DE112014004343B4 - Verfahren und Vorrichtung zum Ausbilden von Galliumnitridschichten mit Bauelementqualität auf Siliziumsubstraten - Google Patents

Verfahren und Vorrichtung zum Ausbilden von Galliumnitridschichten mit Bauelementqualität auf Siliziumsubstraten Download PDF

Info

Publication number
DE112014004343B4
DE112014004343B4 DE112014004343.5T DE112014004343T DE112014004343B4 DE 112014004343 B4 DE112014004343 B4 DE 112014004343B4 DE 112014004343 T DE112014004343 T DE 112014004343T DE 112014004343 B4 DE112014004343 B4 DE 112014004343B4
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
layer
ald
substrate
gan
deposition
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE112014004343.5T
Other languages
English (en)
Other versions
DE112014004343T5 (de
Inventor
Ganesh Sundaram
Andrew M. Hawryluk
Daniel Stearns
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Veeco Instruments Inc
Original Assignee
Ultratech Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ultratech Inc filed Critical Ultratech Inc
Publication of DE112014004343T5 publication Critical patent/DE112014004343T5/de
Application granted granted Critical
Publication of DE112014004343B4 publication Critical patent/DE112014004343B4/de
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02494—Structure
    • H01L21/02496—Layer structure
    • H01L21/0251—Graded layers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/301—AIII BV compounds, where A is Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C23C16/303—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/44—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating
    • C23C16/455—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating characterised by the method used for introducing gases into reaction chamber or for modifying gas flows in reaction chamber
    • C23C16/45523—Pulsed gas flow or change of composition over time
    • C23C16/45525—Atomic layer deposition [ALD]
    • C23C16/45527—Atomic layer deposition [ALD] characterized by the ALD cycle, e.g. different flows or temperatures during half-reactions, unusual pulsing sequence, use of precursor mixtures or auxiliary reactants or activations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/44—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating
    • C23C16/455—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating characterised by the method used for introducing gases into reaction chamber or for modifying gas flows in reaction chamber
    • C23C16/45523—Pulsed gas flow or change of composition over time
    • C23C16/45525—Atomic layer deposition [ALD]
    • C23C16/45527—Atomic layer deposition [ALD] characterized by the ALD cycle, e.g. different flows or temperatures during half-reactions, unusual pulsing sequence, use of precursor mixtures or auxiliary reactants or activations
    • C23C16/45536—Use of plasma, radiation or electromagnetic fields
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/44—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating
    • C23C16/46—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating characterised by the method used for heating the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/56—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/183—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being provided with a buffer layer, e.g. a lattice matching layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/06—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02381—Silicon, silicon germanium, germanium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02433—Crystal orientation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02455—Group 13/15 materials
    • H01L21/02458—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02664—Aftertreatments
    • H01L21/02694—Controlling the interface between substrate and epitaxial layer, e.g. by ion implantation followed by annealing
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic System or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/324—Thermal treatment for modifying the properties of semiconductor bodies, e.g. annealing, sintering
    • H01L21/3245—Thermal treatment for modifying the properties of semiconductor bodies, e.g. annealing, sintering of AIIIBV compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching, or capacitors or resistors with at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof  ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
    • H01L29/20—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only AIIIBV compounds
    • H01L29/2003—Nitride compounds

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Chemical Vapour Deposition (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Recrystallisation Techniques (AREA)

Abstract

Ein Verfahren zum Ausbilden einer GaN-Bauelementschicht auf einer Siliziumsubstrat-Beschichtungsoberfläche, das aufweist:Abstützen des Silizium- (Si) Substrats (630) innerhalb einer Atomschichtabscheidungs- (ALD) Kammer (210);Aufbringen einer Aluminiumnitrid- (A1N) Keimbildungsschicht (620) auf die Siliziumsubstrat-Beschichtungsoberfläche unter Verwendung eines ersten ALD-Verfahrens;Aufbringen einer Übergangsschicht (615) über der AlN-Keimbildungsschicht (620) unter Verwendung eines zweiten ALD-Verfahrens;Aufbringen einer GaN-Bauelementschicht (610) über der Übergangsschicht (615) unter Verwendung eines dritten ALD-Verfahrens;wobei die Substrattemperatur für jeweils das erste, das zweite und das dritte ALD-Verfahren zwischen 80 und 400 °C liegt; unddas Erhitzen jedes Abschnitts von jeweils der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) auf eine Ausheilungstemperatur oberhalb 900 °C für weniger als 20 ms.

