态。需说明的是,所述熔化InSb层的步骤既可以在分子束外延技术(MBE)中也可以在金屈有机化学气相外延技术(MOVPE)中进行。如果在MOVPE中进行,用来生长In0.3Ga0.7As的温度通常情况下就要高于530℃。
在液态InSb之上的柔性GaAs模板之上继续生长In0.3Ga0.7As。在这里,根据GaAs层的厚薄状况,而分为两种情形:第一种情形,在薄GaAs层(大约3nm及以下)的条件下,所述In0.3Ga0.7As层将最终弹性地完全弛豫到其体材料的晶格常数。第二种情形,在厚GaAs层(大于3nm)的条件下,所述In0.3Ga0.7As层将通过在In0.3Ga0.7As/GaAs界面上形成失配位错来塑性地弛豫。由于In0.3Ga0.7As层的厚度大于GaAs层的厚度,生成的穿透位错将向下穿透朝向液态InSb层。在以上两种情况下,弛豫了的In0.3Ga0.7As层几乎不含有结构缺陷。需注意的是,如果使用分子束外延技术(MBE),则需要注意在530℃时由于In原子的解吸附和表面扩散,In0.3Ga0.7As表面会不稳定。为此,在In0.3Ga0.7As层表面沉积一薄层GaAs将有助于保护表面。在InSb层熔化之后将生长温度下降到大约505℃至510℃,继续剩余In0.3Ga0.7As的生长,直至实现完全弛豫。
实施例2:Si衬底上的InP模板
在Si衬底上构建InP模板对于基于Si的光电集成电路具有很大的吸引力。当III-V元素生长在Si上时,为了消除反相畴(anti-phase domain,APD),Si衬底通常会具有沿[1-10]晶体方向上几度的偏角。在Si衬底上可以生长不同的III-V缓冲层,在这里,我们选择的是AlSb,之所以选择AlSb是因为它具有与Si相同的热膨胀系数,从而可以避免在降温过程中形成裂纹。我们发现AlSb也可以以类似IMF的方法在具有偏角的Si衬底上生长。
具体工艺过程包括:
在320℃,在Si衬底上沉积20原子层(ML)的AlSb后,RHEED图样成为准条状,意味着较平坦的表面,所述表面可以通过沉积薄GaSb层或者GaSb/AlSb短周期超晶格来进一步改善,其中的每一个GaSb层应该足够薄(<3nm),因为它们之后将被熔化,最后一层GaSb(<3nm)之前的AlSb层则应该相对较厚(至少数十纳米)。
在此之后,有两种方式来在GaSb层上生长InP模板。第一种方法是,首先使用低温IMF的方法生长一部分弛豫的InP薄层(>10nm),然后在略高于GaSb熔点温度(712℃)的温度下进行热退火,与之前的讨论相同,InP中剩余的应变会最终将穿透位错推到样品边缘或者湮灭。第二种方法是,首先通过IMF的方法在GaSb上生长一部分弛豫的InxGa1-xAs(0.35<x<0.5)薄层,继而沉积相对于所述InxGa1-xAs层完全应变的InP薄层,然后将生长温度提升到略高于712℃后继续生长InP(所述过程可以通过MOVPE来实现),当InP层足够厚之后(取决于InxGa1-xAs层的厚度),开始弛豫,此时生成的穿透位错将向下穿向InxGa1-xAs层。
实施例3:(111)Si衬底上的GaN和AlN模板
在本实施例3中,首先在(111)Si衬底上通过IMF的方法生长一个AlSb缓冲层,涉及的生长温度和Sb/Al流量需要进行优化以尽量使表面平坦。
然后,在AlSb缓冲层上生长薄的仅有几个纳米厚度的GaSb层。
接着,在低于GaSb熔点温度的某一最优化温度下生长GaN层或者AlN晶种层。所述GaN层或者AlN晶种层的厚度应该在纳米量级。
最后,将生长温度升高到GaSb的熔点温度之上,继续生长GaN或者AlN直到达到需要的厚度,实现完全弛豫。
综述所述,本发明提供的具有晶格失配的晶体模板及其制作方法,是在异质外延生长中通过使用低粘滞度材料的薄熔化缓冲层来在普通衬底上制作出低位错密度并具有任意晶格常数材料组合的柔性衬底模板,相比于现有技术,具有制作简单、在同一衬底上实现多种晶格常数材料组合且位错密度低、晶体质量高等优点。
上述实施例仅列示性说明本发明的原理及功效,而非用于限制本发明。任何熟悉此项技术的人员均可在不违背本发明的精神及范围下,对上述实施例进行修改。因此,本发明的权利保护范围,应如权利要求书所列。