CN117650174A - 一种Si基GaN HEMT外延层及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种Si基GaN HEMT外延层及其制备方法，其中Si基GaN HEMT外延层包括依次外延生长的Si衬底、外延缓冲层以及GaN沟道层，外延缓冲层至少包括成核层；成核层包括多个BN子层和多个BON子层，BN子层和BON子层交替生长。本发明通过BN子层和BON子层交替生长来制作成核层，能够很好的解决Si与GaN晶体的失配问题；其次，BN具有较高的迁移率，能够有效保证生长的BN薄膜完全合并，避免影响后续外延层晶体的生长质量，从而能够有效保证后续外延层晶体质量，使HEMT器件能够稳定应用在高耐压需求的产品上。
Description
技术领域
本发明涉及HEMT器件技术领域，特别涉及一种Si基GaN HEMT外延层及其制备方法。
背景技术
作为第三代半导体材料，GaN基材料具有禁带宽度大、电子饱和漂移速度大、化学稳定好、抗辐射耐高温、易形成异质结等优势，成为制造高温、高频、大功率、抗辐射高电子迁移率晶体管（High electron mobility tranSistor,简称HEMT）结构的首选材料。GaN基异质结构具有很高的载流子浓度和电子迁移率，其导通电阻小，并且禁带宽度的优势使得其能够承受很高的工作电压。因此，GaN基HEMT适用于高温高频大功率器件、低损耗率开关器件等应用领域。
对GaN基HEMT功率器件而言，外延衬底主要包括SiC衬底、蓝宝石衬底、Si衬底。其中SiC衬底热导率高、与GaN具备良好的晶格匹配，由其外延得到的GaN薄膜晶体质量最好，然而SiC衬底的成本过高，严重限制了GaN器件的产业化；蓝宝石衬底价格比较适中，但是其晶圆尺寸小、硬度太高、热导率低，不利于后续加工与应用；而Si衬底具有热导率高、晶圆尺寸大、成本最低、且与Si工艺线兼容等优点，具备大规模生长GaN基HEMT功率器件的能力；然而，Si与GaN晶体之间存在较大的晶格失配和热膨胀系数失配，由失配产生的位错与应力会严重影响薄膜的晶体质量，并恶化器件的性能和可靠性。
现有技术当中，通常会在Si衬底与GaN沟通层之间设置AlN成核层，以改善Si与GaN晶体存在的失配问题，然而AlN成核层一般由低温AlN和高温AlN组成，但在Si衬底上生长AlN时，由于Al原子的迁移率较低，导致生长的AlN薄膜无法完全合并，导致AlN薄膜表面易形成pits，影响后续外延层晶体质量。所以目前方法制备的HEMT器件，大多应用于低耐压产品，难以稳定应用在高耐压需求的产品上。
发明内容
基于此，本发明的目的是提供一种Si基GaN HEMT外延层及其制备方法，旨在解决背景技术当中的至少一个技术问题。
根据本发明实施例当中的一种Si基GaN HEMT外延层，包括依次外延生长的Si衬底、外延缓冲层以及GaN沟道层，所述外延缓冲层至少包括成核层；
其中，所述成核层包括多个BN子层和多个BON子层，所述BN子层和所述BON子层交替生长。
优选地，所述外延缓冲层还包括生长在所述成核层和所述GaN沟道层之间的复合缓冲层；
其中，所述复合缓冲层包括AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层当中的一种或者多种复合而成。
优选地，所述复合缓冲层包括自所述成核层向所述GaN沟道层依次生长的AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层。
优选地，所述BN子层和所述BON子层交替生长的周期为5~10。
优选地，所述BN子层的厚度为1nm~3nm，所述BON子层的厚度为1nm~3nm。
优选地，所述Si基GaN HEMT外延层还包括依次生长在所述GaN沟道层之上的AlN插入层、AlGaN势垒层及GaN盖帽层。
根据本发明实施例当中的一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，用于制备上述的Si基GaN HEMT外延层，所述制备方法包括：
提供一外延生长用的Si衬底；
在所述Si衬底上外延生长外延缓冲层，且在外延生长所述外延缓冲层时，至少依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在所述外延缓冲层之上外延生长GaN沟道层。
优选地，在所述Si衬底上外延生长外延缓冲层的步骤包括：
在所述Si衬底上依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在所述成核层上依次生长AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层。
优选地，所述依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层的步骤包括：
先通入B2H6和NH3以生长BN子层，然后保持B2H6和NH3的通入并再通入O2以生长BON子层，依次交替循环；
其中，所述BN子层与所述BON子层的生长温度为950℃~1150℃、生长压力为50mbar~200mbar，所述BON子层生长时O2流量为10sccm~50sccm。