Description

  • Hintergrund der Erfindung
  • Gebiet der Erfindung
  • Die beispielhafte, erläuternde Technologie hierin bezieht sich auf Systeme und Verfahren zum Züchten von Galliumnitrid- (GaN) Dünnfilmschichten mit Bauelementqualität auf einem Siliziumsubstrat.
  • Die Technologie hierin hat Anwendungen auf den Gebieten von Halbleiter-Leistungsbauelementen wie z. B. Schaltern; Gleichrichtern und anderen Leistungsbauelementen sowie elektrooptischen Bauelementen wie z. B. Lasern und Leuchtdioden (LEDs), ob als eigenständiges Bauelement hergestellt oder in ein integriertes Halbleiterschaltungsbauelement eingebaut.
  • Der Stand der Technik
  • Die herkömmliche Halbleiterleistungselektronik wird durch Silizium- (Si) Bauelemente dominiert, teilweise da die Siliziumbauelementherstellung eine sehr reife und kostengünstige Technologie mit umfangreich verfügbaren Entwurfs- und Herstellungsressourcen ist. Herkömmliche Halbleiterbauelemente weisen eine im Wesentlichen einkristalline Siliziumsubstratschicht und eine Siliziumbauelementschicht oder Siliziumbauelementschichten auf, die auf dem Substrat unter Verwendung von Hochtemperatur-Epitaxieabscheidungsprozessen wie z. B. chemischer oder Gasabscheidung ausgebildet werden. Eine wichtige Anforderung der Bauelementschicht oder Bauelementschichten, die in elektronischen und elektrooptischen Bauelementen verwendet werden, besteht darin, dass die Bauelementschicht auch als im Wesentlichen einkristalline Schicht ausgebildet wird, um die gewünschten elektrischen und optischen Eigenschaften zu erreichen. Obwohl einige polykristalline Bauelementschichten verwendbar sind, sind im Wesentlichen einkristalline Bauelementschichten für eine verbesserte Leistung erwünscht.
  • Mehrere Faktoren beeinflussen weitgehend die Kristallstruktur der Bauelementschicht. Der erste besteht darin, wie die Kristallgitterstruktur oder der Kristallgitterabstand der Substratschicht mit der Kristallgitterstruktur oder dem Kristallgitterabstand der Bauelementschicht vergleichbar ist. Der zweite besteht darin, wie der Wärmeausdehnungskoeffizient (CTE) der Substratschicht mit dem CTE der Bauelementschicht vergleichbar ist. Der dritte ist die Abscheidungs- oder Reaktionstemperatur des Abscheidungsprozesses, der zum Abscheiden der Bauelementschicht auf der Substratschicht verwendet wird.
  • Kristallgitterfehlanpassung
  • Wenn die Kristallgitterstruktur oder der Kristallgitterabstand weitgehend fehlangepasst ist, z. B. zwischen unterschiedlichen Materialien, versucht der Kristallgitterabstand der Bauelementschicht sich an den Gitterabstand des Substrats nahe der Grenzfläche anzupassen, und diese Wirkung desorganisiert im Allgemeinen die Bildung des natürlichen Gitterabstandes der Bauelementschicht bis zu dem Punkt, wo die ausgebildete Bauelementschicht im Wesentlichen amorph oder polykristallin ist oder dass Versetzungen im Bauelementschicht-Kristallgitter das Einkristallwachstum stören, was eine fehlerhafte Einkristallstruktur oder eine polykristalline Struktur verursacht. In der Praxis führen Defekte in der Einkristallstruktur potentiell zum Brechen in der Bauelementschicht, insbesondere wenn die Bauelementschicht durch einen schnellen thermischen Zyklus beansprucht wird. Die herkömmliche Lösung für dieses Problem bestand darin, Siliziumbauelemente auf Siliziumsubstraten zu züchten, was das Einkristallwachstum fördert und die potentielle Kristallgitterstörung an der Grenzfläche vermeidet. Bei Siliziumbauelementen ist es jedoch misslungen, die gewünschten elektrischen Eigenschaften in vielen Anwendungen bereitzustellen, insbesondere in Leistungsbauelementen, wie z. B. Leistungsschaltern und Gleichrichtern, und ferner in optischen Bauelementen, die von Materialien mit höherer Bandlücke profitieren, wie z. B. Galliumnitrid (GaN).
  • Insbesondere hat Silizium signifikante Begrenzungen in Leistungsanwendungen insbesondere in Bezug auf die übermäßige Joule-Erwärmung, die beim Betrieb Leistung verbraucht und weitgehend der Grund ist, warum elektronische Systeme eine Kühlung erfordern, die weitere Leistung beim Betrieb verbraucht. Dies ist insbesondere in batteriebetriebenen Systemen problematisch, in denen die batteriebetriebene Betriebszeit signifikant verkürzt wird durch Joule-Erwärmung und die Systemkühlung, die verwendet wird, um die Joule-Erwärmung zu mildern. Eine andere Begrenzung eines Bauelements auf Siliziumbasis in Leistungsbauelementen ist seine relativ niedrige Sperrspannung, die die Verwendung von vielen Siliziumbauelementen auf Niederspannungsanwendungen (z. B. < 200 Volt) begrenzt. Eine weitere Begrenzung eines Bauelements auf Siliziumbasis ist seine relativ niedrige Bandbreite, die die Schaltgeschwindigkeit in Bauelementen mit hoher Geschwindigkeit, wie z. B. Schaltnetzteilen von Gleichstrom-Gleichstrom-Wandlern, begrenzt und seine optischen Eigenschaften für die Verwendung in Emittern mit sichtbarer Wellenlänge begrenzt.
  • Trotz dieser Begrenzungen werden elektronische Halbleiterbauelemente auf Siliziumbasis unzählig in Leistungssteuerungs- und Leistungsverteilungssystemen der meisten Computer, Kraftfahrzeuge, Kommunikationen, Verbraucherelektronik, Robotik, Motorantriebe, elektrischen Leistungsübertragungs- und elektrischen Leistungserzeugungssysteme verwendet. Obwohl dies weitgehend an der Tatsache liegt, dass Halbleiterleistungssysteme auf Siliziumbasis leicht verfügbar und kostengünstig sind, besteht auf dem Fachgebiet ein Bedarf, effizientere und schnellere Schaltleistungsbauelemente mit höherer Leistung zu entwickeln, die in vielen Fällen die praktischen Begrenzungen von herkömmlichen Siliziumleistungsbauelementen übersteigen.
  • Bauelementkonstrukteure haben vor langem erkannt, dass Halbleitermaterialien mit breiter Bandlücke (WBG), d. h. mit einer breiteren Bandlücke als Silizium, günstigere Eigenschaften für Halbleiterleistungsbauelemente und elektrooptische Bauelemente aufweisen. Insbesondere vergleicht die TABELLE 1 die Bandlücke und die elektrischen Eigenschaften von Silizium gegenüber Halbleitern mit breiterer Bandlücke, einschließlich Siliziumcarbid (SiC) und Galliumnitrid (GaN) und Diamant. Wie gezeigt, stellen alle WBG-Halbleiter eine Erhöhung des kritischen Werts des elektrischen Feldes (V/cm) um eine Größenordnung bereit, was direkt die Sperrspannung der Leistungsbauelemente erhöht. Ebenso stellen alle WBG-Halbleiter eine mindestens 4-fache Erhöhung der maximalen Betriebstemperatur (°C) bereit, was die Joule-Erwärmung verringert und potentiell den Bedarf an einer Kühlung in vielen Anwendungen beseitigt. Insbesondere besteht auf dem Fachgebiet ein Bedarf, WBG-Bauelementschichten zu entwickeln, um bestimmte Bedürfnisse von Leistungs- und optischen Bauelementen anzugehen, die von Siliziumbauelementen nicht leicht erfüllt werden, und insbesondere um GaN-Bauelementschichten zu entwickeln.
  • Eine Lösung für die Verwendung von WBG-Halbleiterbauelementen bestand darin, das Substratmaterial in eines zu ändern, das sich an die Kristallgitterstruktur der Bauelementschicht genauer anpasst. In einer Beispiellösung, die kommerziell erhältlich ist, werden GaN-Bauelemente auf Siliziumcarbid- (SiC) Substraten gezüchtet, insbesondere um die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung im Vergleich zu auf einem Siliziumsubstrat gezüchtetem GaN zu verringern. Dies ist durch 1a demonstriert, die die Gitterabstandsfehlanpassung (in Å) gegenüber der Wachstumsordnung von Saphir (Al2O3), Silizium (Si), Siliziumcarbid (SiC), Aluminiumnitrid (AlN) und Galliumnitrid (GaN) aufträgt. Wie in 1a gezeigt, ist der Gitterabstand von GaN am genauesten an AlN (120a) angepasst, gefolgt von SiC, Si (130a) und schließlich (Al2O3).
  • In einer anderen Beispiellösung, die kommerziell erhältlich ist, werden GaN-Bauelemente auf Saphirsubstraten gezüchtet, um die thermischen Spannungen zu verringern, die im Substrat und in der Bauelementschicht infolge von schneller und häufig inhomogener Erwärmung und Kühlung während des Abscheidungsprozesses (nachstehend erörtert) induziert werden. Insbesondere passt das Saphirsubstrat den Wärmeausdehnungskoeffizienten der GaN-Bauelementschicht im Vergleich zu einem Siliziumsubstrat genauer an und daher ist die Kombination von auf Saphir gezüchtetem GaN weniger anfällig für thermische Spannungen, die zum Waferbiegen, -reißen und einer im Allgemeinen verschlechterten Leistung in der Bauelementschicht führen. Wie in 1b gezeigt, ist der Wärmeausdehnungskoeffizient (CTE) von GaN genauer an den CTE von Saphir als an den von Si angepasst. Insbesondere ist der CTE von GaN am genauesten an SiC und AlN, gefolgt von Saphir und dann Silizium, angepasst.
  • In beiden dieser Lösungen erfordert jedoch der Bedarf an einer Nicht-SiliziumSubstratschicht eine spezialisierte Bearbeitungsausrüstung, um Nicht-Silizium-Substrate zu züchten und zu bearbeiten, was die Endverwender-Bauelementkosten wesentlich erhöht und praktisch die Integration von GaN-Bauelementen in integrierte Schaltungen auf Siliziumbasis beseitigt, außer als hinzugefügte eigenständige Komponente. Obwohl diese herkömmlichen Lösungen einen Nischenbedarf für GaN-Bauelemente erfüllen, bei denen ein Siliziumbauelement ungeeignet ist; gehen sie einher mit hohen Kosten und in begrenzten Konfigurationen hauptsächlich aufgrund ihres Ungeeignetseins, unter Verwendung von herkömmlichen Prozessen auf Siliziumbasis hergestellt zu werden. Folglich besteht immer noch ein Bedarf am Ausbilden von GaN-Bauelementschichten mit Bauelementqualität (d. h. im Wesentlichen einkristallines Wachstum) auf Siliziumsubstraten.
  • Es ist bekannt, dass Hochtemperatur-Abscheidungsprozesse zunehmend die Ausbildung von Einkristallfilmen begünstigen. Beispielsweise erörtern Strike et al. in GaN, AlN and InN: a Review (J. Vac. Sci. Technology B 10(4), Juli/Aug. 1992), wie das Heteroepitaxiewachstum von Bauelementschichten der III-V-Nitride auf einem Saphirsubstrat stattfindet, wenn GaN-Filme durch einen metallorganischen chemischen Gasphasenabscheidungs- (MOCVD) Prozess mit Reaktionstemperaturen zwischen 900 und 1000 °C aufgebracht werden. Strike et al. weisen jedoch speziell darauf hin, dass das Saphirsubstrat wegen seiner Stabilität bei hoher Temperatur (1000 °C) verwendet wird, die für das Epitaxiewachstum in verschiedenen CVD-Techniken erforderlich ist, selbst wenn Saphir eine weniger als erwünschte Kristallgitterabstands-Fehlanpassung und einen weniger als erwünschten CTE im Vergleich zu GaN hat.
  • Obwohl es umfangreich anerkannt ist, dass die hohe Reaktionstemperatur des MOCVD-Prozesses das Heteroepitaxiewachstum begünstigt, das ein Einkristall-Filmverhalten aufzeigt, z. B. wie durch Röntgenbeugungsanalyse bestimmt, hat die hohe Reaktionstemperatur andere Nachteile, die mit Spannungen verbunden sind, die im Substrat und in der Bauelementschicht induziert werden infolge von schneller und häufig inhomogener Erwärmung und Kühlung während des Abscheidungsprozesses sowie des Einschlusses von ungewollten Materialien im Substrat, der z. B. durch Diffusion des Bauelementschichtmaterials in das Substrat verursacht wird.
  • In einem herkömmlichen MOCVD-Reaktor ist die Spannungshandhabung eine Hauptsorge und begrenzt die Qualität der Abscheidung. Insbesondere ist das Waferbiegen, das sich aus dem thermischen Zyklus ergibt, eine Hauptsorge in einer MOCVD-Prozessanlage und wird vorzugsweise auf weniger als 100 µm begrenzt, damit der Wafer an herkömmlichen Waferhandhabungs- und Waferbearbeitungswerkzeugen für die Massenherstellung weiter bearbeitet werden kann. Obwohl dieses Problem durch Ausbilden von „Spannungskompensationsschichten“ in MOCVD-Filmen angegangen wurde, verschlechtern diese Spannungskompensationsschichten die Bauelementschichtleistung und tragen Kosten bei.
  • Jüngere Versuche wurden durchgeführt, um GaN mit Bauelementqualität auf einem Si-Substrat durch metallorganische chemische Gasphasenabscheidung (MOCVD) zu züchten. Wenn jedoch das GaN direkt auf dem Siliziumsubstrat gezüchtet wird, besteht ein unerwünschtes Reißen aufgrund der großen Kristallgitterabstands-Fehlanpassung (16,9 %) zwischen dem GaN und dem Silizium und der großen Wärmeausdehnungskoeffizienten- (CTE) Fehlanpassung zwischen GaN (αa 5,59 x 10-6 K-1) und Si (αa 3,77 x 10-6 K-1). Insbesondere berichten Pan et al. (Growth of GaN film on Si(111) Substrate using a AlN sandwich structure as buffer Joun. Of Crystal Growth 318 (2011) 464-467), dass die GaN-Epitaxieschichten, die gleichmäßig auf Si-Substraten gezüchtet werden, unter willkürlich verteilten Rissen leiden, die hauptsächlich durch die CTE-Fehlanpassung verursacht werden.
  • Pan et al. bieten verschiedene Lösungen an, einschließlich zuerst Züchten einer Pufferschicht aus Hochtemperatur-H-T-Aluminiumnitrid (AlN) auf dem Siliziumsubstrat durch MOCVD, das zwei Funktionen durchführt: a) Verringern der Kristallgitterabstands-Fehlanpassung; und b) Vorsehen einer Keimbildungsschicht für die GaN-Schicht. Außerdem schlagen Pan et al. mehrere andere Beispielstrukturen vor, die die H-T-Keimbildungsschicht kombinieren, z. B. A1N, auf das eine Kombination von Schichten im ternären Al-Ga-N-System gelegt ist. Das Problem besteht darin, dass die Keimbildungsschicht aufgrund der Kristallgitterabstands-Fehlanpassung zwischen AlN und Si polykristallin ist, und die Abstandsfehlanpassung verursacht, dass die Korngrenzen zwischen der Keimbildungsschicht und der GaN-Schicht eine hohe Dichte von Versetzungen oder Domänenfehlanpassungen in der epitaxialen GaN-Schicht erzeugen. Obwohl Pan et al. berichten, dass das Reißen in der GaN-Schicht durch das Aufbringen der Hochtemperatur-H-T-AIN-Puffer- oder Keimbildungsschicht verringert wird, was weniger Gitterabstandsfehlanpassung an die GaN-Schicht im Vergleich zur Gitterabstandsfehlanpassung von GaN an das Siliziumsubstrat bereitstellt, misslingt es bei dieser Lösung, die Probleme anzugehen, die mit der hohen Reaktionstemperatur des MOCVD-Prozesses verbunden sind, was immer noch zum Waferbiegen führt, das mit erhöhter Bauelementschichtdicke zunimmt. Folglich ist derzeit keine Lösung vorgesehen, um den Bedarf an einem Hochtemperatur-Epitaxiewachstum zu überwinden, das durch MOCVD und andere Hochtemperatur-Abscheidungstechniken gestellt wird, während die Probleme vermieden werden, die mit dem resultierenden Waferbiegen und -reißen verbunden sind, die für Prozesse mit hoher Reaktionstemperatur typisch sind.
  • Schließlich besteht eine weitere wichtige Begrenzung, die durch die Methode zum Züchten von GaN auf einem ungleichen Substrat mit einer Keimbildungsschicht auferlegt wird. Insbesondere schließt die Schlüsselrolle der Keimbildungsschicht beim Fördern des Epitaxiewachstums die Option aus, Bauelementschichten an der Unterseite des GaN-Films für vertikale Bauelementarchitekturen zu haben. Diese Begrenzung ist leider verheerend für die Konstruktion von Bauelementen mit hoher Leistung, wo die vertikalen Architekturen häufig signifikante Leistungsvorteile beim Führen von hohen Strombelastungen und Blockieren einer hohen Spannung aufweisen. Insbesondere nutzen vertikale Architekturen eine erhöhte Bauelementschichtdicke (z. B. 3 µm oder mehr), um die Durchbruchspannung des Bauelements (z. B. bis 1000 Volt oder mehr) zu erhöhen. Um die erhöhte Schichtdicke zu nutzen, sind jedoch Anschlüsse an entgegengesetzten Flächen der Bauelementschicht erforderlich, was bedeutet, dass sowohl das Substrat als auch die Keimbildungsschicht entfernt werden müssen, um zu beiden Flächen der Bauelementschicht Zugang zu erlangen. Folglich wird derzeit keine Lösung bereitgestellt, um den Bedarf am Aufbauen von vertikalen Bauelementen zu überwinden, wenn die Bauelementschicht eine Keimbildungsschicht umfasst, die zwischen dem Substrat und der Bauelementschicht aufgebracht ist.
  • Es gibt drei unabhängige Bereiche, in denen das Wachstum von Filmen mit hoher Qualität wichtig ist. Der erste ist das Wachstum des Volumenfilms (z. B. mehrere Mikrometer von Film auf der Oberseite des Substrats) wie z. B. für vertikale Bauelemente. Der zweite ist das Wachstum der Gatestruktur (auf der Oberseite des Oxids) und der dritte (für planare Bauelemente) ist das Gebiet zwischen dem Gate und dem Drain, um die Oberfläche zu passivieren. In diesem dritten Gebiet führen Oberflächenzustände (Fallen) auf planaren Transistorbauelementen mit hoher Elektronenmobilität (HEMT) zu einem Stromzusammenbruch im Bauelement und die Abscheidung von GaN-Filmen mit hoher Qualität in diesem Gebiet verbessert die Bauelementleistung. Alle drei dieser Anwendungen erfordern die Herstellung von GaN-Filmen mit hoher Qualität (geringen Defekten), die im Stand der Technik nicht geeignet angegangen werden. TABELLE 1
    Eigenschaft Si 3C-SiC 6H-SiC 4H-SiC GaN Diamant
    Bandlücke (eV) 1,12 2,3 2,9 3,2 3,39 5,6
    Elektronenmobilität (cm2/V-s) 1450 1000 415 950 1000 4000
    Löchermobilität (cm2/V-s) 450 45 90 115 35 3800
    Kritisches elektrisches Feld (V/cm) 3 × 105 2 × 106 2,5 × 106 3 × 106 5 × 106 107
    Sättigungsgeschwindigkeit (cm/s) 107 2,5 × 107 2 × 107 2 × 107 2 × 107 3 × 107
    Wärmeleitfähigkeit (W/cm-K) 1,3 5 5 5 1,3 20
    Maximale Betriebstemperatur (°C) 125 500 500 500 650 700
    Dielektrizitätskonstante 11,7 9,6 9,7 10 8,9 5,7
  • TABELLE 1. Wichtige Materialeigenschaften von Si und verschiedenen WBG-Materialien für elektronische Hochleistungsanwendungen
  • Definitionen
  • Die folgenden Definitionen werden durchweg verwendet, wenn nicht speziell anders angegeben:
    BEGRIFF DEFINITION
    Homoepitaxiewachstum Das Wachstum eines kristallinen Films auf einem kristallinen Substrat, wobei der Film und das Substrat dasselbe Material sind und die Kristallorientierung des kristallinen Films die Kristallorientierung des Substrats nachahmt
    Heteroepitaxiewachstum Das Wachstum eines kristallinen Films auf einem kristallinen Substrat, wobei der Film und das Substrat verschiedene Materialien sind und die Kristallorientierung des kristallinen Films die Kristallorientierung des Substrats nachahmt
    Domänenanpassungsepitaxie Epitaxiewachstum von dünnen Filmen, wobei ganzzahlige Vielfache von Hauptkristallgitterebenen über die Grenzfläche übereinstimmen.
  • Die US 2013 / 0 082 280 Al schlägt einen Abscheideprozess für ein GaN-LED-Bauteil vor. Die Schichtfolge des Bauteils ist ein Substrat, eine AlN-Schicht, eine AlGaN-Schicht und eine n-dotierten GaN-Schicht. Als Schichtabscheideverfahren wird eine Vielzahl von Verfahren vorgeschlagen wie: CVD, ALD, Plasma-CVD, MoCVD, OVD und andere. Als Substratmaterial wird eine Vielzahl von Materialien vorgeschlagen wie: Si, Ge, Saphir, SiC. Als Temperaturbereich zum Abscheiden der Schichten werden 750 bis 850°C vorgeschlagen.
  • Die JP 2011- 198 885 A1 sieht ein ALD-Abscheideverfahren mit hoher Geschwindigkeit vor, bei dem die Abscheidetemperatur im Bereich 20°C < T < 400°C liegt. Beispielhafte mittels ALD abgeschiedene Schichten sind: SiN, A1N, TiN, GaN, InN und weitere.
  • Die US 2011 / 0 309 374 A1 betrifft ebenfalls GaN-LED-Bauteile, die unter Verwendung eines schnellen Laser-Annealing-Verfahrens hergestellt werden. Die p-dotierte GaN-Schicht wird thermisch durch einen schnellen Temperatur-Anstieg/Abfall unter Verwendung eines Laserstrahls ausgeheilt. Anhand des zeitabhängigen Temperaturprofils zeigt sich, dass keine kürzeren Anstiegszeiten verwendet werden können, da ansonsten die durch den Laserstrahl eingebrachte Wärme zu gering ist, um das Siliziumsubstrat aufzuheizen.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Die Erfindung ist in Anspruch 1 angegeben. Vorteilhafte Ausgestaltungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.
  • Die vorliegende Erfindung geht die vorstehend beschriebenen Probleme des Standes der Technik durch Bereitstellen eines Abscheidungsprozesses an, der bei beträchtlich niedrigeren Reaktionstemperaturen im Vergleich zu herkömmlichen Hochtemperatur-Abscheidungsprozessen wie z. B. chemischer Gasphasenabscheidung (CVD) arbeitet, um die Probleme von Waferbiegen und Bauelementschichtreißen zu vermeiden, die mit dem Hochtemperatur-Heteroepitaxiewachstum verbunden sind, und ferner das Aufbringen von dickeren Bauelementschichten ermöglicht, das normalerweise durch Hochtemperatur-Heteroepitaxiewachstumsprozesse verboten ist, die unter erhöhtem Waferbiegen und Bauelementschichtreißen im Verhältnis zur Bauelementschichtdicke leiden. Insbesondere verwendet die vorliegende Erfindung Atomschichtabscheidung (ALD), um Verbindungen der Gruppe III-V und Gruppe II-VI und Verbindungen der Gruppe III-N direkt auf einer im Wesentlichen einkristallinen Siliziumsubstratoberfläche, z. B. der Si(111)-Ebene, abzuscheiden. Der ALD-Prozess wird bei Reaktionstemperaturen von weniger als 800 °C und vorzugsweise weniger als 400 °C durchgeführt. Eine schnelle thermische Ausheilung wird verwendet, um eine Kristallgitterstruktur von Abscheidungsfilmen, so wie sie aufgebracht sind, zu modifizieren, um die Kristallgitterstruktur von Abscheidungsschichten zur Verwendung in elektrischen und optischen Bauelementen zu verbessern. Die thermische Ausheilung wird vorzugsweise ohne Entfernen des Substrats aus der ALD-Kammerumgebung und ohne Unterbrechen des Vakuums durchgeführt. Die zeitliche Dauer oder Einwirkzeit von thermischen Ausheilungsimpulsen ist vorzugsweise geringer als 200 ms. Domänenanpassungsepitaxie (DME) wird verwendet, um Materialschichten auszuwählen, um die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung an Grenzflächen zwischen unterschiedlichen Materialien zu verringern. Eine Übergangsschicht mit verschiedenen Materialzusammensetzungen wird unter Verwendung eines ALD-Prozesses aufgebracht, um die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung und Wärmeausdehnungskoeffizienten- (CTE) Fehlanpassungen an Grenzflächen zwischen unterschiedlichen Materialien zu verringern.
  • Diese und weitere Aspekte und Vorteile werden ersichtlich, wenn die nachstehende Beschreibung in Verbindung mit den zugehörigen Zeichnungen gelesen wird.
  • Figurenliste
  • Die Merkmale der vorliegenden Erfindung werden aus einer ausführlichen Beschreibung der Erfindung und von Beispielausführungsformen davon am besten verstanden, die für die Zwecke der Erläuterung ausgewählt sind und in den zugehörigen Zeichnungen gezeigt sind, in denen:
    • 1a ist ein Diagramm, das die Variation des (ebeneninternen) Gitterabstandes in Angström für das Wachstum von Wurtzit-GaN auf verschiedenen Substraten mit einer AlN-Zwischenschicht gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung darstellt.
    • 1b ist ein Diagramm, das die Variation des Wärmeausdehnungskoeffizienten von GaN im Vergleich zu Substratmaterialien und einer AlN-Zwischenschicht gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung darstellt.
    • 2 stellt ein beispielhaftes schematisches Diagramm eines ALD-Systems gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung dar.
    • 3 stellt ein beispielhaftes schematisches Diagramm einer Materialschichtstruktur zum Vorsehen einer Galliumnitrid-Bauelementschicht auf einem Siliziumsubstrat gemäß der vorliegenden Erfindung dar.
    • 4 stellt einen Beispielquerschnitt mit hoher Auflösung im AlN/Si(111)-System und ein entsprechendes eingefügtes Beugungsmuster, das die Ausrichtung von AlN(2110)- und Si(220)-Ebenen zeigt, gemäß der vorliegenden Erfindung dar.
    • 5 stellt ein beispielhaftes schematisches Diagramm des Laserspitzenausheilungs- (LSA) Systems gemäß der vorliegenden Erfindung dar.
    • 6a stellt einen beispielhaften Thermographen dar, der die Prozessmaterialtemperatur in °C als Funktion der Zeit in ms gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt, wenn das Prozessmaterial durch ein Laserausheilungsstrahlsystem beleuchtet wird.
    • 6b stellt ein beispielhaftes Thermogramm dar, das die Temperatur eines Siliziumsubstrats in Reaktion auf die Beleuchtung durch den Laserausheilungsstrahl, der in 6a profiliert ist, zeigt, gemäß der vorliegenden Erfindung.
    • 7 ist ein beispielhaftes Diagramm des Waferbiegens als eine Funktion der GaN-Filmdicke bei zwei verschiedenen Abscheidungstemperaturen, wie durch Gleichung 3 vorhergesagt.
    • 8 ist ein beispielhaftes schematisches Diagramm, das eine Materialschichtstruktur zum Bereitstellen einer Galliumnitrid-Bauelementschicht auf einem Siliziumsubstrat mit einer Löseschicht, die zwischen dem Siliziumsubstrat und der Galliumnitrid-Bauelementschicht vorgesehen ist, gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
    • 9 ist ein beispielhaftes schematisches Diagramm, das eine Galliumnitrid-Bauelementschicht, die in einer vertikalen Bauelementarchitektur angeordnet ist, gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
    • 10 ist ein beispielhaftes GaN-Bauelement mit einer vertikalen Architektur gemäß der vorliegenden Erfindung.
  • Elementnummernliste
  • Die folgenden Elementnummern werden durchweg verwendet, wenn nicht speziell anders angegeben.
    # BESCHREIBUNG # BESCHREIBUNG
    100 500 AlN/Si-System
    110a GaN -Gitterabstand 520 AlN-Schicht
    120a AIN-Gitterabstand 530 Si-Schicht
    130a Si-Gitterabstand 540 F ehlanpassungs- Versetzung
    200 ALD-System 600 GaN-auf-Si-Filmstruktur
    210 ALD-Kammer 610 GaN-Schicht
    620 AlN-Schicht
    222a ALD-Impulsventil 630 Si-Substrat
    222b ALD- Impulsventil 640 F ehlanpassungs- versetzung
    222c ALD-Impulsventil 645 AIN/Si-Grenzfläche
    222d ALD-Impulsventil 615 AlxGa1-xN-Übergangsschicht
    230 Trägergasreservoir/ -zufuhr 660 Thermograph
    675 Substrat
    680 Laserstrahl
    234 Trägergasleitung (Dampfentnahme) 710 Maximale zulässige Biegung
    236a Trägergasleitung 720 Abscheidung bei 250 °C
    236b Trägergasleitung 730 Abscheidung bei 1050 °C
    236c Trägergasleitung
    236d Trägergasleitung 800 GaN-auf-Si-Film mit Löseschichtstruktur
    240a Precursorzylinder 810 GaN-Filmschicht
    240b Precursorzylinder 811 Obere Schicht von GaN-Film
    240c Precursorzylinder 815 AlxGa1-xN-Übergangsschicht
    240d Precursorzylinder 820 Erste AlN-Schicht
    260 Auslassleitung 822 Zweite AlN-Schicht
    262 Hauptvakuumventil 830 Si-Substrat
    266 Elektronische Steuereinheit 845 Si-AIN-Grenzfläche
    270 Heizungssensor-Modul
    276 Fallenmodul 847 AIN-BN-Grenzfläche
    278 Drucksensor 849 BN-AIN-Grenzfläche
    280 Vakuumpumpe
    300 Laserausheilungsprozess 850 h-BN- (Löse) Schicht
    302 Rezeptur 900 Halbleiterbauelement
    905 Si-Substrat
    910 AlN-Keimbildungsschicht
    310 Laser 915 GaN-Bauelementschicht
    320 Fern-Optik
    322 FAB-Ebenenoptik 1000 Vertikale Bauelementarchitektur
    324 Laserstrahl 1005 GaN-Bauelementschicht
    330 MCT-Detektor 1010 Trägersubstrat
    340 CMOS-Kamera 1015 Source
    350 Abbildungsoptik 1020 Gate
    352 Mehrfach-λ-Emissionsdetektor 1025 Drain
    362 X-Y-Tisch
    364 Heiße Aufspannplatte
    366 Substrat
    370 Temperaturalgorithmus
    390 Linienstrahl
    410 Kurve der Temperatur als Funktion der Zeit von Si-Wafer
    412 Anfängliche Temperatur
    414 Spitzentemperatur
    416 Gekühlte Temperatur
  • Beschreibung von einigen Ausführungsformen der Erfindung
  • Beispielhafte Systemarchitektur
  • Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird Atomschichtabscheidung (ALD) verwendet, um dünne Filme auf planaren und nicht planaren Siliziumsubstratoberflächen in Prozessen in Bezug auf die Herstellung von elektronischen Halbleiterbauelementen abzuscheiden. Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird das ALD-Abscheidungsfilmwachstum oder die Filmabscheidung, die hierin beschrieben wird, vorzugsweise bei Reaktionstemperaturen im Bereich von 80-400 °C durchgeführt, wobei Substrate, die mit Abscheidungsfilmen beschichtet werden, in einer Reaktionskammer aufgenommen werden und während des Filmabscheidungsprozesses unterhalb Atmosphärendruck gehalten werden, z. B. auf einem Druck im Bereich von 1,33·10-3- 0,67 mbar (1-500 mTorr). Trotz der Erwünschtheit, die ALD-Reaktionstemperaturen auf den bevorzugten Bereich von 80-400 °C zu begrenzen, können ALD-Reaktionstemperaturen im Bereich von 80-800 °C verwendet werden, ohne von der vorliegenden Erfindung abzuweichen. Insbesondere bedeutet die Reaktionstemperatur die Temperatur des Substrats, das durch Abscheidung beschichtet wird, und die Temperatur der Abscheidungsumgebung wie z. B. der Reaktionskammerwände und der Substratträgerelemente. Vorzugsweise bleibt die Reaktionstemperatur während eines gegebenen Atomschichtabscheidungszyklus konstant, der das Abscheiden einer Vielzahl von Monoschichten aus einem ersten Material, z. B. A1N, auf dem Substrat umfasst. Eine andere Reaktionstemperatur kann jedoch für einen anderen Atomschichtabscheidungszyklus verwendet werden, wie z. B. während eine Vielzahl von Monoschichten eines zweiten Materials, z. B. GaN, auf demselben Substrat abgeschieden werden. Folglich kann der Abscheidungstemperaturbereich für verschiedene Abscheidungstemperaturen gelten, die verwendet werden, um verschiedene Materialschichten auf dasselbe Substrat während eines einzelnen ununterbrochenen Materialbearbeitungsereignisses aufzubringen.
  • Obwohl die vorliegende Erfindung hinsichtlich des Heteroepitaxiewachstums beschrieben wird, sind außerdem die hierin beschriebenen Niedertemperatur-ALD-Prozesse in Kombination mit anderen Aspekten der vorliegenden Erfindung für das Homoepitaxie-Materialschichtwachstum verwendbar, ohne von der vorliegenden Erfindung abzuweichen. Im Vergleich zum herkömmlichen Heteroepitaxiewachstum und insbesondere zum GaN- und AlN-Filmwachstum auf Einkristallsaphir durch metallorganische chemische Gasphasenabscheidung (MOCVD) bei (900 bis 1100 °C), wird folglich das ALD-Abscheidungsfilmwachstum der vorliegenden Erfindung und insbesondere das Wachstum von GaN- und AlN-Filmen auf einkristallinem Silizium bei niedrigeren Reaktionstemperaturen, z. B. 80-800 °C, und noch weiter niedrigeren Temperaturen, z. B. 80-400 °C, in bevorzugten Abscheidungsprozessen durchgeführt. Folglich vermeidet die niedrige Reaktionstemperatur der vorliegenden Erfindung viele der Probleme des Hochtemperatur-Filmwachstums, wie z. B. Bauelementschicht- und Substratbeschädigung aufgrund des thermischen Zyklus, das Waferbiegen aufgrund des thermischen Zyklus und schlechte Oberflächeneigenschaften oder schlechte Oberflächenmorphologie und Diffusion von Oberflächenfilmkomponenten in das Substratmaterial, die alle in Veröffentlichungen des Standes der Technik als problematisch angegeben wurden.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden Filmschichtgrenzflächen speziell ausgewählt, um die Domänenanpassungsepitaxie (DME) auszunutzen. Insbesondere wird in einer Beispielausführungsform AlN auf einem Si(111)-Substrat gezüchtet. Die AlN-Schicht wird als Puffer- oder Keimbildungsschicht verwendet und wird durch einen Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozess abgeschieden. In dieser Beispielausführungsform hat jede vierte Silizium(220)-Ebene einen im Wesentlichen angepassten Gitterabstand zu jeder fünften Aluminiumnitrid(21-1-0)-Ebene, was ein Kristallwachstum mit einer gewünschten Gitterorientierung in der AlN-Abscheidungsschicht zumindest dort induziert, wo der Gitterabstand des AlN und des Si angepasst sind. Danach wird die AlN-Pufferschicht durch einen Laser unter Verwendung einer schnellen und lokalen Erhöhung der Oberflächentemperatur auf mehr als etwa 900 °C unter Verwendung von nachstehend beschriebenen Systemen und Verfahren ausgeheilt. Der Laserausheilungsschritt erhitzt lokal und sehr kurz jeden Abschnitt der Abscheidungsschicht auf eine Temperatur, die für eine Kristallgitterstruktur-Umorientierung geeignet ist, die gewöhnlich den überwiegenden Teil der Kristallstruktur der AlN-Schicht umorientiert, um sie an die gewünschte Gitterorientierung anzupassen.
  • Gemäß einer weiteren nicht begrenzenden Beispielausführungsform wird eine AlxGa1-xN-Übergangsschicht über der AIN-Puffer- oder Keimbildungsschicht oder in einigen Fällen direkt auf das Siliziumsubstrat durch einen oder mehrere Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozesse aufgebracht. Insbesondere weist die AlxGa1-xN-Übergangsschicht eine Vielzahl von Materialschichten auf, wobei jede Materialschicht eine andere Materialzusammensetzung hat. Jede unterschiedliche Materialschicht der Übergangsschicht wird durch einen anderen Niedertemperatur-ALD-Prozess aufgebracht. Die Zusammensetzung jeder der unterschiedlichen Materialschicht geht von AlN oder fast AlN in Richtung von GaN oder fast GaN über. Folglich stellt die Übergangsschicht eine allmähliche Verschiebung der Materialzusammensetzung von AlN zu GaN bereit, wobei jede unterschiedliche Materialschicht einen unterschiedlichen CTE und einen unterschiedlichen Kristallgitterabstand hat. Der Effekt besteht darin, dass jede unterschiedliche Materialschicht die CTE- und Kristallgitterabstands-Fehlanpassung zwischen der AlN-Puffer- oder Keimbildungsschicht und einer GaN-Schicht, die über der Übergangsschicht aufgebracht wird, verringert.
  • In einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform weist die Pufferschicht AlN auf. Die Übergangsschicht umfasst vier verschiedene Materialschichten mit jeweils einer unterschiedlichen Materialzusammensetzung. Die erste Materialschicht der Übergangsschicht hat eine Zusammensetzung von Al0.9Ga0,1)N, die fast vollständig AlN ist. Die zweite Materialschicht der Übergangsschicht hat eine Zusammensetzung von Al0,7Ga0,3N. Die dritte Schicht der Übergangsschicht hat eine Zusammensetzung von Al0,4Ga0,6N und die vierte Schicht der Übergangsschicht hat eine Zusammensetzung von Al0,1Ga0,9N, die fast vollständig GaN ist. An der Grenzfläche zwischen der AlN-Pufferschicht und dem ersten Material der Übergangsschicht sind die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung und die CTE-Fehlanpassung zwischen den zwei unterschiedlichen Materialien kleiner als die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung und die CTE-Fehlanpassung zwischen AlN und GaN. Dies gilt auch für jede der verschiedenen Materialgrenzflächen der Übergangsschicht und der Materialgrenzfläche der Übergangsschicht und der GaN-Schicht, die über der Übergangsschicht aufgebracht ist. Der Nettoeffekt besteht darin, dass die Übergangsschicht eine kleinere Kristallgitterabstands-Fehlanpassung und eine kleinere CTE-Fehlanpassung an Grenzflächen von unterschiedlichen Materialien bereitstellt, was das Einkristallwachstum unterstützt und die Wahrscheinlichkeit für Oberflächenrisse aufgrund von Temperaturgradienten verringert.