根据本发明实施例当中的一种HEMT芯片，包括外延层以及设置在所述外延层上的电极，所述外延层为上述的Si基GaN HEMT外延层。
与现有技术相比：通过BN子层和BON子层交替生长来制作成核层，由于BN属于III族氮化物材料体系，属于具有六方晶体结构对称性的二维材料，它与GaN晶体具有良好的兼容性，同样能够很好的解决Si与GaN晶体的失配问题；其次，BN作为二维材料，具有较高的迁移率，能够有效保证生长的BN薄膜完全合并，避免影响后续外延层晶体的生长质量。另外，通过在BN表面引入了B-O-N键， B-O-N键中的N-O 键可以为后续外延生长提供足够的成核位点，能够进一步降低失配问题，有效释放Si衬底与GaN沟通层之间应力；最后，通过采用交替生长的方式，能够有效保证BN二维晶体的成核厚度，而BN二维晶体的成核厚度适当增加时，BN对Si衬底晶格势场的屏蔽作用增强，导致因失配而产生的应力不断弛豫，逐渐接近于无应力状态。从而能够有效保证后续外延层晶体质量，使HEMT器件能够稳定应用在高耐压需求的产品上。
附图说明
图1为本发明一实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的截面结构示意图；
图2为本发明一实施例当中提供的成核层生长时的气体通入曲线图；
图3为本发明实施例提供的对比例1制备的AlN表面粗糙度示意图；
图4为本发明实施例13制备的AlN表面粗糙度示意图。
如下具体实施方式将结合上述附图进一步说明本发明。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下面将参照相关附图对本发明进行更全面的描述。附图中给出了本发明的若干实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。相反地，提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容更加透彻全面。
需要说明的是，当元件被称为“固设于”另一个元件，它可以直接在另一个元件上或者也可以存在居中的元件。当一个元件被认为是“连接”另一个元件，它可以是直接连接到另一个元件或者可能同时存在居中元件。本文所使用的术语“垂直的”、“水平的”、“左”、“右”以及类似的表述只是为了说明的目的。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“及／或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
由于Si衬底具有热导率高、晶圆尺寸大、成本最低、且与Si工艺线兼容等优点，目前主要采用Si衬底来大规模生长GaN基HEMT功率器件，然而Si与GaN晶体之间存在较大的晶格失配和热膨胀系数失配，由失配产生的位错与应力会严重影响薄膜的晶体质量，并恶化器件的性能和可靠性。现有通常会在Si衬底与GaN沟通层之间设置AlN成核层，以改善Si与GaN晶体存在的失配问题，然而AlN成核层一般由低温AlN和高温AlN组成，但在Si衬底上生长AlN时，由于Al原子的迁移率较低，导致生长的AlN薄膜无法完全合并，导致AlN薄膜表面易形成pits，影响后续外延层晶体质量。所以目前方法制备的HEMT器件，大多应用于低耐压产品，难以稳定应用在高耐压需求的产品上。
为此本发明实施例为了解决上述问题提出了一种Si基GaN HEMT外延层及其制备方法，主要通过提成一种由BN子层和BON子层交替生长得到的全新的成核层来解决，并且针对该全新的成核层适配对应的缓冲层，从而达到最佳的失配改善效果。具体地:
如图1所示，本发明一实施例提供一种Si基GaN HEMT外延层，包括依次外延生长的Si衬底10、外延缓冲层20、GaN沟道层30、AlN插入层40、AlGaN势垒层50及GaN盖帽层60，外延缓冲层20包括依次外延生长在Si衬底10上的成核层21、AlN缓冲层22、AlGaN缓冲层23和GaN高阻缓冲层24，AlN缓冲层22、AlGaN缓冲层23和GaN高阻缓冲层24构成复合缓冲层，其中，成核层21包括多个BN子层和多个BON子层，BN子层和BON子层交替生长。
也即在本实施例当中，通过在Si衬底10与GaN沟道层30之间依次外延生长成核层21、AlN缓冲层22、AlGaN缓冲层23和GaN高阻缓冲层24，并且成核层21为BN子层和BON子层交替生长结构，由于BN属于III族氮化物材料体系，属于具有六方晶体结构对称性的二维材料，它与GaN 外延晶体具有良好的兼容性，同样能够很好的解决Si与GaN晶体的失配问题；其次，BN作为二维材料，具有较高的迁移率，能够有效保证生长的BN薄膜完全合并，避免影响后续外延层晶体的生长质量，此外还能够降低后续Al原子在其表面的扩散势垒，从而加速了AlN成核岛的横向生长，使得 AlN成核岛变大；另外，BN表面引入了B-O-N键， B-O-N键中的N-O 键可以为后续AlN 外延生长提供足够的成核位点，降低Si衬底10与AlN薄膜之间的应力；最后，当BN二维晶体成核层厚度适当增加时，BN对Si衬底10晶格势场的屏蔽作用增强，使得AlN薄膜中的失配应力不断弛豫，逐渐接近于无应力状态，同时，BN材料具有良好的高温稳定性及突出的机械柔韧性，适合作为二维晶体成核层用于AlN或GaN材料外延生长。