  • Im vorstehend beschriebenen nicht begrenzenden Beispiel-Übergangsschicht-ALD-Abscheidungszyklus kann jede unterschiedliche Materialschicht der AlxGa1-xN-Übergangsschicht durch einen Laser ausgeheilt werden, nachdem sie aufgebracht ist, um ihre Kristallstruktur umzuorientieren. Alternativ kann die ganze AlxGa1-xN-Übergangsschicht vollständig aufgebracht werden, bevor sie durch einen Laser ausgeheilt wird, um die Kristallstruktur der ganzen Übergangsschicht in einem einzelnen Laserausheilungsschritt umzuorientieren.
  • In einer weiteren nicht begrenzenden Beispielausführungsform wird eine AlN-Puffer- oder Keimbildungsschicht auf einem Si(111)-Substrat durch einen Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozess gezüchtet und danach wird eine GaN-Bauelementschicht direkt auf der AlN-Pufferschicht durch einen zweiten Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozess gezüchtet. In verschiedenen Prozessausführungsformen kann die AlN-Schicht vor dem Aufbringen der GaN-Schicht durch einen Laser in-situ ausgeheilt werden und die GaN-Bauelementschicht kann in-situ oder ex-situ durch einen Laser ausgeheilt werden. In beiden Fällen kann der In-situ-Laserausheilungsschritt durchgeführt werden, nachdem die ganze Schichtdicke aufgebracht ist, oder in Intervallen während der Schichtdickenaufbringung, z. B. nachdem jede Monoschicht aus AlN oder GaN aufgebracht ist, nachdem jeweils 10 Monoschichten des Materials aufgebracht sind, oder dergleichen. Alternativ kann ein einzelner Laserausheilungsschritt verwendet werden, um die kombinierte AlN-Keimbildungsschicht und GaN-Bauelementschicht gleichzeitig auszuheilen, und der einzelne Laserausheilungsschritt wird ex-situ durchgeführt.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden Abscheidungsfilmschichten durch einen Laser nach der Abscheidung durch die Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozesse ausgeheilt. Ohne an eine spezielle Theorie gebunden zu sein, wird angenommen, dass der Laserausheilungsschritt die Kristallgitterstruktur umorientiert. In den vorliegenden Beispielausführungsformen umfasst der Laserausheilungsschritt das schnelle Erhöhen der Abscheidungsschichttemperatur von der Abscheidungstemperatur, z. B. etwa 400 °C, auf eine Ausheilungstemperatur, z. B. etwa 1350 °C, für eine Dauer von etwa 800 µs. Insbesondere passen sich Abscheidungsfilme, die durch Laserausheilung der Abscheidungsschicht bearbeitet werden, gewöhnlich genauer an Einkristallstruktureigenschaften an, wie durch Röntgenbeugungsanalyse bestimmt wurde. In einer nicht begrenzenden Prozessausführungsform kann ein einzelner Laserausheilungsschritt einmal durchgeführt werden, nachdem alle Abscheidungsschichten und die endgültige Bauelementschicht aufgebracht wurden, und dieser einzelne Laserausheilungsschritt kann in-situ oder ex-situ durchgeführt werden. In einer anderen nicht begrenzenden Prozessausführungsform kann eine Vielzahl von Laserausheilungsschritten durchgeführt werden, z. B. einmal für jede vollständige Abscheidungsschicht derselben Materialzusammensetzung, z. B. nach dem Aufbringen der vollständigen Schichtdicke oder einmal nachdem jede Monoschicht derselben Materialzusammensetzung aufgebracht ist, oder periodisch während eines Abscheidungszyklus desselben Materials, wie z. B. nach jeweils 10 Monoschichten, was in beiden Fällen vorzugsweise in-situ durchgeführt wird. Insbesondere erhitzt der Laserausheilungsschritt lokal und sehr kurz jeden Abschnitt der Abscheidungsschicht auf eine Temperatur, die für die Kristallgitterstruktur-Umorientierung geeignet ist, durch punktweise oder linienweise Abtastung der ganzen Fläche der Abscheidungs- oder Beschichtungsoberfläche des Substrats mit einem fokussierten Laserstrahl. In einer Beispielausführungsform werden die Abscheidungsschicht oder Abscheidungsschichten auf über 1300 °C für etwa 800 µs erhitzt, während das Substrat auf der Abscheidungstemperatur, z. B. etwa 400 °C, gehalten wird. Der Laserstrahl hat eine Breite oder einen Durchmesser von 140 µm und die Laserwellenlänge liegt im Bereich von 300-1000 nm.
  • Allgemeiner ist die vorliegende Erfindung gerichtet auf das Züchten von Filmen mit Verbindungen der Gruppe III-V und der Gruppe II-VI und insbesondere Verbindungen der Gruppe III-N auf einer im Wesentlichen einkristallinen Siliziumsubstratoberfläche unter Verwendung von ALD-Filmabscheidung bei einer niedrigen Reaktionstemperatur, z. B. geringer als 800 °C und vorzugsweise geringer als 400 °C, und danach thermisches Ausheilen der Filmschicht auf eine Weise, die Verbesserungen der Kristallgitterstruktur des abgeschiedenen Films in dem Umfang bewirkt, dass die verbesserte Kristallgitterstruktur des Abscheidungsfilms eine Gitterstruktur aufzeigt, die für eine Einkristall-Gitterstruktur charakteristischer ist, wie durch Röntgenbeugungs- (XRD) Analyse bestimmt. Außerdem umfasst die vorliegende Erfindung das Aufbringen einer Vielzahl von verschiedenen Filmzusammensetzungen mit Verbindungen der Gruppe III-V und der Gruppe II-VI und insbesondere der Gruppe III-N übereinander, wobei die verschiedenen Filmzusammensetzungen auf eine Weise angeordnet werden oder in einer Reihenfolge aufgebracht werden, die die Kristallgitterfehlanpassung und/oder die CTE-Fehlanpassung zwischen angrenzenden Materialschichten verringert. Außerdem verwendet die Auswahl, welche angrenzenden Materialschichten aufzubringen sind, Domänenanpassungsepitaxie. Insbesondere werden in bevorzugten Ausführungsformen angrenzende Materialien auf eine Weise angepasst, die periodische nicht benachbarte Kristallgitterabstandsanpassungen ermöglicht, um das Einkristallwachstum einzuleiten, das an jeder der periodischen nicht benachbarten Kristallgitterabstandsanpassungen induziert wird. Außerdem werden ein oder mehrere Laserausheilungsschritte durchgeführt, um die Kristallgitterstruktur von aufgebrachten Abscheidungsschichten umzuorientieren, um sie genauer an die Einkristallstruktur anzupassen, wie durch Röntgenbeugungs- (XRD) Analyse bestimmt.
  • ALD-Vorrichtung und Verfahren
  • Mit Bezug nun auf 2 ist ein nicht begrenzendes Beispiel-ALD-System (200) schematisch gezeigt. Das ALD-System (200) weist eine ALD-Kammer (210) auf zum Aufnehmen von einem oder mehreren Substraten darin und zum Zuführen von Prozessgasen in diese auf eine Weise, die bewirkt, dass Dünnfilmmaterialschichten auf freiliegenden Substratoberflächen durch einen Gas- oder Dampfabscheidungsprozess abgeschieden werden. Die ALD-Kammer kann integrale oder entnehmbare Substratträgeroberflächen, nicht gezeigt, zum Abstützen von einem oder mehreren Substraten auf diesen während des Gas- oder Dampfabscheidungszyklus umfassen. Die ALD-Kammer umfasst eine oder mehrere manuell oder automatisch betätigte Substratzugangsöffnungen, nicht gezeigt, die betätigbar sind, um Substrate manuell oder durch automatisierte Mechanismen einzusetzen und zu entnehmen, und die abdichtbar sind, wenn sie geschlossen sind, um eine Vakuumabdichtung bereitzustellen. In einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform ist die ALD-Kammer (210) dazu ausgelegt, ein oder mehrere Wafersubstrate mit 100 mm, 200 mm oder 300 mm, z. B. Einkristall-Siliziumwafer, für die gleichzeitige Bearbeitung abzustützen. Ein Beispiel einer solchen ALD-Kammer ist beschrieben im gemeinsam übertragenen US-Pat. Nr. US 8 202 575 B2 Monsma et al., datiert auf den 19. Juni 2012, mit dem Titel VAPOR DEPOSITION SYSTEMS AND METHODS, beschrieben. In einer anderen nicht begrenzenden Beispielausführungsform ist die ALD-Kammer (210) dazu ausgelegt, ein oder mehrere rechteckige Substrate, z. B. Glassubstrate, in einem Größenbereich von GEN 1.0 bis GEN 4.5, z. B. bis zu 920 mm × 730 mm, für die gleichzeitige Bearbeitung abzustützen. Ein Beispiel einer solchen ALD-Kammer ist in der gemeinsam übertragenen US-Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. US 2012 / 0 064 245 A1 Becker et al., datiert auf den 15. März 2012, mit dem Titel ALD SYSTEMS AND METHODS und in der gemeinsam übertragenen US-Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. US 2010 / 0 247 763 A1 Coutu et al., datiert auf den 30. September 2010, mit dem Titel REACTION CHAMBER WITH REMOVABLE LINER und ferner in der gemeinsam übertragenen US-Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. US 2010 / 0 166 955 A1 Becker et al., datiert auf den 1. Juni 2012, mit dem Titel SYSTEM AND METHOD FOR THIN FILM DEPOSITION; die alle drei durch Verweis in ihrer Gesamtheit hierin aufgenommen werden.
  • Die ALD-Kammer wird vorzugsweise auf einer Reaktionstemperatur und einem Reaktionsdruck während des Gas- oder Dampfabscheidungsprozesses gehalten. Folglich ist ein Heizungs- und Wärmesensormodul (270) vorgesehen, um die ALD-Kammer auf die gewünschte Reaktionstemperatur zu erhitzen und dort zu halten unter der Steuerung und Überwachung der elektronischen Steuereinheit (266), die mit dem Heizungs- und Wärmesensormodul (270) elektrisch gekoppelt ist. Außerdem ist ein Vakuumsystem (280) vorgesehen, um die ALD-Kammer (210) auszupumpen, um potentielle Verunreinigungen zu entfernen, z. B. Feuchtigkeit, und um den gewünschten Reaktionsdruck aufrechtzuerhalten, der vorzugsweise im Bereich von 1,33·10-3- 0,67 mbar (1-500 mTorr) liegt. Das Vakuumsystem (280) entfernt Abgase aus der ALD-Kammer (210) durch eine Auslassleitung (260), die mit einer Vakuumpumpe (280) verbunden ist, die vorzugsweise kontinuierlich arbeitet und durch die elektronische Steuereinheit (266) gesteuert und überwacht wird. Die Auslassleitung umfasst ein Drucksensormodul (278), ein Fallen- oder Filtermodul (276) und ein Vakuumventil (262), die jeweils durch die elektronische Steuereinheit (266) gesteuert und/oder überwacht werden. Das Sensormodul erfasst den Gasdruck in der Auslassleitung (260) oder in der ALD-Kammer (210) und sendet ein Drucksignal zur elektronischen Steuereinheit (266). Das Fallenmodul (276) ist entlang der Auslassleitung (260) angeordnet, um Abgase durch diese zu empfangen, und funktioniert zum Entfernen von nicht zur Reaktion gebrachtem Precursorgas und in einigen Fällen von Reaktionsnebenprodukten von der Auslassströmung, die die ALD-Kammer (210) verlässt. Das Fallenmodul wird vorzugsweise auf oder nahe die Reaktionstemperatur erhitzt, die innerhalb der Reaktionskammer aufrechterhalten wird, durch lokale Fallenheizungen, nicht gezeigt, und seine Temperatur kann durch Wärmesensoren, nicht gezeigt, in Kommunikation mit der elektronischen Steuereinheit (266) aktiv erfasst werden. Alternativ kann eine ausreichende Heizung des Fallenmoduls (276) durch Wärmeenergie bereitgestellt werden, die von der ALD-Kammer (210) und/oder den Prozessgasen, die durch das Fallenmodul strömen, übertragen wird. Der Betrieb des Vakuumventils (262) wird durch die elektronische Steuereinheit (266) gesteuert, um es nach Bedarf zu öffnen und zu schließen, und kann geschlossen werden, um die Einwirkungszeit eines Prozessgases auf das Substrat zu verlängern.
  • Prozessgase, einschließlich mindestens zwei verschiedenen Precursoren, werden in separaten Gaszylindern, z. B. (240a, 240b, 240c, 240d), gespeichert. Die Precursorgase werden separat zur ALD-Kammer (210) durch Modulieren von individuellen Impulsventilen (222a, 222b, 222c, 222d) zugeführt. In einer nicht begrenzenden Ausführungsform sind Impulsventile zwischen jedem Gaszylinder und der ALD-Kammer angeordnet. Ein Impulsventil wird durch die elektronische Steuereinheit (266) aktiviert, um einen einzelnen Impuls eines speziellen Precursormaterials in die ALD-Kammer auf eine Weise zuzuführen, die sicherstellt, dass unterschiedliche Precursorgase weder in den Gaseingangsleitungen noch in der ALD-Kammer (270) gemischt werden. Prozessgasheizungen und Wärmesensoren, nicht gezeigt, in Kommunikation mit dem elektronischen Steuermodul (226) können vorgesehen sein, um Prozessgase auf eine gewünschte Temperatur zu erhitzen und dort zu halten, die zum Ausführen einer ALD-Reaktion mit freiliegenden Oberflächen des Substrats geeignet ist. Die elektronische Steuereinheit (266) ist programmiert, um die Impulsventile nach Bedarf zu betreiben, um abgemessene Volumina (Impulse) von Precursorgas in die ALD-Kammer einzuleiten, jedes Mal, wenn ein Impulsventil betätigt wird. Gasimpulse können in die ALD-Kammer durch ein inertes Trägergas transportiert werden, wie z. B. ein Edelgas oder Stickstoff, das von einer Trägergasquelle (230) zugeführt wird und zu jedem Impulsventil durch eine Zufuhrleitung (234) und (236a-236d) zugeführt wird. In anderen nicht begrenzenden Ausführungsformen können die Precursoren ein flüssiges oder festes Precursormaterial aufweisen und ein Gasblubberer oder dergleichen, nicht gezeigt, und kann zwischen Zufuhrbehältern für flüssige oder feste Precursoren und dem Impulsventil vorgesehen sein, um Gas oder Dampf vom flüssigen oder festen Precursormaterial zu extrahieren und um den Dampfdruck der Precursormaterialien mit niedrigem Dampfdruck zu erhöhen. Folglich können einige Gaszylinder (240a, 240b, 240c, 240d) alternativ Behälter mit flüssigen oder festen Precursoren aufweisen, wie erforderlich.
  • Die elektronische Steuereinheit (266) umfasst eine Betriebssoftware und Programme, die in einem Speicher gespeichert sind, und einen digitalen Datenprozessor, die gemeinsam dazu ausgelegt sind, automatisch einen oder mehrere ALD-Beschichtungsprozesszyklen auszuführen, die durch eine Bedienperson oder durch ein Prozesssteuersystem höherer Ebene eingeleitet werden. Außerdem überwacht und steuert die elektronische Steuereinheit verschiedene Untermodule, wie erforderlich, um die Reaktionstemperatur und den Reaktionsdruck aufrechtzuerhalten und Prozessgasimpulse, wie erforderlich, gemäß einem vom Benutzer ausgewählten Materialabscheidungsmenü zuzuführen. Außerdem kann die ALD-Kammer (210) einen oder mehrere Sensoren (270) umfassen, die der Überwachung des Beschichtungsprozesses zugeordnet sind, wie z. B. dem Messen von physikalischen Eigenschaften der Abscheidungsschichten und/oder der Prozessgase, wie es geeignet sein kann.
  • Gemäß einer nicht begrenzenden Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird das ALD-System (200) verwendet, um eine oder mehrere Verbindungen der Gruppe III-V (z. B. aufweisend Bor, Aluminium, Gallium, Indium und Thallium) und/oder eine oder mehrere Verbindungen der Gruppe II-VI (z. B. aufweisend Cadmium und Zink) und insbesondere Verbindungen der Gruppe III-N, aufweisend GaN und AlN und InN, auf einem Siliziumsubstrat und vorzugsweise einem Siliziumsubstrat, das so ausgebildet ist, dass die Si(111)-Atomebene für die Abscheidung von Bauelementschichtmaterialien freiliegt, abzuscheiden. Insbesondere werden die ALD-Beschichtungen auf die Si(111)-Atomebene unter Verwendung einer ALD-Reaktionstemperatur aufgebracht, die geringer ist als die Reaktionstemperaturen, die bei MOCVD verwendet werden, und geringer als Reaktionstemperaturen, die normalerweise dem Heteroepitaxiewachstum zugeordnet sind. Insbesondere bringt die vorliegende Erfindung nacheinander Monoschichten von Verbindungen der Gruppe III-V, Gruppe II-VI und vorzugsweise Gruppe III-N auf einen im Wesentlichen einkristallinen Siliziumwafer unter Verwendung einer ALD-Reaktionstemperatur unterhalb etwa 800 °C und vorzugsweise unter Verwendung einer ALD-Reaktionstemperatur im Bereich von 80-400 °C auf.
  • In einer spezielleren nicht begrenzenden Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird das ALD-System (200) verwendet, um eine erste Materialschicht, die eine Aluminiumnitrid- (A1N) Monoschicht aufweist, auf freiliegenden Oberflächen eines Siliziumsubstrats und bevorzugt der Si(111)-Atomebene durch eine ALD-Prozesssequenz abzuscheiden. Eine solche ALD-Prozesssequenz ist in der gemeinsam übertragenen verwandten vorläufigen US-Anmeldung lfd. Nr. 61/842 207, eingereicht am 2. Juli 2013, mit dem Titel DEPOSITION AND PROCESSING METHODS FOR GROWING GALLIUM NITRIDE AND ALUMINUM NITRIDE ON SILICON, offenbart. Die ALD-Prozesssequenz umfasst die Reaktion eines ersten Precursors mit freiliegenden Substratoberflächen, wobei der erste Precursor Trimethylaluminium (TMA), TDMAA oder irgendein anderer metallorganischer Al-Precursor oder ein halogenierter Al-Precursor ist. Der erste Precursor wird dann aus der Reaktionskammer gespült und ein zweiter wird mit den freiliegenden Substratoberflächen zur Reaktion gebracht und der zweite Precursor ist Ammoniak (NH3) oder (N2H2), N2, ein N2-H2-Verhältnis-Gemisch, einatomiger Stickstoff oder einatomiger Wasserstoff oder irgendeine Kombination von einatomigem Stickstoff und einatomigem Wasserstoff oder irgendein anderer Stickstoff oder Wasserstoff enthaltender Reaktionspartner. Nachdem die zweite Reaktion vollständig ist, wird der zweite Precursor aus der Reaktionskammer gespült und eine erste Monoschicht aus Aluminiumnitrid (A1N) ist ausgebildet.
  • Außerdem kann eine Aluminiumnitrid-AIN-Monoschicht auf Silizium unter Verwendung eines plasmaverstärkten Atomschichtabscheidungs- (PEALD) Prozesses gezüchtet werden. In einer bevorzugten Prozessausführungsform werden zusätzliche einzelne Aluminiumnitrid-AIN-Monoschichten, die jeweils einen einzelnen Beschichtungszyklus erfordern, unter Verwendung von zwei vorstehend beschriebenen Reaktionen der Reihe nach aufgebracht, und die Beschichtungszyklen werden wiederholt, bis eine gewünschte kombinierte Monoschichtdicke von AlN erreicht ist, die zwischen etwa 10 und 2000 Å liegen kann, wobei jede einzelne Monoschicht eine Dicke von etwa 0,5 bis 2 Å hat. Eine geeignete Beispiel-PEALD-Vorrichtung ist in der gemeinsam übertragenen US-Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. US 2010 / 0 183 825 A1 Becker et al., datiert auf den 22. Juli 2010, mit dem Titel PLASMA ATOMIC LAYER DEPOSITION SYSTEM AND METHOD, die durch Verweis hierin aufgenommen wird, offenbart.
  • Obwohl die vorstehend beschriebene AlN-Schicht leicht auf das Siliziumsubstrat durch einen ALD-Gasabscheidungsprozess aufgebracht werden kann, liegt die Reaktionstemperatur gut unterhalb dessen, was herkömmlich dem Heteroepitaxiefilmwachstum zugeordnet ist. Folglich würde nicht erwartet werden, dass die AIN-Materialschicht der vorliegenden Erfindung eine im Wesentlichen einkristalline Orientierung oder einkristalline Struktur hat, und daher würde nicht erwartet werden, dass sie als Schicht mit Bauelementqualität geeignet ist, insofern als, obwohl eine Röntgenbeugungsanalyse der Schicht ein gewisses erwünschtes gleichmäßiges Einkristallgitterwachstum zeigen kann, d. h. gekennzeichnet durch eine signifikant gleiche Kristallgitterorientierung, die Anwesenheit von anderen nicht erwünschten Kristallgitterorientierungen und Rauschen in Bezug auf polykristalline und amorphe Bereiche der Monoschicht aufgrund der niedrigen Reaktionstemperatur erwartet werden würde.
  • Allgemeiner kann das ALD-System (200) betrieben werden, um Chargen von 1 oder mehr kleinen Substraten, z. B. wobei jedes Substrat einen Durchmesser von 100-300 mm hat, sowie Chargen von einem oder mehreren großen Substraten, z. B. Siliziumverbindungen, wie z. B. Glassubstraten mit Abmessungen von bis zu 1,2 Quadratmeter, zu bearbeiten. Die ALD-Abscheidungsprozesse werden mit Substraten in einer Vakuumkammer, die auf Vakuumdrücken gehalten wird, mit Monoschicht-Zykluszeiten unterhalb einer Sekunde durchgeführt. Im Allgemeinen ist der ALD-Prozess eine selbstbegrenzende Reaktion, so dass, sobald jedes Oberflächenmolekül mit einem Precursormolekül reagiert, die Reaktion stoppt. Folglich stellt das System (200) eine genaue Schichtdickensteuerung bereit, ohne die Schichtdicke tatsächlich messen zu müssen, und wird betrieben, um Chargen von Substraten gleichzeitig zu bearbeiten, durch Wiederholen von etwa 2-1000 Monoschichtaufbringungen in einem unbeaufsichtigten Chargenzyklus. Außerdem stehen ALD-Precursormaterialien zur Verfügung, die geeignet sind für die Abscheidung von Elementmonoschichten von Materialien der Gruppe III-V, Gruppe II-VI und Gruppe III-N auf Silizium- oder auf Nicht-Silizium-Substraten oder auf vorher vereinigten Nicht-Silizium-Monoschichten mit Materialien der Gruppe III-V, Gruppe II-VI und Gruppe III-N entweder in Kombination mit anderen Materialien der Gruppe III-V, Gruppe II-VI und Gruppe III-N oder in Kombination mit anderen Materialien wie z. B. ZnOS (eine Kombination von ZnO und ZnS) auf Silizium- oder Nicht-Silizium-Substraten oder auf vorher aufgebrachten Monoschichten.
  • Domänenanpassungsepitaxie (DME) und Keimbildungsschicht
  • Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden spezielle Abscheidungsschichtmaterialien an das Substrat und/oder an eine vorher aufgebrachte Abscheidungsschicht auf eine Weise angepasst, die gewöhnlich ein Einkristallwachstum in der neu aufgebrachten Abscheidungsschicht induziert, selbst wenn die Reaktionstemperatur der Schichtabscheidung deutlich unterhalb dessen liegt, was herkömmlich Temperaturen zugeordnet ist, die für das Induzieren von Heteroepitaxiewachstum geeignet sind. Insbesondere werden die Materialschichten angepasst, um die Domänenanpassungsepitaxie zu nutzen, die ein Epitaxiewachstum von dünnen Filmen auf Substraten ermöglicht, die eine große Kristallgitterfehlanpassung aufweisen, durch Auswählen von Materialkombinationen, bei denen entsprechende Domänen oder Hauptkristallgitterebenen mit ganzzahligen Vielfachen der Hauptgitterkristallgitterebenen auftreten.
  • In einer speziellen nicht begrenzenden Beispielausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine AlN-Puffer- oder Keimbildungsschicht auf einem im Wesentlichen einkristallinen Siliziumsubstrat abgeschieden, bei dem die Si(111)-Kristallgitterebene freiliegt. Die AlN-Abscheidung geschieht durch einen ALD-Abscheidungsprozess mit einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C. In dieser Beispielausführungsform gibt die Domänenanpassungsepitaxie vor, dass jede vierte Silizium(220)-Ebene einen im Wesentlichen angepassten Gitterabstand zu jeder fünften Aluminiumnitrid(21-1-0)-Ebene hat und dass das Einkristallwachstum an jedem Punkt induziert wird, an dem der Gitterabstand im Wesentlichen angepasst ist. Mit anderen Worten, wo die Materialschichtkombination eine kleine Gitterabstandsfehlanpassung selbst mit einer begrenzten Anzahl von Gitterpunkten bereitstellen kann, ist die Wahrscheinlichkeit für eine Einkristallkeimbildung an den Punkten der kleinen Gitterabstandsfehlanpassung erhöht, und sobald Keime gebildet sind, ist die Wahrscheinlichkeit für ein weiteres Einkristallwachstum erhöht.
  • In dem speziellen Beispiel einer AIN/Si-Grenzfläche wird die Anpassung 4/5-Anpassung genannt, da jede vierte Silizium(220)-Ebene jeder fünften Aluminiumnitrid(21-1-0)-Ebene entspricht. In einer anderen nicht begrenzenden Beispielausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung wird ALD verwendet, um eine Titannitrid-Keimbildungsschicht auf Silizium aufzubringen, aufgrund einer 3/4-Anpassung einer TiN/Si-Grenzfläche. In weiteren nicht begrenzenden Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung ist DME verwendbar, um die Keimbildungsschicht an die Bauelementschicht anzupassen, ohne eine DME-Anpassung zwischen dem Substrat und der Keimbildungsschicht zu haben. In einer speziellen nicht begrenzenden Ausführungsform wird eine Keimbildungsschicht aus Yttriumoxid (Y2O3) auf einem Si(111)-Substrat durch einen Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozess abgeschieden und eine Schicht aus Zinkoxid (ZnO2) wird über der Yttriumoxidschicht aufgebracht. In dem speziellen Beispiel einer ZnO2/Y2O3-Grenzfläche ist die Anpassung eine 7/6-Anpassung, da jede siebte Zinkoxid(1120)-Ebene eine Gitterabstandsanpassung an jede sechste Yttriumoxid(44-0)-Ebene hat.
  • Gemäß weiteren Aspekten der vorliegenden Erfindung wird eine niedrige Reaktionstemperatur, 80-400 °C, verwendet, um die thermische Spannung zu minimieren, die durch CTE-Fehlanpassungen zwischen unterschiedlichen Materialien induziert wird. Außerdem werden Abscheidungsfilmschichten in einer speziellen Sequenz aufgebracht und die Schichten werden mit speziellen Materialzusammensetzungen ausgebildet, um die normalerweise schädlichen Effekte von CTE-Fehlanpassungen an Grenzflächen von unterschiedlichen Materialien oder Kristallstrukturen zu minimieren.
  • Mit Bezug auf 3 wird in einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform der Erfindung eine Keimbildungs- oder Begrenzungsschicht, die A1N (620) aufweist, auf der Si(111)-Atomebene eines im Wesentlichen einkristallinen Siliziumwafersubstrats (630) in der ALD-Kammer (210) unter Verwendung eines Mehrfach-Monoschicht-ALD-Abscheidungsprozesses abgeschieden. Im vorliegenden Beispiel wird jede Monoschicht von AlN durch Reaktion eines ersten Precursors, Trimethylaluminium (TMA), mit den freiliegenden Oberflächen des Si-Substrats aufgebracht. Alternativ kann der erste Precursor TDMAA oder irgendeinen anderen metallorganischen Al-Precursor oder halogenierten Al-Precursor aufweisen. Der erste Precursor wird dann aus der Reaktionskammer gespült und ein zweiter wird mit den freiliegenden Substratoberflächen zur Reaktion gebracht. Der zweite Precursor ist Ammoniak (NH3), (N2H2), N2, ein N2-H2-Verhältnis-Gemisch, einatomiger Stickstoff oder einatomiger Wasserstoff oder irgendeine Kombination von einatomigem Stickstoff und einatomigem Wasserstoff oder irgendein anderer Stickstoff oder Wasserstoff enthaltender Reaktionspartner. Nachdem die zweite Reaktion vollständig ist, wird der zweite Precursor aus der Reaktionskammer gespült und eine erste Monoschicht aus Aluminiumnitrid (A1N) wird ausgebildet. Alternativ kann eine Aluminiumnitrid-AlN-Monoschicht auf Silizium unter Verwendung eines PEALD-Prozesses gezüchtet werden. In einer nicht begrenzenden Ausführungsform liegt die Dicke der Begrenzungsschicht zwischen 10 und 1000 nm.
  • Wie vorstehend beschrieben, wird die AlN-Keimbildungsschicht hinsichtlich der Domäne an Silizium angepasst, so dass ganzzahlige Vielfache der Gitterebenen jedes Materials über die Materialgrenzflächenbegrenzung gleich groß sind. Insbesondere hat die Keimbildungsschicht aus AlN (a = 3,11 Å), die auf einem Si(111)-Substrat (a = 3,89 Å) abgeschieden wird, eine integrale 5-zu-4-Anpassung. Folglich wird eine regelmäßige Anordnung von Fehlanpassungsversetzungen innerhalb der ersten Monoschicht im Aluminiumnitrid nukleiert. Die Fehlanpassungsversetzungen treten in jeder fünften Gitterebene auf, um sich an die Gitterfehlanpassung anzupassen, und das in Deckung bringen der integralen Domänen stellt die erforderliche Spannungsentlastung bereit, um das Einkristallwachstum in der AlN-Schicht einzuleiten. Eine Beispiel-Mikrofotografie der Grenzflächenbegrenzung zwischen einem Si-Substrat und einer AlN-Keimbildungsschicht ist in 4 gezeigt, die ein Beugungsmusterbild in der unteren rechten Ecke umfasst, was zeigt, dass die AlN-Schicht die Eigenschaften einer Einkristallorientierung aufweist.
  • Mit Bezug auf 4 zeigt ein Beispielquerschnitt der Begrenzung zwischen dem Si(111)-Substrat (wobei der Atomabstand a = 3,89 Å ist) und der AlN-Keimbildungsschicht (wobei der Atomabstand a = 3,11 Å ist) die Anpassung der AlN(2110)-Ebenen (520) und der Si (220)-Ebenen (530) an eine regelmäßige Anordnung von Fehlanpassungsversetzungen (540), die in jeder fünften Ebene auftreten. Trotz der Kristallgitterfehlanpassung von nahezu 19 % zwischen AlN (2110) und Si(111) ist bedeutender, dass die Fehlanpassung an den Fehlanpassungsversetzungen (540) viel kleiner und klein genug ist, um lokal das Einkristallwachstum der AlN-Keimbildungsschicht zu induzieren. Noch wichtiger: die Mikrofotografie zeigt eine im Wesentlichen defektfreie AlN-Kristallisierung über der Schichtgrenzfläche und dies wird durch das Röntgenbeugungsbild bestätigt, das in der unteren rechten Ecke gezeigt ist.
  • Mit Bezug nun auf 9 weist eine nicht begrenzende Beispiel-Bauelementstruktur (900) gemäß der vorliegenden Erfindung ein Siliziumsubstrat (905) mit einer AlN-Keimbildungsschicht (910) auf, die auf der Si(111)-Ebene des Si-Substrats unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C abgeschieden ist. Das Bauelement (900) umfasst ferner eine GaN-Bauelementschicht (915), die auf der AlN-Keimbildungsschicht (910) unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C abgeschieden ist. Im vorliegenden Beispiel liegt die AlN-Schichtdicke im Bereich von 10 - 1000 nm und die Bauelementschichtdicke liegt im Bereich von 100 - 3000 nm.
  • Mit Bezug auf 3 weist eine andere nicht begrenzende Beispiel-Bauelementstruktur (600) gemäß der vorliegenden Erfindung ein Siliziumsubstrat (630) mit einer AlN-Keimbildungsschicht (620) auf, die auf der Si(111)-Ebene des Si-Substrats unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C abgeschieden ist. Eine Übergangsschicht (615) ist auf der Keimbildungsschicht (620) zwischen der Keimbildungsschicht (620) und der GaN-Bauelementschicht (610) abgeschieden und die Bauelementschicht (610), die GaN aufweist, ist auf der Übergangsschicht (615) unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C abgeschieden.
  • Die Übergangsschicht (615) weist mindestens eine Schicht mit einer AlxGa1-xN-Verbindung auf, die in die AlN-Keimbildungsschicht durch ein ALD-Abscheidungsverfahren unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von weniger als 400 °C abgeschieden ist. Insbesondere weist die mindestens eine Übergangsschicht ein Material auf, das mindestens eine Eigenschaft hat, die zum Induzieren des Heteroepitaxiewachstums der GaN-Schicht geeigneter ist als die Keimbildungsschicht (620). Insbesondere ist die Materialzusammensetzung der Keimbildungsschicht ausgewählt, um entweder die CTE-Fehlanpassung oder die Kristallgitterabstands-Fehlanpassung zwischen dem Keimbildungsmaterial (A1N) und dem Bauelementmaterial (GaN) oder beide zu verringern. In einer anderen nicht begrenzenden Beispielausführungsform weist die Übergangsschicht (615) eine Vielzahl von verschiedenen Materialschichten mit jeweils einer anderen AlxGa1-xN-Zusammensetzung auf, wobei die Zusammensetzung kontinuierlich von nahezu ausschließlich AlN auf nahezu ausschließlich GaN verändert ist, so dass das oberste Übergangsschichtmaterial die am besten geeignete Vorlage für das Heteroepitaxiewachstum der GaN-Schicht (610) bereitstellt.
  • Laserausheilung
  • Mit Bezug nun auf 5 eine schematische Ansicht eines nicht begrenzenden Beispiel-Laserausheilungssystems (300), das mit einer ALD-Reaktionskammer integriert ist. Das Laserausheilungssystem umfasst einen linearen oder Drehbewegungstisch (362), der mit einer heißen Aufspannplatte oder einem Substratträger (364) gekoppelt ist. Der Substratträger befindet sich innerhalb der vorstehend beschriebenen ALD-Kammer (210). Der Drehbewegungstisch kann (362) sich innerhalb der oder außerhalb der ALD-Reaktionskammer befinden, solange der Tisch in der Lage ist, das Substrat in Bezug auf einen festen Laserausheilungsstrahl zu bewegen. Allgemeiner ist jede Vorrichtung, die eine relative Bewegung zwischen einem Laserausheilungsstrahl und dem Substrat bereitstellt, verwendbar, ohne von der vorliegenden Erfindung abzuweichen. Der Substratträger (364) und das beschichtete Substrat (366) werden innerhalb der ALD-Kammer aufgenommen und sind gleichzeitig in Reaktion auf die Bewegung des Bewegungstischs (362) beweglich. Alternativ ist der Bewegungstisch (362) zwischen dem Substratträger (364) und dem Substrat (366) angeordnet, so dass nur das Substrat durch den Bewegungstisch (364) bewegt wird. Der Bewegungstisch wird durch eine elektronische Steuereinheit (302) gesteuert, die die Bewegung des Tischs (362) und anderer Systeme während Laserausheilungsvorgängen steuert.
  • In einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform wird ein stationärer Laserstrahl (324) auf das Substrat (366) gerichtet, während das Substrat in Bezug auf den Laserstrahl bewegt wird. In anderen Ausführungsformen ist das Substrat stationär und mit dem Laserstrahl wird über die Substratoberfläche gescannt. Der Laserausheilungsstrahl kann einen fokussierten Linien- oder linearen Strahl oder einen fokussierten kreisförmigen Strahl aufweisen. Der lineare Laserstrahl (324) wird durch ein System erzeugt, das einen Laser (310), eine Fern-Optik (320), eine FAB-Ebenenoptik (322), einen Laserstrahlungssensor (330) und verschiedene Steuerelemente in Kommunikation mit der elektronischen Steuereinheit (302) umfasst.
  • In einer Beispielausführungsform fokussieren die optischen Systeme einen linearen Laserstrahl (324) präzise entlang einer linearen Achse der Substratbeschichtungsoberfläche. Außerdem stellen die optischen Systeme eine im Wesentlichen homogene Lichtstärke über die Länge des linearen Laserstrahls bereit, um die Substratoberfläche gleichmäßig zu erhitzen. Insbesondere überschreitet die lineare Länge des linearen Laserstrahls (324) im Wesentlichen eine lineare Abmessung des Substrats (366), so dass die relative Bewegung zwischen dem Substrat und dem linearen Laserstrahl die ganze Fläche des Substrats (366) beleuchtet.
  • In einer anderen Beispielausführungsform fokussieren die optischen Systeme einen linearen Laserstrahl (324) präzise auf eine Punktquelle (z. B. mit einer kreisförmigen, gaußförmigen Energieverteilung), die auf die Substratbeschichtungsoberfläche gerichtet wird. In diesem Beispiel umfassen die optischen Systeme Rasterabtastsysteme, die zu einer ein- oder zweiachsigen Rasterabtastung zum Scannen des Laserstrahls über die ganze Fläche des Substrats in der Lage sind. In einer Ausführungsform scannt ein einachsiger Rasterabtaster mit dem Punktlaserstrahl eine lineare Achse des Substrats ab, während der Bewegungstisch das Substrat entlang einer senkrechten linearen Achse bewegt. In jedem Fall beleuchtet die relative Bewegung zwischen dem Substrat und dem Punktquellenlaserstrahl die ganze Fläche des Substrats (366).
  • In einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform ist der Laser (310) ein Dauerstrich-CW-Laser mit einer Laserausgangsstrahlung bei einer Wellenlänge, die leicht durch Silizium absorbiert wird, z. B. im Bereich von 300 - 1000 nm, und in einer Beispielausführungsform weist der Laser (310) einen grünen Faserlaser mit 200 Watt auf. Andere Laser, einschließlich Nicht-CW-Laser und Nicht-Faser-Laser, sind verwendbar, ohne von der vorliegenden Erfindung abzuweichen.