在其他实施例当中，复合缓冲层还可以包括AlN缓冲层22、AlGaN缓冲层23和GaN高阻缓冲层24当中的一种或者多种复合而成。例如在一些可选实施例当中，由自成核层21向GaN沟道层30依次生长的AlGaN缓冲层23和GaN高阻缓冲层24来作为复合缓冲层。Si衬底10具体为p型晶向Si衬底，即通过掺杂来形成p型Si来阻断界面处漏电通道，降低背景载流子的扩散。需要说明的是，AlN缓冲层的表面愈合是防止Si衬底与Ga发生“回熔刻蚀”问题的关键，常规方案中直接生长在Si衬底上的AlN缓冲层表面难以愈合，存在“回熔刻蚀”问题，而在本发明实施例将AlN缓冲层生长在成核层21上，使得AlN缓冲层的表面愈合程度比较好，表面平整。AlGaN缓冲层23一方面能够降低AlN与GaN之间的晶格失配，另外一方面由于AlGaN晶格常数比AlN大，AlGaN缓冲层生长在AlN上主要是为了引入压应力，抵消降温过程中的张应力，从而得到无裂纹的GaN薄膜。
在本发明一些较佳实施例当中，BN子层和BON子层交替生长的周期为5~10，例如周期可以为7、8或者9；BN子层的厚度为1nm~3nm，BON子层的厚度为1nm~3nm，在一些实施例当中，BN子层和BON子层的厚度保持相等，具体厚度可以为1.2 nm、1.6 nm、2nm或者2.2nm。或者在另一些可选实施例当中，BN子层和BON子层的厚度也可以不保持相等，例如优选地BN子层的厚度在于BON子层的厚度，具体例如BN子层的厚度为1.5nm、1.8nm 、2nm 或者2.3nm，而BON子层的厚度例如为1 nm 、1.1 nm 、1.5nm或者1.3nm等等。
此外，在一些可选实施例当中，AlN缓冲层22的厚度为150 nm ~300 nm，例如可以为200 nm或260 nm，AlGaN缓冲层23的厚度可以为2.0微米~4.0 微米，例如可以为2.5微米或3.5微米，并且AlGaN缓冲层23的Al组分范围为0.1~0.8，例如可以为0.5或者0.6，GaN高阻缓冲层24具体为C掺杂的GaN高阻缓冲层，GaN高阻缓冲层24的厚度为1.0微米~2.0微米，例如可以为1.2微米或者1.5微米，GaN高阻缓冲层24的C掺杂浓度为1019cm-3~1020cm-3之间，GaN沟道层30的厚度为300 nm ~500 nm，例如可以为200 nm或者400 nm，AlN插入层40的厚度为0.8 nm -1.5 nm，例如可以为1 nm或者1.2 nm，AlGaN势垒层50的厚度为20 nm ~25 nm，例如可以为22 nm或者23 nm，并且其Al组分百分比为0.20~0.25之间，例如可以为0.22或者0.23，GaN盖帽层60的厚度为3 nm ~5 nm，例如可以为4 nm或者4.5 nm。需要说明的是，在Si衬底上直接生长AlN时，由于Al原子黏附系数较大，导致Al原子在Si衬底上的迁移率很低，生长的AlN薄膜无法完全合并，当后续进一步生长AlGaN缓冲层时，Ga原子会沿着未完全合并的AlN晶核间隙扩散到Si衬底，与Si发生“回熔刻蚀”现象，导致晶体质量下降；而本发明实施例的成核层中的BN作为二维材料，其具有较高的迁移率，降低了Al原子在其表面的扩散势垒，从而加速了AlN成核岛的横向生长，促进了AlN层的合并，所以不存在传统的Al原子迁移率低的问题。
为了制备上述Si基GaN HEMT外延层，本发明实施例另一方面还提出一种Si基GaNHEMT外延层的制备方法，所述制备方法具体包括：
提供一外延生长用的Si衬底；
在Si衬底上外延生长外延缓冲层，且在外延生长外延缓冲层时，至少依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在外延缓冲层之上依次外延生长GaN沟道层、AlN插入层、AlGaN势垒层及GaN盖帽层，得到Si基GaN HEMT外延层。
具体地，在所述Si衬底上外延生长外延缓冲层的步骤具体包括：
在Si衬底上依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在成核层上依次生长AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层。
其中，所述依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层的步骤具体包括：
先通入B2H6和NH3以生长BN子层，然后保持B2H6和NH3的通入并再通入O2以生长BON子层，依次交替循环；
其中， BN子层与BON子层的生长温度为950℃~1150℃、生长压力为50mbar~200mbar，优选地，BN子层与BON子层的生长温度和生长压力保持相等，例如都可以在1000℃、1030℃、1050℃、1080℃或1100℃的温度环境下生长，又例如可以在80 mbar、100 mbar、120 mbar或者180 mbar的压力环境下生长等等。BON子层生长时O2流量为10sccm~50sccm，例如可以为15 sccm、20 sccm、25sccm、30sccm、35sccm或者40sccm，B2H6的通入流量为200sccm ~500sccm，例如可以为300 sccm或者400 sccm，NH3流量为1000 sccm ~3000sccm，例如可以为2000 sccm或者2500 sccm。成核层生长时的气体通入曲线如图2所示。