  • Der Laserstrahl wird durch verschiedene Untersysteme gesteuert, um die Substratbeschichtungsoberfläche durch Erhitzen der Oberfläche auf eine Ausheilungstemperatur auszuheilen. Insbesondere wird die Laserstrahlung verwendet, um die Beschichtungsschicht oder Beschichtungsschichten thermisch anzuregen, um die lokale Atomrelaxation in den Beschichtungsschichten zu aktivieren. Ohne an eine spezielle Theorie gebunden zu sein, glauben die Anmelder, dass die thermische Energie, die sich aus der Laserstrahlung ergibt, die auf die Beschichtungsschicht gerichtet wird, die Beschichtungsschicht auf eine genügend hohe Temperatur erhitzt, um zu ermöglichen, dass sich Atome der Beschichtungsschicht in eine geeignetere Kristallgitterstruktur umordnen, die im Wesentlichen der Kristallgitterstruktur entspricht, die normalerweise durch Hochtemperatur-Heteroepitaxiewachstum erreicht wird, wie es sich z. B. ergeben kann, wenn heteroepitaxiale Beschichtungsschichten durch herkömmliche MOCVD-Prozesse aufgebracht werden. Im Gegensatz zu herkömmlichen MOCVD-Prozessen, in denen das ganze Substrat und die Beschichtungsschicht gleichzeitig zusammen erhitzt und gekühlt werden, stellt jedoch die vorliegende Erfindung nur eine lokalisierte Erhitzung bereit, die schnell dreidimensional vom Laserstrahl weg abgeleitet wird, ohne eine lokalisierte thermische Spannung zwischen unterschiedlichen Materialien zu induzieren, wenn sie sich mit verschiedenen Raten während des thermischen Zyklus ausdehnen und zusammenziehen. Fachleute auf dem Gebiet erkennen überdies, dass dieselben Prinzipien der vorliegenden Erfindung auch auf das Homoepitaxiewachstum bei niedrigen Reaktionstemperaturen anwendbar sind.
  • Die vorliegende Erfindung umfasst das vorstehend beschriebene Laserausheilungssystem, um Materialschichten auszuheilen, die auf Substrate aufgebracht werden und/oder auf andere Abscheidungsschichten aufgebracht werden, um ein im Wesentlichen epitaxiales Kristallgitterwachstum der Materialschichten zu erreichen. Die Ausheilungstemperatur liegt zwischen etwa 1200 und 1500 °C. Die zeitliche Dauer oder Einwirkzeit (z. B. die Laserimpuls-Halbwertsdauer) der Ausheilungstemperatur liegt zwischen etwa 400 und 2000 µs. Die Laserenergie ist ein linearer Strahl eines fokussierten Strahls mit einer fokussierten Linienbreite an der Abscheidungsoberfläche von etwa 140 µm. Der lineare Strahl hat eine longitudinale Länge, die die größte Abmessung des größten gescannten Substrats überschreitet. Die Wellenlänge der Laserenergie wird vorzugsweise durch Silizium leicht absorbiert, die einen Wellenlängenbereich von 300 bis 1000 nm umfasst. Eine bevorzugte Laserwellenlänge ist grün mit einem schmalen Ausgangsspektrum, die zwischen etwa 515 und 580 nm zentriert ist. In einer Beispielausführungsform weist der Laser (310) einen Erbium- und Ytterbiumfaserlaser mit einer Ausgangsleistung mit schmalem Spektralband auf, die bei 532 nm zentriert ist, mit einer Dauerstrich- (CW) Ausgangsleitung zwischen 50 und 500 Watt und vorzugsweise 200 Watt. Alternativ kann der Laser (310) einen Neodym-Yttrium-Aluminium-Granat (Nd-YAG) Laser mit einem schmalen Ausgangsspektralband, das bei 532 nm zentriert ist, aufweisen.
  • Der Laserstrahl wird durch verschiedene Untersysteme gesteuert, um die Substratbeschichtungsoberfläche durch schnelles Erhitzen der Oberfläche auf eine Ausheilungstemperatur auszuheilen. Insbesondere regt die Laserstrahlung die Substratbeschichtungsoberfläche und insbesondere die Abscheidungsschichten thermisch an, die auf die Beschichtungsoberfläche aufgebracht sind, um eine lokale Atomrelaxation in der Kristallstruktur der Beschichtungsschichten thermisch zu aktivieren. Ohne an eine spezielle Theorie gebunden zu sein, glauben die Anmelder, dass die thermische Energie, die sich aus der Laserstrahlung ergibt, die auf die Abscheidungsschichten gerichtet wird, die Abscheidungsschichten auf eine genügend hohe Temperatur erhitzt, um zu ermöglichen, dass sich Atome des Abscheidungsmaterials in eine geeignetere Kristallgitterstruktur umordnen, die im Wesentlichen der Kristallgitterstruktur entspricht, die normalerweise durch das Hochtemperatur-Heteroepitaxiewachstum erreicht wird, wie es sich z. B. ergeben kann, wenn heteroepitaxiale Beschichtungsschichten durch herkömmliche MOCVD-Prozesse bei Temperaturen oberhalb 900 °C aufgebracht werden.
  • Mit Bezug auf 6a ist die Temperatur in °C einer Beschichtungsoberfläche, die mit einem vorstehend beschriebenen Laserausheilungsstrahl beleuchtet wird, als Funktion der Zeit in ms aufgetragen, wie durch optische Temperaturerfassungsvorrichtungen bestimmt. In dem aufgetragenen Beispiel ist die Einwirkzeit des Laserstrahlenbündelkontakts mit der Beschichtungsoberfläche 800 µs, die Strahlbreite ist 140 µm und die anfängliche Wafer- oder Substrattemperatur ist ungefähr gleich der ALD-Reaktionstemperatur, die im vorliegenden Beispiel 400 °C ist. Das Diagramm zeigt auf, dass die Temperatur des mit dem Laser beleuchteten Bereichs ihren Höhepunkt bei etwa 1350 °C (414) erreicht und dann innerhalb zehn Millisekunden wieder auf unterhalb 600 °C abkühlt (416), wenn die Einwirkzeit ungefähr 0,8 ms ist und die Strahlbreite ein ungefähr 140 µm breiter Linienfokus ist.
  • Wie vorstehend erörtert, kann der Laserausheilungsschritt irgendwo in den Wachstumsprozess integriert werden; z. B. während oder nach der Ausbildung der Keimbildungsschicht, während oder nach dem Wachstum der GaN-Schicht oder als einzelne Nachausheilung der ganzen Filmstruktur. Außerdem können die Laserausheilungsschritte in-situ durchgeführt werden, wie in 5 dargestellt, oder die Laserausheilungsschritte können ex-situ in einem separaten Laserausheilungssystem oder einer Kombination von In-situ- und Ex-situ-Laserausheilungsschritten durchgeführt werden.
  • Wieder mit Bezug auf 5 umfasst das In-situ-Laserausheilungssystem (300) ferner einen optischen Detektor (352) und eine zugehörige Abbildungsoptik (350), die optional angeordnet ist, um thermische Emissionen von der Beschichtungsoberfläche zu überwachen und um das Spektralemissionsmuster zu verarbeiten, um die Temperatur an der Beschichtungsoberfläche zu bestimmen, wenn sie durch Laser ausgeheilt wird. Alternativ kann der optische Detektor (352) verwendet werden, um das Laserausheilungssystem zu kalibrieren, und kann dann entfernt werden. Ein Kamerasystem (340) in elektrischer Kommunikation mit der elektronischen Steuereinheit (302) ist optional angeordnet, um die Substratausheilung zu überwachen, und das Kamerasystem (340) kann verwendbar sein, um die Spitzenoberflächentemperatur während der Ausheilungsschritte zu bestimmen. Außerdem kann die elektronische Steuereinheit (302) mit verschiedenen Ausheilungsrezepturen programmiert sein, die die Einwirkzeit gemäß der anfänglichen Substrattemperatur und den Beschichtungsmaterialien verändern können, um die Spitzenausheilungstemperatur (414) zu erhöhen oder zu verringern oder anderweitig die Form des Temperaturprofils zu verändern.
  • Mit Bezug nun auf 6b zeigt ein Thermograph (660) die Temperatur eines Substrats (675), das mit einem Laserstrahl (680) mit einer relativen Geschwindigkeit vs zwischen dem Substrat und dem Laserstrahl beleuchtet wird. Wenn dunklere Schattierungen höheren Temperaturen zugeordnet sind, demonstriert der Thermograph, dass die thermische Energie schnell vom Strahleinfallpunkt in das Substrat abgeleitet wird, ohne die ganze Substratdicke signifikant zu erhitzen. Das Diagramm (660) demonstriert deutlich, dass nur ein kleiner Bereich nahe der Beschichtungsoberfläche die Ausheilungstemperatur erreicht, während die Temperatur des überwiegenden Teils der Substratdicke im Wesentlichen vom Laserausheilungsstrahl unbeeinflusst ist.
  • Wärmespannungsanalyse
  • Einer der Schlüsselvorteile der vorliegenden Erfindung ist ihre einzigartige Fähigkeit, die Energetik an der Wachstumsoberfläche zu steuern, ohne das ganze Substrat zu erhitzen. Der Laserspitzenausheilungsprozess kann die Oberflächentemperatur auf sehr hohe Werte lokal erhöhen, um Epitaxiewachstumsmodi zu aktivieren, während nicht das ganze Substrat erhitzt wird. Da jedoch der umgebende Film und das Substrat auf einer niedrigen Temperatur bleibt, besteht eine geringere Restwärmespannung, da die thermische Energie schnell zu kühleren Bereichen des Substrats und der Beschichtungsschicht abgeleitet wird.
  • Insbesondere wird die relative Spannung von Filmen, die durch die vorstehend beschriebene Laserausheilung und die MOCVD des Standes der Technik gezüchtet werden, angesichts von Gleichungen 1-3 verglichen. Wie durch die nachstehend aufgelisteten Ergebnisse gezeigt, ermöglicht die vorliegende Erfindung, dass eine GaN-Bauelementschicht auf Siliziumsubstraten mit geringerer Restspannung und gleichzeitig dickere GaN-Filme gezüchtet werden als im Stand der Technik bekannt sind.
  • Gleichung 1 schätzt die Restwärmespannung σ eines GaN-Films, der auf einem Si-Substrat gezüchtet ist, ab. Unter Ignorieren der Keimbildungsschicht schreiben wir σ = Δ α ( T D E P − T R T ) E G a N 1 − ν G a N
    Figure DE112014004343B4_0001
  • Hier ist Δα = 2,22 × 10-6 K-1 die Differenz des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen dem GaN und Si, TDEP ist die Abscheidungstemperatur, TRT = 25 °C ist die Raumtemperatur, EGaN = 200 GPa ist das Elastizitätsmodul und VGaN = 0,24 ist die Poissonzahl.
  • Unter Verwendung von Gleichung 1 werden Werte für die thermische Spannung von σ = 130 MPa für eine ALD-Reaktionstemperatur von 250 °C gegenüber σ = 600 MPa für eine MOCVD-Reaktionstemperatur von 1050 °C vorhergesagt, die ungefähr mit der Reaktionstemperatur skalieren, die etwa 4,5 x weniger Restspannung unter Verwendung einer Reaktionstemperatur von 250 °C ergibt.
  • Diese Spannung verursacht, dass sich der Si-Wafer mit einem Krümmungsradius biegt, der durch Gleichung 2 gegeben ist, R = M S i h S i 2 6 σ h G a N
    Figure DE112014004343B4_0002
  • In dieser Formel ist MSi = 229 der biaxiale Modul des Si-Wafers, hSi = 725 µm ist die Dicke eines Standardwafers mit einem Durchmesser von 200 mm und hGaN ist die Dicke des GaN-Films. Für große Krümmungsradien ist die Biegung B eines Wafers mit dem Durchmesser D durch Gleichung 3 gegeben. B = D 2 8 R
    Figure DE112014004343B4_0003
  • In 7 tragen wir die Biegung des Wafers mit 200 mm als Funktion der GaN-Dicke für die zwei Abscheidungstemperaturen auf. Die Waferverformung entsteht aufgrund der thermischen Spannung im GaN. Die Industriespezifikation für die maximale zulässige Biegung (710) eines Si-Wafers mit 200 mm ist 100 µm. Diese Spezifikation ist für die Verwendung der Wafer in den automatisierten Waferhandhabungssystemen erforderlich, die in die Massenproduktion integriert sind. Mit Bezug auf 7 stellen wir fest, dass die GaN-Filmdicke, die dieses Ausmaß an Waferbiegung erzeugt, 3,0 µm für die Abscheidung bei 250 °C (720) und 0,6 µm für die Abscheidung bei 1050 °C (730) ist. Eine andere Weise zum Darstellen dieser Informationen ist Folgende: ein Film von 3 µm, der durch den vorstehend beschriebenen ALD-Abscheidungsprozess bei 250 °C auf einem Si-Wafer abgeschieden wird, biegt sich um 100 µm, wohingegen derselbe Film, der auf einem Si-Wafer unter Verwendung von MOCVD abgeschieden wird, sich um 500 µm biegt. Wie erwartet, ist der Abscheidungsprozess bei niedrigerer Temperatur zum Züchten von dickeren GaN-Substraten bevorzugt.
  • Dies umfasst nicht die Auswirkung von Spannungskompensationsschichten, die routinemäßig in den Filmen für MOCVD-Abscheidungen abgeschieden werden. Gemäß einem Vorteil der vorliegenden Erfindung sind folglich Spannungskompensationsschichten nicht erforderlich.
  • Lösen von GaN vom Si-Substrat für vertikale Bauelemente
  • Wenn man sich nun 8 und 10 zuwendet, umfasst eine schematische Darstellung einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung eine Löseschichtanordnung (800), die eine GaN-Bauelementschicht (810) und eine Bornitrid- (BN) Löseschicht (850) aufweist, die zwischen gegenüberliegenden AlN-Keimbildungsschichten (820) und (822) angeordnet ist. Insbesondere ist die Löseschicht (850) vorgesehen, um die oberen Schichten (822), (815) und (810) vom Si(111)-Substrat zu lösen, so dass die GaN-Bauelementschicht zur Verwendung in einem Hochspannungs-Bauelement mit einer vertikalen Architektur hergestellt werden kann. In einer nicht begrenzenden Beispielausführungsform weist eine vertikale Bauelementarchitektur (1000) gemäß der vorliegenden Erfindung eine GaN-Bauelementschicht (1005) mit einer Schichtdicke T oberhalb etwa 3 µm auf, um eine Durchbruchspannung oberhalb etwa 1000 Volt bereitzustellen. Das Bauelement ist an einem Glassubstrat (1010) oder dergleichen auf einer Oberfläche der Bauelementschicht befestigt. Das Substrat (1010) ist nicht das Substrat, auf dem die GaN-Bauelementschicht gezüchtet wurde. Eine Source (1015) und ein Gate (1020) koppeln elektrisch mit einer aktiven Schicht (nicht dargestellt) z. B. durch ein Laserkontaktloch, das durch das Glassubstrat (1010) verläuft. Ein Drain (1025) ist auf der unteren Oberfläche des GaN-Substrats für die elektrische Schnittstelle mit einem aktiven Bauelement, nicht gezeigt, angeordnet.
  • Um die dickere GaN-Bauelementschicht (1005) für das vertikale Hochspannungs-Bauelement (1000) herzustellen, ist es erwünscht, GaN-Filme vom Si-Substrat zu lösen, auf dem sie gezüchtet wurden. Herkömmliche Techniken umfassen die Befestigung der GaN-Bauelementschicht (810) an einer Trägerschicht und das Wegätzen des rückseitigen Si-Wafers entweder chemisch oder mechanisch.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Bornitrid- (BN) Löseschicht (850) auf der unteren Keimbildungsschicht (820) abgeschieden, die AlN aufweist, das abgeschieden ist, wie vorstehend beschrieben. Insbesondere hat die BN-Löseschicht (850) eine Kristallgitterstruktur mit hexagonaler Phase, wobei die Bindung entlang der c-Achse vom schwachen Van-der-Waals-Typ (ähnlich zu Graphit) ist. Dies macht es leicht, die h-BN-Löseschicht (850) mechanisch abzuspalten. Die Löseschicht (850) ist in die Struktur (800) integriert, ohne die Qualität des GaN-Epitaxiewachstums zu gefährden. Insbesondere macht DME die h-BN-Löseschicht mit der AlN-Keimbildungsschicht an den BN/AIN-Grenzflächen (847) kompatibel, um der Gitterfehlanpassung zwischen AlN-Keimbildungsschichten (820) und (822) Rechnung zu tragen. AlN und BN sind praktisch unmischbar, so dass sie eine atomisch scharfe Grenzfläche bilden. Der Gitterabstand von h-BN ist a = 2,5 A. Daher sind drei Grenzflächen mit großer Gitterfehlanpassung vorhanden: die Si-AIN-Grenzfläche (845), die AlN-BN-Grenzfläche (847) und die BN-AIN-Grenzfläche (849). Die BN-AlN-Fehlanpassung ist jedoch ein nahezu perfektes ganzzahliges Verhältnis von 4 zu 5, genau wie im Fall von AlN-zu-Si und die DEM-Anpassung an jeder der Grenzflächen (847) und (849) unterstützt die Einkristall-Wachstumseinleitung an jeder Grenzfläche.
  • Das Verfahren der Abscheidung der vorliegenden Erfindung weist die Verwendung einer ALD-Abscheidungstechnik in Kombination mit DEM-angepassten Materialschichten und einem oder mehreren Laserausheilungszyklen auf, um eine dünne kristalline AlN-Keimbildungsschicht (820) auf dem Si(111)-Substrat (830) zu züchten, um dann eine dünne kristalline h-BN-Löseschicht (850) auf der AlN-Keimbildungsschicht (820) zu züchten. Eine zweite dünne kristalline AlN-Keimbildungsschicht (822) wird dann auf der Löseschicht (850) gezüchtet, gefolgt vom Züchten der AlxGa1-xN-Übergangsschicht auf der AlN-Keimbildungsschicht (822) und dann das Züchten der GaN-Bauelementschicht (810) auf der Übergangsschicht (815). Insbesondere wird die obere GaN-Schicht auf eine Dicke gezüchtet, die für eine Anwendung mit vertikaler Architektur geeignet ist, wie z. B. Dicken im Bereich von etwa 2 - 10 µm.
  • Sobald sie geeignet strukturiert ist, wird die obere GaN-Bauelementschicht (811) an einen Träger (z. B. (1010), in 10 gezeigt) gebondet und das Si-Substrat (830) wird durch Spalten der BN-Löseschicht (850) gelöst. Danach wird die restliche AlN-Schicht (822) weggeätzt und elektrische Kontakte (z. B. (1025), in 10 gezeigt) werden auf der Übergangsschicht (815) ausgebildet, um ein vertikales Bauelement herzustellen.
  • Von Fachleuten auf dem Gebiet wird auch erkannt, dass, obwohl die Erfindung vorstehend hinsichtlich bevorzugter Ausführungsformen beschrieben wurde, sie nicht darauf begrenzt ist. Verschiedene Merkmale und Aspekte der vorstehend beschriebenen Erfindung können individuell oder gemeinsam verwendet werden. Obwohl die Erfindung im Zusammenhang mit ihrer Implementierung in einer speziellen Umgebung und für spezielle Anwendungen (z. B. für das Heteroepitaxiewachstum von GaN-Bauelementschichten auf Siliziumsubstraten) beschrieben wurde, erkennen Fachleute auf dem Gebiet ferner, dass ihre Nützlichkeit nicht darauf begrenzt ist und dass die vorliegende Erfindung vorteilhaft in irgendeiner Anzahl von Umgebungen und Implementierungen verwendet werden kann, wo es erwünscht ist, Niedertemperatur-Filmschichten mit Heteroepitaxie- oder Homoepitaxiewachstum zu züchten, um verschiedene Bauelementschichten auf Siliziumsubstraten unter Verwendung von Niedertemperatur-ALD-Abscheidungsprozessen auszubilden, um die schädlichen Effekte von hohen Reaktionstemperaturen zu vermeiden. Folglich sollten die nachstehend dargelegten Ansprüche angesichts der vollen Breite und des Gedankens der Erfindung, wie hierin offenbart, aufgefasst werden.