此外，在一些可选实施例当中，AlN缓冲层的生长温度为1000℃-1200℃、生长压力为40 mbar ~100 mbar，例如可以在1100℃、50 mbar的环境下生长、或者可以在1150℃、80mbar的环境下生长。AlGaN缓冲层的生长温度为1000℃-1200℃、生长压力为30 mbar ~100mbar，例如可以在1100℃、50 mbar的环境下生长、或者可以在1150℃、80 mbar的环境下生长。GaN高阻缓冲层的生长温度为950℃~1050℃、生长压力为50 mbar ~100mbar，例如可以在1000℃、60 mbar的环境下生长、或者可以在1030℃、75mbar的环境下生长。GaN沟道层的生长温度在1000℃-1100℃，生长压力在100mbar~300 mbar之间，例如可以为1050℃、120mbar的环境下生长、或者可以在1060℃、250mbar的环境下生长。AlN插入层的生长温度在1050℃-1150℃、生长压力在30mbar~100 mbar之间，例如可以为1070℃、80 mbar的环境下生长、或者可以在1100℃、60mbar的环境下生长。AlGaN势垒层的生长温度在1050℃-1150℃、生长压力在30mbar~100 mbar之间，例如可以为1070℃、60 mbar的环境下生长、或者可以在1100℃、90mbar的环境下生长。GaN盖帽层的生长温度在1050℃-1150℃，压力在30mbar~100 mbar之间，例如可以为1070℃、40 mbar的环境下生长、或者可以在1100℃、70mbar的环境下生长。
本发明实施例另一方面还提出一种HEMT芯片，包括外延层以及设置在所述外延层上的电极，所述外延层为上述的Si基GaN HEMT外延层，该Si基GaN HEMT外延层可以采用上述的制备方法制备得到。
以下将结合具体实施例来详细说明书本发明。
实施例1
本发明实施例1提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，具体包括以下步骤：
1）提供外延生长用的p型晶向Si衬底。
2） 将衬底置于MOCVD系统中，腔体温度升至1000℃~1200℃之间，在H2气氛下高温处理5 min ~10 min，除去Si衬底表面的氧化物，腔体压力在50mbar~200 mbar之间。
3） Si衬底在高温处理后，先生长成核层，成核层交替的周期数为5，具体生长过程如下：
首先，通入B2H6和NH3生长BN子层，B2H6流量为400sccm，NH3流量为2000sccm，BN子层的生长厚度为1nm，生长温度为750℃，生长压力为100mbar；
其次，保持 B2H6和NH3的流量保持不变，同时通入O2，生长BON层，O2流量为10sccm，BON子层厚度为1nm，生长温度为750℃，生长压力为100mbar；如此依次交替生长BN子层和BON子层，交替周期数为5。
4）成核层生长结束后，将温度调节至1100℃，生长厚度为200nm的AlN缓冲层，生长压力为50mbar。
5）AlN缓冲层生长结束后，生长AlGaN缓冲层，厚度为3微米，生长温度为1100℃，压力为50mbar，Al组分范围为0.5。
6）AlGaN缓冲层生长结束后，生长C掺杂的GaN高阻缓冲层，GaN高阻缓冲层厚度为1.5微米，生长温度为1000℃，生长压力为80mbar，C掺杂浓度为1019cm-3；
7） C掺杂的GaN高阻缓冲层生长结束后，生长GaN沟道层，厚度为400 nm之间，生长温度为1050℃，压力为200 mbar；
8）GaN沟道层生长结束后，生长AlN插入层，厚度为1 nm，生长温度为1100℃，压力为80 mbar；
9）AlN插入层生长结束后，生长AlGaN势垒层，厚度为25 nm，生长温度为1100℃，压力为80 mbar，Al组分为0.25；
10）AlGaN势垒层生长结束，后生长GaN盖帽层，厚度为5 nm，生长温度为1100℃，压力为80 mbar；
11）外延结构生长结束后，将反应腔温度降低，在氮气气氛中降至室温外延生长结束。
实施例2
本发明实施例2提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例1当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的生长温度为850℃，其他参数保持不变。
实施例3
本发明实施例3提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例1当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的生长温度为950℃，其他参数保持不变。
实施例4
本发明实施例4提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例1当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的生长温度为1050℃，其他参数保持不变。
实施例5
本发明实施例5提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例1当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的生长温度为1150℃，其他参数保持不变。
实施例6
本发明实施例6提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例4当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层的厚度为2nm，其他参数保持不变。
实施例7
本发明实施例7提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例6当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层的厚度为3nm，其他参数保持不变。
实施例8
本发明实施例8提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例6当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中： BON子层的厚度为2nm，其他参数保持不变。
实施例9
本发明实施例9提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例8当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中： BON子层的厚度为3nm，其他参数保持不变。
实施例10
本发明实施例10提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例6当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中： BON子层生长时O2的通入流量为20sccm，其他参数保持不变。
实施例11
本发明实施例11提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例6当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中： BON子层生长时O2的通入流量为30sccm，其他参数保持不变。
实施例12
本发明实施例12提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例6当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中： BON子层生长时O2的通入流量为40sccm，其他参数保持不变。
实施例13
本发明实施例13提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例11当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的交替周期数为8。
实施例14
本发明实施例14提供一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，本实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法与实施例13当中的Si基GaN HEMT外延层的制备方法的不同之处在于：
成核层的具体生长过程当中：BN子层和BON子层的交替周期数为10。
以下表1为上述实施例1-14的具体参数表。
表1：
对比例1
本发明实施例提供对比例1，该对比例1将低温AlN+高温AlN作为Si基GaN HEMT的成核层，即对比例1的Si基GaN HEMT的成核层由低温AlN层和高温AlN层组成，其生长参数如下表2所示。
表2：
为了有效验证本发明实施例当中的Si基GaN HEMT外延层的性能，分别选取上述实施例1-14以及对比例1制备得到的Si基GaN HEMT外延层进行如下表3中的相关性能测试，测试结果如下表3所示：
表3：
总体来说，结合附图3-附图4，实验表明，本发明实施例当中的Si基GaN HEMT外延层相比于传统Si基GaN HEMT外延层，具有更小的AlN表面粗糙度、 更优的GaN晶体质量、更小的螺型位错密度、以及能够承受更大的击穿电压。
具体地，结合实施例1-实施例5的测试数据可知，将BN子层和BON子层的生长温度从750℃逐步提升至1050℃，能够有效降低AlN表面粗糙度、 提高GaN晶体生长质量、降低螺型位错密度、提升抗击穿电压的能力，但将生长温度从1050℃进一步提升至1150℃，其AlN表面粗糙度、GaN晶体生长质量、螺型位错密度以及抗击穿电压的能力均会略有降低，也即随着生长温度的提升，HEMT性能先增加后降低。但生长温度低于950℃时， AlN表面粗糙度依然优于对比例1，其他性能要比对比例1略差。
结合实施例4、实施例6-实施例7的测试数据可知，随着BN子层生长厚度的提升，具体是从1nm增厚至2nm、再从2nm增厚至3nm的过程当中，AlN表面粗糙度、GaN晶体生长质量、螺型位错密度以及抗击穿电压的能力先增加后降低，但都优于对比例1。同时，结合实施例6、8-9的测试数据可知，随着BON子层生长厚度的提升，AlN表面粗糙度、GaN晶体生长质量、螺型位错密度以及抗击穿电压的能力均会略有降低。