Claims (15)

  1. Ein Verfahren zum Ausbilden einer GaN-Bauelementschicht auf einer Siliziumsubstrat-Beschichtungsoberfläche, das aufweist: Abstützen des Silizium- (Si) Substrats (630) innerhalb einer Atomschichtabscheidungs- (ALD) Kammer (210); Aufbringen einer Aluminiumnitrid- (A1N) Keimbildungsschicht (620) auf die Siliziumsubstrat-Beschichtungsoberfläche unter Verwendung eines ersten ALD-Verfahrens; Aufbringen einer Übergangsschicht (615) über der AlN-Keimbildungsschicht (620) unter Verwendung eines zweiten ALD-Verfahrens; Aufbringen einer GaN-Bauelementschicht (610) über der Übergangsschicht (615) unter Verwendung eines dritten ALD-Verfahrens; wobei die Substrattemperatur für jeweils das erste, das zweite und das dritte ALD-Verfahren zwischen 80 und 400 °C liegt; und das Erhitzen jedes Abschnitts von jeweils der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) auf eine Ausheilungstemperatur oberhalb 900 °C für weniger als 20 ms.
  2. Das Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Substrattemperatur für jeweils das erste, das zweite und das dritte ALD-Verfahren dieselbe Temperatur ist.
  3. Das Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Schritt des Aufbringens der Übergangsschicht (615) das Aufbringen einer Vielzahl von verschiedenen Materialschichten aufweist, wobei jede der Vielzahl von verschiedenen Materialschichten eine AlxGa1-xN-Verbindung aufweist und wobei jede der Vielzahl von verschiedenen AlxGa1-xN-Verbindungen durch ein unterschiedliches ALD-Verfahren aufgebracht wird.
  4. Das Verfahren nach Anspruch 3, wobei jeweils das erste, das zweite und das dritte ALD-Verfahren und jedes der verschiedenen verwendeten ALD-Verfahren bei derselben Substrattemperatur durchgeführt wird.
  5. Das Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Schritt des Aufbringens der GaN-Bauelementschicht (610) über der Übergangsschicht (615) eine Materialgrenzfläche erzeugt.
  6. Das Verfahren nach Anspruch 1, wobei nach dem Erhitzen eines Abschnitts von jeweils der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) auf eine Ausheilungstemperatur oberhalb 900 °C der Abschnitt auf eine Temperatur unterhalb 900 °C abkühlt und die zeitliche Dauer des Heiz- und Kühlzyklus zwischen 300 und 2000 µs liegt.
  7. Das Verfahren nach Anspruch 6, wobei der Schritt des Aufbringens einer Übergangsschicht (615) das Aufbringen einer Vielzahl von verschiedenen Materialschichten mit jeweils einer unterschiedlichen AlxGa1-xN-Verbindung aufweist, wobei jede der Vielzahl von unterschiedlichen AlxGa1-xN-Verbindungen durch ein unterschiedliches ALD-Verfahren aufgebracht wird, wobei der Heizschritt aufweist: Durchführen eines einzelnen ersten Heizschritts, um eine ganze Dicke der AlN-Keimbildungsschicht (620) thermisch auszuheilen; Durchführen einer Vielzahl von zweiten Heizschritten, einen zum thermischen Ausheilen einer ganzen Dicke von jeder der Vielzahl von verschiedenen Materialschichten der Übergangsschicht (620); Durchführen eines dritten Heizschritts, um eine ganze Dicke der GaN-Bauelementschicht (610) thermisch auszuheilen.
  8. Das Verfahren nach Anspruch 6: wobei der Schritt des Aufbringens einer Übergangsschicht (615) das Aufbringen einer Vielzahl von verschiedenen Materialschichten mit jeweils einer unterschiedlichen AlxGa1-xN-Verbindung aufweist, wobei jede der Vielzahl von unterschiedlichen AlxGa1-xN-Verbindungen durch ein unterschiedliches ALD-Verfahren aufgebracht wird; wobei jeweils das erste ALD-Verfahren, die Vielzahl von verschiedenen ALD-Verfahren und das dritte ALD-Verfahren das Durchführen einer Vielzahl von sequentiellen selbstbegrenzenden Atomschichtabscheidungszyklen aufweist, wobei jeder selbstbegrenzende Atomschichtabscheidungszyklus eine einzelne Monoschicht von Material auf der Beschichtungsoberfläche über vorher aufgebrachten Monoschichten abscheidet; wobei ein Heizschritt nach der Vollendung jedes selbstbegrenzenden Atomschichtabscheidungszyklus durchgeführt wird.
  9. Das Verfahren nach Anspruch 6: wobei der Schritt des Aufbringens der Übergangsschicht (615) das Aufbringen einer Vielzahl von verschiedenen Materialschichten aufweist, wobei jede der Vielzahl von verschiedenen Materialschichten eine AlxGa1-xN-Verbindung aufweist, die aufgebracht wird, wobei jede der Vielzahl von verschiedenen AlxGa1-xN-Verbindungen durch ein anderes ALD-Verfahren aufgebracht wird; wobei jeweils das erste ALD-Verfahren, die Vielzahl von verschiedenen ALD-Verfahren und das dritte ALD-Verfahren das Durchführen einer Vielzahl von sequentiellen individuellen selbstbegrenzenden Atomschichtabscheidungszyklen aufweist, wobei jeder selbstbegrenzende Atomschichtabscheidungszyklus eine einzelne Monoschicht aus Material über der ganzen Beschichtungsoberfläche abscheidet; wobei der Heizschritt nach jeder Vollendung einer ausgewählten ganzzahligen Anzahl der sequentiellen selbstbegrenzenden Atomschichtabscheidungszyklen durchgeführt wird.
  10. Das Verfahren nach Anspruch 1, wobei jeder Schritt des Erhitzens von jeder der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) das Abscannen der ganzen Beschichtungsoberfläche mit einem fokussierten Laserstrahl aufweist.
  11. Das Verfahren nach Anspruch 10, das ferner das Erzeugen des fokussierten Laserstrahls mit einem Ausgangsspektrum aufweist, das eine oder mehrere Wellenlängen aufweist, die durch das Siliziumsubstrat (630) leicht absorbiert werden.
  12. Das Verfahren nach Anspruch 11, das ferner das Erzeugen des fokussierten Laserstrahls mit einem schmalen Ausgangsspektrum mit einer zentralen Wellenlänge zwischen etwa 515 und 580 nm aufweist.
  13. Das Verfahren nach Anspruch 10, das ferner das Durchführen jedes Schritts des Erhitzens von jeder der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (610) und der GaN-Bauelementschicht (610) aufweist, während das Siliziumsubstrat (630) innerhalb der Atomschichtabscheidungs- (ALD) Kammer (210) abgestützt ist und während die Atomschichtabscheidungskammer auf einem internen Druck im Bereich von 1,33·10-3- 0,67 mbar (1-500 mTorr) gehalten wird.
  14. Das Verfahren nach Anspruch 10, das ferner das Durchführen mindestens eines Schritts zum Erhitzen von jeder der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) außerhalb der Atomschichtabscheidungs- (ALD) Kammer (210) aufweist.
  15. Das Verfahren nach Anspruch 12, das ferner das Erhitzen jedes Abschnitts von jeder der AlN-Keimbildungsschicht (620), der Übergangsschicht (615) und der GaN-Bauelementschicht (610) auf eine Ausheilungstemperatur oberhalb 900 °C für weniger als 20 ms aufweist, wobei das Erhitzen durch einen einzelnen Heizschritt durchgeführt wird, während entweder: das Siliziumsubstrat (630) innerhalb der Atomschichtabscheidungskammer (210) abgestützt ist und während die Atomschichtabscheidungskammer auf einem internen Druck im Bereich von 1,33·10-3- 0,67 mbar (1-500 mTorr) gehalten wird; oder das Siliziumsubstrat (630) außerhalb der Atomschichtabscheidungskammer (210) angeordnet ist.
DE112014004343.5T 2013-09-23 2014-09-17 Verfahren und Vorrichtung zum Ausbilden von Galliumnitridschichten mit Bauelementqualität auf Siliziumsubstraten Expired - Fee Related DE112014004343B4 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201361881369P 2013-09-23 2013-09-23
US61/881,369 2013-09-23
PCT/US2014/056172 WO2015042199A1 (en) 2013-09-23 2014-09-17 Method and apparatus for forming device quality gallium nitride layers on silicon substrates