结合实施例10-实施例12的测试数据可知，将BON子层生长时O2通入流量从20sccm提升至30sccm、再从30sccm提升至40sccm的过程当中，AlN表面粗糙度、 GaN晶体生长质量、螺型位错密度、抗击穿电压的能力先增加后降低，但都优于对比例1。
结合实施例13-实施例14的测试数据可知，将BN子层和BON子层的生长周期由5提升至8、再从8提升至10的过程当中，AlN表面粗糙度、 GaN晶体生长质量、螺型位错密度、抗击穿电压的能力先增加后降低，但都优于对比例1。其中，实施例13对应参数下制备的Si基GaN HEMT的整体性能达到最佳。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。
Claims (10)
1.一种Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，包括依次外延生长的Si衬底、外延缓冲层以及GaN沟道层，所述外延缓冲层至少包括成核层；
其中，所述成核层包括多个BN子层和多个BON子层，所述BN子层和所述BON子层交替生长。
2.根据权利要求1所述的Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，所述外延缓冲层还包括生长在所述成核层和所述GaN沟道层之间的复合缓冲层；
其中，所述复合缓冲层包括AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层当中的一种或者多种复合而成。
3.根据权利要求2所述的Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，所述复合缓冲层包括自所述成核层向所述GaN沟道层依次生长的AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层。
4.根据权利要求1所述的Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，所述BN子层和所述BON子层交替生长的周期为5~10。
5.根据权利要求1或4所述的Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，所述BN子层的厚度为1nm~3nm，所述BON子层的厚度为1nm~3nm。
6.根据权利要求1所述的Si基GaN HEMT外延层，其特征在于，所述Si基GaN HEMT外延层还包括依次生长在所述GaN沟道层之上的AlN插入层、AlGaN势垒层及GaN盖帽层。
7.一种Si基GaN HEMT外延层的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1-6任一项所述的Si基GaN HEMT外延层，所述制备方法包括：
提供一外延生长用的Si衬底；
在所述Si衬底上外延生长外延缓冲层，且在外延生长所述外延缓冲层时，至少依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在所述外延缓冲层之上外延生长GaN沟道层。
8.根据权利要求7所述的Si基GaN HEMT外延层的制备方法，其特征在于，在所述Si衬底上外延生长外延缓冲层的步骤包括：
在所述Si衬底上依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层；
在所述成核层上依次生长AlN缓冲层、AlGaN缓冲层和GaN高阻缓冲层。
9.根据权利要求7所述的Si基GaN HEMT外延层的制备方法，其特征在于，所述依次交替生长BN子层与BON子层，以生长成核层的步骤包括：
先通入B2H6和NH3以生长BN子层，然后保持B2H6和NH3的通入并再通入O2以生长BON子层，依次交替循环；
其中，所述BN子层与所述BON子层的生长温度为950℃~1150℃、生长压力为50mbar~200mbar，所述BON子层生长时O2流量为10sccm~50sccm。
10.一种HEMT芯片，包括外延层以及设置在所述外延层上的电极，其特征在于，所述外延层为权利要求1-6任一项所述的Si基GaN HEMT外延层。
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| US20140327012A1 (en) * | 2011-04-14 | 2014-11-06 | Thales | Hemt transistors consisting of (iii-b)-n wide bandgap semiconductors comprising boron |
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| CN117133638A (zh) * | 2022-05-18 | 2023-11-28 | 中国科学院半导体研究所 | 六方氮化硼上生长氮化铝薄膜及其制备方法和应用 |
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2024
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