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE112014004343T5 DE112014004343T5 (de) 2016-06-16
DE112014004343B4 true DE112014004343B4 (de) 2019-01-31

Family

ID=52689362

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112014004343.5T Expired - Fee Related DE112014004343B4 (de) 2013-09-23 2014-09-17 Verfahren und Vorrichtung zum Ausbilden von Galliumnitridschichten mit Bauelementqualität auf Siliziumsubstraten

Country Status (8)

Country Link
US (2) US9960036B2 (de)
JP (1) JP6419194B2 (de)
KR (1) KR101767020B1 (de)
CN (1) CN105579613B (de)
DE (1) DE112014004343B4 (de)
SG (1) SG11201601129VA (de)
TW (1) TWI575602B (de)
WO (1) WO2015042199A1 (de)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20130026480A1 (en) * 2011-07-25 2013-01-31 Bridgelux, Inc. Nucleation of Aluminum Nitride on a Silicon Substrate Using an Ammonia Preflow
KR101767020B1 (ko) * 2013-09-23 2017-08-09 울트라테크 인크. 실리콘 기판들 상에 디바이스 품질 갈륨 질화물층들을 형성하기 위한 방법 및 장치
WO2017191943A1 (ko) * 2016-05-02 2017-11-09 안상정 3족 질화물 반도체층 성장을 위한 템플릿, 3족 질화물 반도체 발광소자 및 이들을 제조하는 방법
US10032750B2 (en) 2016-06-29 2018-07-24 International Business Machines Corporation Integrated DC-DC power converters through face-to-face bonding
US10074567B2 (en) * 2016-10-21 2018-09-11 QROMIS, Inc. Method and system for vertical integration of elemental and compound semiconductors
KR20180069403A (ko) * 2016-12-15 2018-06-25 삼성전자주식회사 질화 갈륨 기판의 제조 방법
US10720520B2 (en) 2017-06-21 2020-07-21 Infineon Technologies Austria Ag Method of controlling wafer bow in a type III-V semiconductor device
US10629770B2 (en) * 2017-06-30 2020-04-21 Sensor Electronic Technology, Inc. Semiconductor method having annealing of epitaxially grown layers to form semiconductor structure with low dislocation density
US10718726B2 (en) * 2017-10-13 2020-07-21 Infineon Technologies Austria Ag Method for determining the concentration of an element of a heteroepitaxial layer
KR102374879B1 (ko) * 2017-12-19 2022-03-15 가부시키가이샤 사무코 Ⅲ족 질화물 반도체 기판의 제조 방법
US20210249331A1 (en) * 2020-02-07 2021-08-12 The Regents Of The University Of California Low-Temperature Deposition of High-Quality Aluminum Nitride Films for Heat Spreading Applications
US20230160051A1 (en) 2020-05-26 2023-05-25 Kojundo Chemical Laboratory Co., Ltd. Method for manufacturing crystalline gallium nitride thin film
CN112467514B (zh) * 2020-11-10 2022-04-12 华中科技大学 一种宽工作温度范围的分布反馈半导体激光器
CN112760611B (zh) * 2020-12-22 2022-12-27 温州大学激光与光电智能制造研究院 一种提高mocvd外延薄膜质量的优化生长方法
CN112853319A (zh) * 2021-01-08 2021-05-28 复旦大学 在ZnO纳米线表面低温外延生长高质量GaN薄膜的方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100166955A1 (en) 2008-11-01 2010-07-01 Cambridge Nanotech Inc. System and method for thin film deposition
US20100183825A1 (en) 2008-12-31 2010-07-22 Cambridge Nanotech Inc. Plasma atomic layer deposition system and method
US20100247763A1 (en) 2008-11-01 2010-09-30 Cambridge Nanotech Inc. Reaction chamber with removable liner
JP2011198885A (ja) 2010-03-18 2011-10-06 Mitsui Eng & Shipbuild Co Ltd 原子層堆積装置及び原子層堆積方法
US20110309374A1 (en) 2009-11-06 2011-12-22 Ultratech, Inc. Fast thermal annealing of GaN LEDs
US8202575B2 (en) 2004-06-28 2012-06-19 Cambridge Nanotech, Inc. Vapor deposition systems and methods
US20130082280A1 (en) * 2011-09-29 2013-04-04 Chao-Kun Lin Light emitting devices having light coupling layers

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62172715A (ja) 1986-01-27 1987-07-29 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 半導体エピタキシヤル薄膜の製造方法
JPH0582447A (ja) 1991-04-12 1993-04-02 Fujitsu Ltd 化合物半導体結晶の成長方法
US7393561B2 (en) 1997-08-11 2008-07-01 Applied Materials, Inc. Method and apparatus for layer by layer deposition of thin films
US7233024B2 (en) * 2003-03-31 2007-06-19 Sandisk 3D Llc Three-dimensional memory device incorporating segmented bit line memory array
US7899492B2 (en) * 2004-07-16 2011-03-01 Sellerbid, Inc. Methods, systems and apparatus for displaying the multimedia information from wireless communication networks
US20070277735A1 (en) 2006-06-02 2007-12-06 Nima Mokhlesi Systems for Atomic Layer Deposition of Oxides Using Krypton as an Ion Generating Feeding Gas
TW200841393A (en) * 2007-04-02 2008-10-16 Miin-Jang Chen Optoelectronic device and method of fabricating the same
CN100464393C (zh) * 2007-05-14 2009-02-25 武汉大学 一种GaN绝缘或半绝缘外延层的制备方法
US7956370B2 (en) * 2007-06-12 2011-06-07 Siphoton, Inc. Silicon based solid state lighting
WO2009157921A1 (en) * 2008-06-24 2009-12-30 Pan Shaoher X Silicon based solid state lighting
US9315896B2 (en) * 2009-10-26 2016-04-19 Asm Ip Holding B.V. Synthesis and use of precursors for ALD of group VA element containing thin films
US8592309B2 (en) * 2009-11-06 2013-11-26 Ultratech, Inc. Laser spike annealing for GaN LEDs
DE102010008332A1 (de) * 2010-02-17 2011-08-18 GM Global Technology Operations LLC, ( n. d. Ges. d. Staates Delaware ), Mich. Fahrzeug mit zumindest einem Strömungsbeeinflussungselement mit einer Abrisskante und Verfahren zur Beeinflussung eines Luftwiderstandes eines Fahrzeugs
US20110244663A1 (en) * 2010-04-01 2011-10-06 Applied Materials, Inc. Forming a compound-nitride structure that includes a nucleation layer
FR2968830B1 (fr) * 2010-12-08 2014-03-21 Soitec Silicon On Insulator Couches matricielles ameliorees pour le depot heteroepitaxial de materiaux semiconducteurs de nitrure iii en utilisant des procedes hvpe
JP2013026321A (ja) * 2011-07-19 2013-02-04 Sharp Corp 窒化物系半導体層を含むエピタキシャルウエハ
JP5679494B2 (ja) * 2011-09-05 2015-03-04 日本電信電話株式会社 窒化物半導体構造及びその作製方法
US20130099284A1 (en) * 2011-10-20 2013-04-25 Triquint Semiconductor, Inc. Group iii-nitride metal-insulator-semiconductor heterostructure field-effect transistors
DE112014003144T5 (de) * 2013-07-02 2016-03-31 Ultratech, Inc. Ausbildung von Heteroepitaxieschichten mit schneller thermischer Bearbeitung, um Gitterversetzungen zu entfernen
KR101767020B1 (ko) * 2013-09-23 2017-08-09 울트라테크 인크. 실리콘 기판들 상에 디바이스 품질 갈륨 질화물층들을 형성하기 위한 방법 및 장치

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8202575B2 (en) 2004-06-28 2012-06-19 Cambridge Nanotech, Inc. Vapor deposition systems and methods
US20100166955A1 (en) 2008-11-01 2010-07-01 Cambridge Nanotech Inc. System and method for thin film deposition
US20100247763A1 (en) 2008-11-01 2010-09-30 Cambridge Nanotech Inc. Reaction chamber with removable liner
US20100183825A1 (en) 2008-12-31 2010-07-22 Cambridge Nanotech Inc. Plasma atomic layer deposition system and method
US20120064245A1 (en) 2009-02-27 2012-03-15 Cambridge Nanotech Inc. Ald systems and methods
US20110309374A1 (en) 2009-11-06 2011-12-22 Ultratech, Inc. Fast thermal annealing of GaN LEDs
JP2011198885A (ja) 2010-03-18 2011-10-06 Mitsui Eng & Shipbuild Co Ltd 原子層堆積装置及び原子層堆積方法
US20130082280A1 (en) * 2011-09-29 2013-04-04 Chao-Kun Lin Light emitting devices having light coupling layers

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP 2011- 198 885 A (Maschinenübersetzung), AIPN [online], JPO (abgerufen am 25.04.2018) *
Pan et al. (Growth of GaN film on Si(111) Substrate using a AlN sandwich structure as buffer Joun. Of Crystal Growth 318 (2011)
Strike et al. in GaN, AlN and InN: a Review (J. Vac. Sci. Technology B 10(4), Juli/Aug. 1992)

Also Published As

Publication number Publication date
US10249491B2 (en) 2019-04-02
TWI575602B (zh) 2017-03-21
US20180226241A1 (en) 2018-08-09
DE112014004343T5 (de) 2016-06-16
SG11201601129VA (en) 2016-03-30
KR101767020B1 (ko) 2017-08-09
CN105579613B (zh) 2018-06-05
US9960036B2 (en) 2018-05-01
KR20160061340A (ko) 2016-05-31
CN105579613A (zh) 2016-05-11
TW201519313A (zh) 2015-05-16
JP6419194B2 (ja) 2018-11-07
JP2016533645A (ja) 2016-10-27
WO2015042199A1 (en) 2015-03-26
US20170213718A1 (en) 2017-07-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE112014004343B4 (de) Verfahren und Vorrichtung zum Ausbilden von Galliumnitridschichten mit Bauelementqualität auf Siliziumsubstraten
DE112014003144T5 (de) Ausbildung von Heteroepitaxieschichten mit schneller thermischer Bearbeitung, um Gitterversetzungen zu entfernen
DE112011101519B4 (de) Epitaxialfilmbildungsverfahren, epitaxialer Dünnfilm und dessen Verwendung zur Herstellung eines halbleitertechnischen Licht emittierenden Elements
EP2126161B1 (de) Vorrichtung und verfahren zum abscheiden kristalliner schichten wahlweise mittels mocvd oder hvpe
US7713847B2 (en) Method for forming AlGaN crystal layer
US7632741B2 (en) Method for forming AlGaN crystal layer
DE102015116068A1 (de) (Sc,Y):AIN Einkristalle für Gitter-angepasste AlGaN Systeme
DE102005038873A1 (de) Vielkammer-MOCVD-Aufwachsvorrichtung für hohe Geschwindigkeit/ hohen Durchsatz
DE102015102592A1 (de) Verfahren zum Wachsen eines Nitrid-Einkristalls und Verfahren zum Herstellen einer Nitridhalbleitervorrichtung
DE10392313T5 (de) Auf Galliumnitrid basierende Vorrichtungen und Herstellungsverfahren
WO2013160343A1 (de) Epitaxiesubstrat, verfahren zur herstellung eines epitaxiesubstrats und optoelektronischer halbleiterchip mit einem epitaxiesubstrat
DE112013003237T5 (de) Bildungsverfahren einer epitaktischen Schicht, Sputtervorrichtung, Herstellverfahren eines lichtemittierenden Halbleiterelements, lichtemittierendes Halbleiterelement und Beleuchtungsverfahren
Davis et al. Gallium nitride materials-progress, status, and potential roadblocks
DE112012004463T5 (de) Schichtbildungsverfahren, vakuumverarbeitungsvorrichtung, herstellungsverfahren eines lichtemittierenden halbleiterelements, lichtemittierendes halbleiterelement und beleuchtungseinrichtung
AT518350A2 (de) Halbleiterwafer und Verfahren zum Prüfen eines Halbleiterwafers
Kučera et al. Structural, electrical, and optical properties of annealed InN films grown on sapphire and silicon substrates
DE102009042349A1 (de) Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten und darauf basierende Halbleiterbauelemente
Gagnon et al. The influence of buffer layer coalescence on stress evolution in GaN grown on ion implanted AlN/Si (111) substrates
Fareed et al. Migration enhanced metal organic chemical vapor deposition of AlN/GaN/InN-based heterostructures
Neugebauer et al. Polarization engineering of c‐plane InGaN quantum wells by pulsed‐flow growth of AlInGaN barriers
Gonschorek Physical properties of Al1-xInxN/(AIN)/GaN (0.07<= x<= 0.21) heterostructures and their application for high power electronics
Mumthaz Muhammed Investigation of Emerging Materials for Optoelectronic Devices Based on III-Nitrides
Wang et al. Depth dependent tetragonal distortion of a GaN epilayer with an AlN interlayer on Si (111) studied by Rutherford backscattering/channeling
Eiting Growth of III-V nitride materials by MOCVD for device applications
WO2005010231A2 (de) Cvd-verfahren zum abscheiden mindestens einer iii-v-n-schicht auf einem substrat

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication
R018 Grant decision by examination section/examining division
R020 Patent grant now final
R081 Change of applicant/patentee

Owner name: VEECO INSTRUMENTS INC., PLAINVIEW, US

Free format text: FORMER OWNER: ULTRATECH, INC., SAN JOSE, CALIF., US

R082 Change of representative

Representative=s name: KAHLER KAECK MOLLEKOPF PARTNERSCHAFT VON PATEN, DE

R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee