TWI533355B - 用於使用鹵化物汽相磊晶處理之三族氮化物半導體材料之異質磊晶沈積之改善模板層 - Google Patents

用於使用鹵化物汽相磊晶處理之三族氮化物半導體材料之異質磊晶沈積之改善模板層 Download PDF

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Description

用於使用鹵化物汽相磊晶處理之三族氮化物半導體材料之異質磊晶沈積之改善模板層
本發明之實施例大體而言係關於用於將三族氮化物材料沈積於基板上之方法，及由此等方法形成之結構。更特定言之，本發明之實施例係關於用於將三族氮化物材料沈積於包括包含金屬氮化物材料之生長模板層之基板上的方法，及由此等方法形成之結構。
化學汽相沈積(CVD)為用以將固體材料沈積於基板上的化學處理，且通常用於半導體器件之製造。在化學汽相沈積處理中，將一基板暴露於一或多種試劑氣體，該一或多種試劑氣體以導致固體材料沈積於基板之表面上的方式反應、分解或反應及分解兩者。
一特定類型之CVD處理在此項技術中稱為汽相磊晶(VPE)。在VPE處理中，基板暴露於一反應腔室中之一或多種試劑蒸汽，該一或多種試劑蒸汽以導致固體材料磊晶沈積於基板之表面上的方式反應、分解或反應及分解兩者。VPE處理常用以沈積III族-V族半導體材料。當VPE處理中之試劑蒸汽中之一者包含鹵化物蒸汽時，該處理可稱為鹵化物汽相磊晶(HVPE)處理。
此項技術中已知使用VPE處理形成三族氮化物半導體材料(諸如，氮化鎵(GaN))，在VPE處理中，有機金屬(MO)前軀體材料在反應腔室中分解以形成三族氮化物半導體材料。此等處理常稱為有機金屬汽相磊晶(MOVPE)處理，且 亦可稱為有機金屬化學汽相沈積(MOCVD)處理。通常在沈積所要塊狀三族氮化物半導體材料之前利用若干循序預沈積處理來執行此等MOVPE處理。此等循序預沈積處理可包括生長基板(例如，藍寶石基板)之高溫氫烘焙、生長基板之氮化、三族氮化物材料之凝核模板層在相對低的溫度下於生長基板上的形成、凝核模板層在相對較高溫度下之退火、凝核模板層之晶粒聚結，及塊狀三族氮化物材料層於凝核模板層上之最終生長。
HVPE處理亦用以形成諸如氮化鎵(GaN)之三族氮化物半導體材料。在此等處理中，GaN於基板上之磊晶生長可由在反應腔室中於約500℃與約1000℃之間的高溫下進行的氯化鎵(GaCl)與氨(NH3)之間的汽相反應引起。NH3可自標準的NH3氣源供應。在一些方法中，藉由在加熱之液體鎵(Ga)上傳遞氯化氫(HCl)氣體(其可自一標準的HCl氣源供應)以在反應腔室中原位形成GaCl而提供GaCl蒸汽。液體鎵可經加熱至在約750℃與約850℃之間的溫度。GaCl及NH3可經導引至加熱之基板(諸如，半導體材料之晶圓)之表面(例如，在該表面上方)。2001年1月30日頒予Solomon等人之美國專利第6,179,913號揭示供此等系統及方法使用之氣體噴射系統，該專利之全部內容以引用之方式併入本文中。
HVPE處理主要歸因於經由HVPE處理可達到的相對較快之生長速率而當前廣泛用於在藍寶石上生長相對厚之GaN層，其生長速率範圍自每小時數十微米至每小時數百微 米。然而，使用HVPE生長厚GaN層通常需要藉由有機金屬化學汽相沈積(MOCVD)生長之GaN模板層。在無此等GaN模板層情況下，直接在藍寶石上生長之GaN層通常在厚度超過特定值時破裂。
此概述經提供而以一簡化形式引入概念之選擇，該等概念在本發明之一些實例實施例之以下詳細描述中進一步描述。此概述既不欲識別所主張之標的物之關鍵或重要特徵，亦不欲用以限制所主張之標的物之範疇。
將需要提供可用以使用HVPE處理直接在非天然基板(諸如，藍寶石)上形成相對厚的III族-V族半導體材料(諸如，三族氮化物半導體材料(例如，GaN))層之方法及系統。
在一些實施例中，本發明包括將三族氮化物半導體材料沈積於基板上之方法。此等方法可涉及金屬三氯化物前軀體及金屬四氯化物前軀體中之至少一者的使用。根據此等方法，三族氮化物半導體材料之層在一凝核HVPE處理階段中沈積於基板之表面上以形成具有包含至少一些纖鋅礦微晶及一些非晶系三族氮化物半導體材料之奈米結構的凝核層。凝核層經退火以形成將至少實質上纖鋅礦凝核材料之結晶島形成於基板之表面上。至少實質上纖鋅礦凝核材料之島係在晶粒聚結HVPE處理階段中生長並經晶粒聚結以形成至少實質上纖鋅礦凝核材料之凝核模板層。該凝核模板層可至少實質上覆蓋基板之表面。額外三族氮化物半導體材料在額外HVPE處理階段中沈積於至少實質上纖鋅 礦凝核材料之凝核模板層上方。
本發明之額外實施例包括由如本文中所揭示之方法所形成的包含三族氮化物半導體材料之最終結構及中間結構。
可藉由參考實例實施例之以下詳細描述而更全面地理解本發明之實施例，該等實例實施例在附圖中加以說明。
本文中呈現之說明不意欲為任何特定組件、器件或系統之實際視圖，而僅為用以描述本發明之實施例的理想化表示。
本文中引用大量參考文獻，且為了所有目的，其全部揭示內容以此引用之方式併入本文中。此外，無關於本文中如何特徵化，所引用之參考文獻中任一者皆不會被認為係相對於本文中標的請求項之本發明之先前技術。
於本文中使用時，術語「III族-V族半導體材料」意謂並包括至少主要由來自週期表之IIIA族(B、Al、Ga、In及Ti)的一或多個元素及來自週期表之VA族(N、P、As、Sb，及Bi)的一或多個元素組成的任何半導體材料。舉例而言，III族-V族半導體材料包括(但不限於)GaN、GaP、GaAs、InN、InP、InAs、AlN、AlP、AlAs、InGaN、InGaP、InGaNP等。
於本文中使用時，術語「三族氮化物半導體材料」意謂並包括至少主要由來自週期表之IIIA族(B、Al、Ga、In及Ti)的一或多個元素與氮組成的任何III族-V族半導體材料。舉例而言，三族氮化物半導體材料包括GaN、InN、 AlN、InGaN、GaAlN、GaAlN、InAlN等。
於本文中使用時，術語「金屬氮化物」意謂金屬與氮之化合物。金屬氮化物材料包括(但不限於)氮化鋁(AlN)、氮化鎵(GaN)、氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)及氮化鈦(TiN)。
於本文中使用時，術語「化學汽相沈積」與「CVD」同義，且意謂並包括用以在反應腔室中將(多種)固體材料沈積於基板上之任何處理，在該處理中，將基板暴露於一或多種試劑氣體，該一或多種試劑氣體以導致該(等)固體材料沈積於基板之表面上的方式反應、分解或反應及分解兩者。
於本文中使用時，術語「汽相磊晶」與「VPE」同義，且意謂並包括其中將基板暴露於一或多種試劑蒸汽的任何CVD處理，該一或多種試劑蒸汽以導致該(等)固體材料磊晶沈積於基板之表面上的方式反應、分解或反應及分解兩者。
於本文中使用時，術語「鹵化物汽相磊晶」與「HVPE」同義，且意謂並包括其中用於VPE處理之至少一試劑蒸汽包含鹵化物蒸汽的任何VPE處理。
於本文中使用時，術語「有機金屬」意謂並包括包含至少一金屬元素及一有機化學物種的任何化合物。有機金屬在此項技術中常稱為「金屬有機化合物」，且為此揭示之目的，此等術語為同義的。有機金屬包括(但不限於)三甲基鎵(TMG)、三乙基鎵(TEG)、三甲基鋁(TMA)、三乙基鋁(TEA)、四二乙胺基鈦(TDEAT)及四(二甲氨基)鈦 (TDMAT)。
於本文中使用時，術語「有機金屬汽相磊晶」與「MOVPE」同義，且意謂並包括其中用於VPE處理之至少一試劑蒸汽包含有機金屬蒸汽的任何VPE處理。
於本文中使用時，術語「非有機金屬化學汽相沈積處理」與「非MOCVD處理」同義，且意謂並包括並非MOCVD處理之任何沈積處理。
於本文中使用時，術語「非有機金屬汽相磊晶處理」與「非MOVPE處理」同義，且意謂並包括並非MOVPE處理之任何沈積處理。
於本文中使用時，術語「氣體」包括氣體(既無獨立形狀亦無體積之流體)及蒸汽(包括擴散液體或懸浮於其中之固體物質的氣體)，且術語「氣體」與「蒸汽」於本文中同義地使用。
本發明之方法的實施例可包含在使用HVPE系統進行之HVPE處理中沈積三族氮化物半導體材料之凝核模板層及過度生長層。儘管HVPE系統之各種組態可用於本發明之方法的實施例中，但在描述本發明之方法的實施例之前於下文參看圖1A、圖1B及圖2至圖4描述可用於本發明之實施例的實例HVPE系統。
圖1A及圖1B為示意性地說明如本文中所描述可用於本發明之方法之實施例中的HVPE沈積系統100之實施例的簡化說明。作為一非限制性實例，沈積系統100可包含如美國專利申請公開案第US 2009/0223442 A1號(其在2009年9 月10日以Arena等人之名義公開)、美國臨時專利申請案第61/157,112號(其在2009年3月3日以Arena等人之名義申請)及美國專利申請案第12/894,724號(其在2010年9月30日以Bertran之名義申請)中之任一者中所描述的沈積系統，該等案中之每一者的揭示內容以此引用之方式全部併入本文中。圖1A及圖1B中所示之沈積系統100包括一反應腔室102及一或多個氣體噴射器，該一或多個氣體噴射器在下文參看圖2至圖4加以描述。
在沈積系統100(且更特定言之，沈積系統100之反應腔室102)之以下描述中，術語「縱向」及「橫向」用以指代自圖1A及圖1B之觀點觀之相對於反應腔室102的方向，其中縱向方向為自圖1A之觀點觀之的垂直方向及延伸至圖1B之平面中的方向，且橫向或側向方向為自圖1A及圖1B中之每一者的觀點觀之的水平延伸之方向。橫向方向亦稱為延伸「越過反應器」之方向。
沈積系統100包括反應腔室102、經組態以支撐一或多個工件基板106之基板支撐結構104(例如，晶座)，需要在工件基板106上沈積或以其他方式提供沈積系統100內之材料。作為非限制性實例，反應腔室102可具有約兩英吋之高度、約十二英吋之寬度及約二十英吋之長度，且基板支撐結構104可經組態以支撐一個八英吋工件基板106、一個六英吋工件基板106、三個四英吋工件基板106或八個二英吋工件基板106。沈積系統100進一步包括加熱元件108(圖1B)，加熱元件108可用以選擇性地加熱沈積系統100，使 得反應腔室102內之平均溫度可在沈積處理期間經控制至所要高溫內。加熱元件108可包含(例如)電阻式加熱元件或輻射加熱元件。
如圖1B中所示，基板支撐結構104可安裝於一轉軸110上，該轉軸110可耦接(例如，直接在結構上耦接、磁性地耦接，等)至一驅動器件112(諸如，經組態以驅動轉軸110且因此驅動反應腔室102內之基板支撐結構104的旋轉之電動馬達)。
在一些實施例中，反應腔室102、基板支撐結構104、轉軸110及反應腔室102內之任何其他組件中之一或多者可至少實質上由耐火陶瓷材料(諸如，陶瓷氧化物(例如，矽石(石英)、氧化鋁、氧化鋯等)、碳化物(例如，碳化矽、碳化硼等)或氮化物(例如，氮化矽、氮化硼等))組成。
沈積系統100進一步包括用以將一或多種氣體噴射至反應腔室102中並將氣體自反應腔室102排出的氣體流動系統。參看圖1A，沈積系統100可包括載運來自各別氣體源128A、128B、128C之氣體的三個氣體流入管道114A、114B、114C。視情況，器件117A、117B、117C(其可包含閥、背壓調節器及質量流量控制器中之一或多者)可分別用以選擇性地控制經過氣體流入管道114A、114B、114C的氣體之流動。
在一些實施例中，氣體源128A、128B中之至少一者可包含金屬三氯化物(諸如，GaCl3、InCl3或AlCl3)及金屬四氯化物(諸如，TiCl4)中之至少一者的外部源，如美國專利 申請公開案第US 2009/0223442 A1號中所描述。GaCl3、InCl3及AlCl3可分別以二聚體(諸如，Ga2Cl6、In2Cl6及Al2Cl6)之形式存在。因此，氣體源128A、128B中之至少一者可包含諸如Ga2Cl6、In2Cl6或Al2Cl6之二聚體。作為非限制性實例，氣體源128A、128B中之一或多者可提供作為IIIA族前軀體組份之GaCl3蒸汽之質量流。氣體源128C可包含VA族前軀體(諸如，氨(NH3))之外部源。
在氣體源128A、128B中之一或多者為或包括GaCl3源的實施例中，GaCl3源包括維持於至少120℃(例如，約130℃)之溫度下的液體GaCl3之儲集器，且可包括用於增強液體GaCl3之蒸發速率的實體構件。此實體構件可包括(例如)經組態以攪動液體GaCl3之器件、經組態以噴霧液體GaCl3之器件、經組態以使載氣迅速地在液體GaCl3上流動之器件、經組態以使經過液體GaCl3之載氣起泡的器件、經組態而以超聲方式分散液體GaCl3之器件(諸如，壓電器件)及其類似者。作為非限制性實例，載氣(諸如，He、N2、H2或Ar或其混合物(例如，N2與H2之混合物))可經過液體GaCl3而起泡，同時液體GaCl3維持在至少120℃之溫度，使得源氣體可包括一或多種載氣。
在本發明之一些實施例中可控制GaCl3蒸汽至氣體噴射器150A、150B中之一或多者中之通量。舉例而言，在載氣經過液體GaCl3而起泡的實施例中，來自氣體源128A、128B、128C之GaCl3通量取決於一或多個因素，包括(例如)GaCl3之溫度、GaCl3上之壓力及經過GaCl3而起泡的載 氣之流量。雖然GaCl3之質量通量原則上可受此等參數中之任一者控制，但在一些實施例中，GaCl3之質量通量可藉由使用質量流量控制器改變載氣之流量而加以控制。
在一些實施例中，可在氣體源128A、128B與氣體噴射器150A、150B之間控制氣體流入管道114A、114B之溫度。氣體流入管道114A、114B及相關聯之質量流量感測器、控制器及其類似者的溫度可自來自各別氣體源128A、128B之出口處的第一溫度(例如，約120℃或更高)逐漸地向上增加至在氣體噴射器150A、150B處之第二溫度(例如，約160℃或更低)，以便防止氣體(例如，GaCl3蒸汽)在氣體流入管道114A、114B及其類似者中凝結。視情況，在各別氣體源128A、128B與氣體噴射器150A、150B之間的氣體流入管道114A、114B之長度可為約三英呎或更小、約二英呎或更小或甚至約一英呎或更小。可使用一或多個壓力控制系統來控制源氣體之壓力。
兩個氣體流入管道114A、114B中之每一者視情況可延伸至兩個氣體噴射器150A、150B中之各別者，在下文中較詳細地描述該兩個氣體噴射器150A、150B。
在額外實施例中，沈積系統100可包括兩個以下(亦即，一個)氣體流入管道及各別氣體噴射器，或沈積系統100可包括兩個以上(例如，三個、四個、五個等)氣體流入管道及各別氣體噴射器。
在圖1A及圖1B之實施例中，氣體噴射器150A、150B完全位於反應腔室102外部。然而，在其他實施例中，氣體 噴射器150A、150B可完全安置於反應腔室102內，或氣體噴射器150A、150B之至少一部分可至少部分地延伸穿過反應腔室102。
沈積系統100可進一步包括提供在反應腔室102之外部與內部之間的流體連通的三個氣體孔口116A、116B、116C。氣體孔口116A、116B、116C中之每一者可提供在氣體噴射器150A、150B中之一各別者與反應腔室102內之一各別氣體分散管道118A、118B、118C之間的經過反應腔室102之壁、頂板或底板中之一或多者的流體連通。
反應腔室102內之氣體分散管道118A、118B、118C可用以載運氣體至外殼內之所要位置。氣體分散管道118A、118B、118C可經定位及組態以在相對於基板支撐結構104上所載運的工件基板106之選定方向上將氣體噴射至反應腔室102之內部中。由氣體分散管道118A、118B、118C載運之氣體(諸如，前軀體氣體及載氣)可在縱向方向(自圖1A觀點觀之的垂直方向)上流過反應腔室102，且可在朝反應腔室102內之工件基板106縱向延伸之方向上自其中噴射出，該等方向係至少實質上平行於工件基板106之上部暴露之主表面而定向。可使用管道支撐夾具將氣體分散管道118A、118B、118C支撐並固持於反應腔室102內之適當位置。
氣體分散管道118A、118B、118C之特定佈局及組態僅為可用於本發明之實施例的許多佈局及組態中之一者，且反應腔室102之額外實施例可具有在反應腔室102內之氣體 分散管道的不同組態及佈局。
氣體分散管道118A、118B、118C可經主動地加熱、被動地加熱，或主動及被動地加熱兩者。舉例而言，熱產生元件(圖中未示)可鄰近於氣體分散管道118A、118B、118C之至少一部分而定位。在一些實施例中，氣體分散管道118A、118B、118C係藉由加熱元件108(圖1B)而加熱。視情況，被動熱傳送結構(例如，包含表現類似於黑體之材料的結構)可鄰近或接近於反應腔室102內之氣體分散管道118A、118B、118C之至少一部分而定位以改善熱至氣體分散管道118A、118B、118C的傳送。
如(例如)美國專利申請公開案第US 2009/0214785 A1號中所揭示，被動熱傳送結構(例如，包含表現類似於黑體之材料的結構)可設於反應腔室102內，該案在2009年8月27日以Arena等人之名義公開，該案之全部內容以引用之方式併入本文中。舉例而言，熱傳送板124(圖1A及圖1B中以虛線表示)可定位於反應腔室102內，使得熱傳送板124在基板支撐結構104及由基板支撐結構104支撐之工件基板106上方延伸越過反應腔室102。熱傳送板124可藉由吸收來自加熱元件(諸如，加熱元件108)之輻射及將所吸收之熱輻射至處理氣體中來輔助熱化接近於熱傳送板124而流動的處理氣體。
此被動熱傳送結構可改善反應腔室102內部中之熱的傳送，且可改善反應腔室102內之溫度的均勻性及一致性。被動熱傳送結構可包含亦能夠耐受可在沈積系統100中遭 遇到的高溫腐蝕環境之具有高發射率值(接近一)的材料(黑體材料)。此等材料可包括(例如)氮化鋁(AlN)、碳化矽(SiC)及碳化硼(B4C)，其分別具有0.98、0.92及0.92之發射率值。
氣態副產物、載氣及任何過剩前軀體氣體可經由腔室出口126自反應腔室102排出。
如先前所提及，圖1A及圖1B之沈積系統100的氣體噴射器150A、150B中之一或多者可為或包括如下文參看圖2至圖4較詳細描述之氣體噴射器。
在一些實施例中，氣體噴射器150A、150B可包含如2010年9月10日以Arena等人之名義公開的國際公告案第WO 2010/101715 A1號(其中之每一者的揭示內容以此引用之方式全部併入本文中)中所揭示之氣體噴射器。舉例而言，圖2為一熱化氣體噴射器160之透視圖，熱化氣體噴射器160可用於圖1A中所示之氣體噴射器150A、150B中之一者或兩者。如圖2中所示，氣體噴射器160包括一管道162，管道162包括一入口部分164、一捲繞之中央部分166及一出口部分168。源氣體(例如，GaCl3)、載氣(例如，H2,N2等)或源氣體與載氣之混合物可經供應至入口部分164。該或該等氣體自入口部分164經過捲繞之中央部分166經過出口部分168流出並流入反應腔室102(圖1A)中。管道162之至少捲繞之中央部分166可經加熱，如下文較詳細地論述。藉由捲繞管道162，由管道162佔據之實體空間之長度顯著小於經過管道162之流徑的實際長度。換言 之，管道162之長度可比入口部分164與出口部分168之間的最短距離長。管道162可具有其他組態。舉例而言，管道162可具有包括藉由成180°角延伸之曲線段以端對端方式連接在一起的複數個大體平行之直線段的蜿蜒蛇形組態。
管道162可經組態以加熱流經管道162之氣體歷時所要時間量(亦即，滯留時間)，該所要時間量可隨管道162內之流徑之橫截面積、經過管道162之源氣體的流動速率及管道162之總長度而變化。管道162可經成形並組態以接近於一或多個主動或被動加熱元件而定位，如下文較詳細論述。
如圖2中所示，管道162之至少捲繞之中央部分166可含於外殼170內。外殼170亦可充當用於諸如清洗氣體之氣體的額外氣體傳導管道，該等氣體亦可經導引至反應腔室102中，儘管圖中未說明。舉例而言，如圖2中所示，外殼170可包含一殼入口172及可延伸至反應腔室102中之殼出口174。可使清洗氣體自殼入口172至殼出口174流經外殼170，且隨後流至反應腔室102中。清洗氣體可在其通過外殼170時藉由熱化氣體噴射器160加熱。
管道162及外殼170可包含在其使用期間所經受之高溫下係穩定且惰性的耐火材料。舉例而言，管道162及外殼170可由石英形成，且至少實質上由石英組成。
熱化氣體噴射器160可使用位置接近(例如，鄰近)於外殼170及管道172之捲繞之中央部分166中之一或多者的主動熱產生元件來加熱。主動加熱元件包括諸如加熱燈之輻 射發射元件、感應式加熱元件、諸如電阻式加熱元件之電加熱元件等。熱化氣體噴射器160亦可包括自身不產生熱，但用以再分配、反射或以其他方式影響熱化氣體噴射器160中及周圍之熱傳送的被動加熱元件。舉例而言，如圖2中所示，熱化氣體噴射器160可包括一主動加熱元件180，該主動加熱元件180可包含至少部分地環繞外殼170之外部的電阻加熱式夾殼加熱器。因此，流經管道162及/或外殼170之氣體可藉由主動加熱元件180來加熱。如圖2中所示，可選加熱元件182(其可為主動的或被動的)可安置於外殼170中。加熱元件182可具有一細長圓柱形狀，且線圈162之捲繞之中央部分166可環繞加熱元件182而捲繞，如圖2中所示。作為實例而非限制，加熱元件182可包含一桿，該桿包含用以再分配由主動加熱元件180產生之熱的黑體材料。加熱元件182之存在可改善藉由主動加熱元件180加熱線圈162之捲繞之中央部分166內的氣體及外殼170內之氣體的效率。
在由氣體源128A、128B中之一者供應至熱化氣體噴射器160的源氣體包含諸如GaCl3之金屬三氯化物及氫載氣H2的本發明之實施例中，金屬三氯化物及氫氣可分解以形成諸如GaCl及HCl蒸汽之金屬一氯化物蒸汽，該蒸汽可傳出管道162之出口部分168並傳至反應腔室102。
在額外實施例中，氣體噴射器150A、150B可包含如美國專利申請案第12/894,724號中所揭示之氣體噴射器。舉例而言，氣體噴射器150A、150B可包含經組態以保存液 體金屬或其他元素(諸如，液體鎵(Ga)、液體鋁(Al)或液體銦(In))的儲集器。在另外實施例中，儲集器可經組態以保存用於與源氣體(或源氣體之分解或反應產物)反應的固體試劑。舉例而言，儲集器可經組態以保存固體體積之一或多種材料，諸如固體矽(Si)或固體鎂(Mg)。
圖3為氣體噴射器200之透視圖，氣體噴射器200可用於圖1A中所示之氣體噴射器150A、150B中之一者或兩者。如圖3中所示，氣體噴射器200包括一入口202、一出口204、一熱化管道206及一容器210。容器210經組態以於其中保存液體試劑。舉例而言，液體金屬(諸如，液體鎵、液體銦、液體鋁等)或液體金屬有機化合物物質可安置於容器210中。源氣體(例如，GaCl3)、載氣(例如，H2、N2等)或源氣體與載氣之混合物可供應至入口202。該或該等氣體可自入口202流至熱化管道206中。熱化管道206可經組態以加熱流經熱化管道206之氣體歷時所要時間量(亦即，滯留時間)，所要時間量可隨熱化管道206內之流徑之橫截面積、經過熱化管道206之源氣體的流動速率及熱化管道206之總長度而變化。熱化管道206可經成形及組態以接近於一或多個主動或被動加熱元件而定位，如下文較詳細論述。
此外，熱化管道206可包括一或多個曲線段或匝圈，使得由熱化管道206佔據之實體空間之長度顯著小於經過熱化管道206之流徑的實際長度。換言之，熱化管道206之長度可比入口202與液體容器210之間的最短距離長。在一些 實施例中，熱化管道206之長度可為入口202與液體容器210之間的最短距離的至少約兩倍，入口202與液體容器210之間的最短距離的至少約三倍或甚至入口202與液體容器210之間的最短距離的至少約四倍。舉例而言，熱化管道206可具有包括藉由成180°角延伸之曲線段以端對端方式連接在一起的複數個大體平行之直線段的蜿蜒蛇形組態，如圖3中所示。
熱化管道206可包含至少實質上由耐火材料(諸如，石英)組成的管。
在一些實施例中，氣體可包含至少部分地在熱化管道206中分解之源氣體。舉例而言，在氣體包含GaCl3源氣體及包含H2之載氣的實施例中，源氣體可分解以形成氣態GaCl及氯化氫(HCl)。
氣體自熱化管道206流至容器210中。圖4為容器210之放大之部分剖視圖。如圖4中所示，容器210包括底壁212、頂壁214及至少一側壁216。在圖6及圖7之實施例中，儲集器具有一大體圓柱形狀，使得底壁212及頂壁214中之每一者具有一圓形且為至少實質上平坦的，且使得側壁216為至少實質上圓柱形的(例如，管狀)。在本發明之額外實施例中，儲集器可以替代幾何組態來組態。底壁212、頂壁214及至少一側壁216一起界定一中空本體，該本體之內部界定用於保存液體試劑(諸如，液體鎵或金屬有機化合物物質)之儲集器。
中空容器210內之內部空間可部分地以液體試劑填充。 舉例而言，容器210可以液體試劑填充至由圖4中之虛線220所指示之層位，使得空隙或空間222存在於容器210內之液體試劑上方。自熱化管道206流出之氣體可經噴射至容器210內之液體試劑上方的空間222中。作為一非限制性實例，自熱化管道206流出之氣體可經過底壁212流至管224中。在一些實施例中，管224可包含延伸至容器210中的熱化管道206之整體部分。管224可穿過安置於液體容器中之液體試劑延伸至液體試劑上方的空間222。管224可包含九十度彎曲，使得管224之末端部分在液體試劑上方水平地延伸。
如圖4中所示，一孔隙可經提供而穿過管224之在其面對液體試劑之表面的一側之圓柱側壁，使得流經管224之氣體將經由孔隙226退出管224。退出孔隙226之氣體可在朝液體試劑之表面定向之方向上自該孔隙導引出以促進該等氣體之一或多種組份與液體試劑之間的反應。舉例而言，在源氣體包含在諸如H2之載氣內載運的GaCl3且源氣體已分解以包括氣態GaCl及氯化物種(諸如，熱化管道206內之氯化氫(HCl))的實施例中，液體容器內之液體試劑可包含液體鎵，該液體鎵可與在熱化管道206內產生之氯化氣體(例如，HCl)反應以形成額外氣態GaCl。容器210內之液體試劑上方的空間222內之氣體可經由出口孔口228自容器流出。舉例而言，出口孔口228可位於在管224之水平延伸部分上方的容器之頂壁214中。出口孔口228可通向出口管道230，其末端可界定氣體噴射器200之出口204。
在額外實施例中，自熱化管道206流出之氣體可噴射至容器210內之液體試劑中，使得氣體經過液體試劑起泡而進入液體試劑上方的空間222中。
容器210之各種組件可至少實質上由諸如石英之耐火材料組成。
GaCl可為用於形成GaN的所要前軀體氣體。因此，藉由將過剩氯化物種(諸如，由GaCl3及H2(在使用包含GaCl3及H2之源氣體的系統中)之熱分解產生的氯化氫氣體(HCl))轉變成額外GaCl，可避免過剩氯化物種對沈積之GaN材料的有害影響，此係因為進入反應腔室102之氯化物種之量可減少。此等有害影響可包括(例如)將氯原子併入氮化鎵晶格中及使沈積之GaN膜破裂或分層。將過剩氯化氫氣體(HCl)引入至反應腔室中可導致氯化氫充當反應腔室內之GaN的腐蝕劑，藉此減小生長率或甚至阻止GaN之生長。此外，藉由將過剩氯化物種與液體鎵反應以形成額外GaCl，可改善沈積系統100之效率。
上文參看圖1A及圖1B描述之HVPE沈積系統100根據本發明之方法的實施例可用以在基板上沈積一凝核層，退火該凝核層以形成凝核材料島，並在凝核材料島上沈積三族氮化物半導體材料之過度生長層，如下文所描述。
圖5至圖10說明根據本發明之方法之實施例的在基板上沈積一凝核層，退火該凝核層以形成凝核材料島，及在凝核材料島上沈積三族氮化物半導體材料之過度生長層。
參看圖5，提供一基板240。基板240可為大體平坦的圓 盤形本體，且可為大體圓形、矩形等。基板240可包含此項技術中稱為「晶粒」或「晶圓」之物。基板240可至少實質上由同質材料242組成。材料242可包含(例如)陶瓷，諸如，氧化物(例如，二氧化矽(SiO2)或氧化鋁(Al2O3)(例如，藍寶石，其為α-Al2O3))或氮化物(例如，氮化矽(Si3N4)或氮化硼(BN))。作為額外實例，材料242可包含一半導體材料，諸如矽(Si)、鍺(Ge)、III族-V族半導體材料等。在一些實施例中，基板240之材料242可至少實質上由材料242之單晶體組成。此外，在此等實施例中，單晶體可具有一選定之結晶定向，使得材料242之暴露之主表面244包含材料242之單晶體的選定之結晶平面。暴露之主表面244包含上面需要生長或以其他方式沈積三族氮化物半導體材料之生長表面。作為非限制性實例，基板240可經選擇以包含(0001)藍寶石基板。此等藍寶石基板可購得。
參看圖6，一凝核層250可形成(例如，沈積)於暴露之主表面244上。根據本發明之方法的實施例，該凝核層250可包含一金屬氮化物材料(例如，GaN)，且可使用HVPE處理及HVPE系統100而形成，如上文所描述。作為實例而非限制，凝核層250可沈積於暴露之主表面244上，使得凝核層250的平均厚度T1介於約二奈米(2nm)與約五微米(5μm)之間、介於約十奈米(10nm)與約一百奈米(100nm)之間或甚至介於約二十奈米(20nm)與約五十奈米(50nm)之間。此外，可在(例如)介於約400℃與約700℃之間的相對低的溫度(例如，約570℃)下且在介於約50托與約760托(1個大氣 壓)之間的壓力(例如，約200托)下沈積凝核層250。
在沈積時，凝核層250可包含在其奈米結構中之非晶系區域及結晶區域。舉例而言，圖11為示意性地說明凝核層250之橫截面圖在放大情況下可如何出現的簡化圖。如圖11中所示，凝核層250之微觀結構可包括嵌入於實質上非晶系金屬氮化物材料254內或由其包圍的結晶金屬氮化物材料252之晶粒(亦即，晶體或微晶)。如此項技術中已知，「非晶系」意謂在材料之原子的配置中實質上不存在長程有序。換言之，與以材料內原子平面之有序陣列配置相比，非晶系材料之原子大體隨機地配置於材料內。應注意，圖11之圖式係簡化的，且儘管圖11中在結晶金屬氮化物材料252與非晶系金屬氮化物材料254之晶粒之間可易於看見可識別之離散邊界，但實務上，在放大情況下觀看微觀結構時，此等在結晶金屬氮化物材料252之晶粒周邊的周圍延伸之離散邊界可相當難以識別。即使如此，仍可在於合適放大情況下及/或使用其他技術(諸如，X射線繞射(XRD))觀看微觀結構時識別出結晶金屬氮化物材料252及非晶系金屬氮化物材料254之晶粒的存在。
結晶金屬氮化物材料252之一些晶粒可直接安置於基板240(圖5)之下伏表面244上並與基板240之下伏表面244的晶格磊晶地對準。舉例而言，在基板240包含(0001)藍寶石基板且凝核層250包含氮化鎵(GaN)的實施例中，表面244可包含藍寶石晶格之(0001)平面，且直接安置於基板240之表面244上的結晶GaN材料252之晶粒可經定向，使得結晶 GaN材料252之彼等晶粒的晶格內之[0001]方向實質上垂直於表面244而延伸。圖11中之結晶金屬氮化物材料252之晶粒中的每一者內之[0001]方向係由晶粒內之方向箭頭表示。結晶GaN材料252之彼等晶粒的晶格內之其他方向亦可實質上平行於表面244處的下伏藍寶石基板240之晶格內的相應方向而延伸，使得在水平平面(亦即，延伸至圖之平面中的平面)中之彼等晶粒相對於表面244處之下伏藍寶石基板240之晶格的旋轉定向中幾乎無不匹配。
亦如圖11中所示，未直接安置於基板240(圖5)之下伏表面244上的結晶金屬氮化物材料252之晶粒可能不會與基板240之下伏表面244之晶格磊晶地對準，且可能在空間中隨機地定向，如結晶金屬氮化物材料252之晶粒中的每一者內之指示晶格內之[0001]方向的方向箭頭所指示。當然，[0001]方向中之一些可成角度地延伸至圖11之平面中並自圖11之平面延伸出來，但此等方向未在圖中指示。
在結晶金屬氮化物材料252之晶粒包含氮化鎵(GaN)之實施例中，結晶金屬氮化物材料252之晶粒中的一些或全部可為或包含至少實質上由纖鋅礦晶體結構組成的晶粒，及/或該等晶粒中之一些或全部可為或包含至少實質上由閃鋅礦晶體結構組成的晶粒。此外，在一些實施例中，結晶金屬氮化物材料252之晶粒可具有一晶體結構(諸如，閃鋅礦晶體結構)之內核，及至少部分地環繞該內核之具有另一晶體結構(諸如，纖鋅礦晶體結構)的外部殼體。
再次參看圖6，在於基板240之表面244上形成凝核層250 後，凝核層250可在一退火處理中經熱處理以在基板240之表面244上形成金屬氮化物凝核材料島260，如圖7中所示。凝核層250可在凝核層250沈積於基板240上之相同反應腔室102中經受退火處理，且退火處理可作為用以在基板240上形成三族氮化物半導體材料的整個HVPE處理之整體部分在沈積處理之後進行。作為實例而非限制，退火處理可包含使凝核層250在介於約十秒(10sec)與約十分鐘(10min)之間的時間(例如，約3.5分鐘)中經受一或多個在介於約900℃與約1300℃之間的溫度(例如，約1050℃)及在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力(例如，約200托)。
在一些實施例中，金屬氮化物凝核材料島260中之每一者可至少實質上結晶，且可直接安置於基板240之下伏表面244上並與基板240之下伏表面244之晶格磊晶地對準。舉例而言，在基板240包含一(0001)藍寶石基板且島260包含氮化鎵(GaN)的實施例中，表面244可包含藍寶石晶格之(0001)平面，且GaN島206的晶體結構可經定向，使得晶格內之[0001]方向實質上垂直於表面244而延伸。此外，GaN島206的晶格內之其他方向亦可實質上平行於表面244處之下伏藍寶石基板之晶格內的相應方向而延伸，使得在水平平面(亦即，延伸至圖之平面中的平面)中之彼等晶粒相對於表面244處之下伏藍寶石基板240之晶格的旋轉定向中幾乎無不匹配。在一些實施例中，金屬氮化物凝核材料島260的一些或全部可在空間上與相鄰島260隔開，使得基板 240之表面244的至少一部分基露於島260之間。應注意，島260中之至少一些的基底可直接接觸一或多個其他相鄰島260之基底，使得該等島不會與所有其他島260完全隔離。
另外，在一些實施例中，島260可至少實質上由纖鋅礦凝核材料組成。
此外，儘管島260在圖7中看來似乎彼此均勻地隔開並以有序陣列來安置，但應理解，為說明之目的而簡化該圖，且實務上，島260可在基板240之表面244上隨機地定位及分佈。
在島260包含氮化鎵(GaN)之實施例中，結晶島260之晶粒中的一些或全部可為或包含纖鋅礦晶體結構之晶粒，及/或晶粒中之一些或全部可包含閃鋅礦晶體結構之晶粒。此外，在一些實施例中，島260之晶粒可具有一晶體結構(諸如，閃鋅礦晶體結構)之內核，及至少部分地包圍該內核之具有另一晶體結構(諸如，纖鋅礦晶體結構)的外部殼體。
在不受理論束縛之情況下，咸信在退火處理期間金屬氮化物凝核層250藉以轉換為金屬氮化物凝核材料島260的機制涉及金屬氮化物凝核層250之至少一部分的分解及再沈積。此等處理在圖12中示意性地說明。如圖12中所示，在退火及結晶處理期間，凝核層250之至少一部分經分解及蒸發。作為一實例，對於GaN材料，實心黑圓可表示氮原子及自由基，且空心圓可表示鎵原子及自由基。氮原子及 自由基以及鎵原子及自由基中之一些正分解及蒸發，如由圖12中之指向背離基板240(圖2)之表面244的虛方向箭頭所表示。因為實質上非晶系金屬氮化物材料254及未安置於基板240之生長表面244上且未與其磊晶地對準的結晶金屬氮化物材料252之晶粒被認為相對於安置於基板240之生長表面244上且與其磊晶地對準的結晶金屬氮化物材料252之晶粒而言在能量方面較不穩定，所以非晶系材料254及結晶金屬氮化物材料252之未磊晶地對準之晶粒可能分解，而結晶金屬氮化物材料252之磊晶地對準之晶粒可保留在基板240之表面244上。
此外，在退火及再結晶處理期間，經分解及蒸發之氮原子及自由基以及鎵原子及自由基可再組合並沈積於結晶金屬氮化物材料252之磊晶對準之晶粒的表面上，從而保留在基板240之表面244上，如圖12中由實方向箭頭所表示。此外，經分解及蒸發之氮原子及自由基以及鎵原子及自由基中之一些可再組合並使結晶金屬氮化物材料252之額外磊晶地對準之晶粒凝核，如所示在圖12中之位置258處發生。
當退火及再結晶處理繼續時，結晶金屬氮化物材料252之磊晶地對準之晶粒繼續生長，直至圖7中所示之島260形成為止。在退火及再結晶處理之後，可幾乎無非晶系金屬氮化物材料254(圖11)保留在基板240之表面244上。此外，儘管可能存在幾個未與基板240之表面244實質上磊晶地對準之島260，但多數島260可與基板240之表面244磊晶地對 準。
如下文較詳細地論述，根據本發明之一些實施例，用以形成圖6之凝核層250的HVPE沈積處理之參數，及用以退火並再結晶凝核層250以形成圖7中所示之島260的熱處理之參數可經選擇，使得多數島260(若非實質上所有島260)為如圖7中所示的尖銳峰形島260(與台面形島相比)。
圖13示意性地說明一個峰形島260及兩個台面形島260'。如圖13中所示，峰形島具有相對於基板240之表面244以大於零度(例如，在約40度與約85度之間)之銳角定向的傾斜琢面262。傾斜琢面262延伸至峰形島260之頂部的相對尖銳點264並在該處會聚。台面形島260'具有類似於峰形島260之傾斜琢面262之傾斜琢面262'，但台面形島260'之傾斜琢面262'延伸至大體平行於基板240的平之平坦生長表面244而定向的平之平坦表面266'並與其相交。在用以將圖6之凝核層250轉變成結晶島的退火及再結晶處理期間，峰形島260及台面形島260'兩者可形成於基板240之表面244上。可需要促成或鼓勵峰形島260之形成及/或抑制台面形島260'之形成，因為在峰形島260上形成的三族氮化物材料之過度生長層相對於在台面形島260'上形成的三族氮化物材料之過度生長層可具有相對較低的穿透缺陷密度。
圖14為類似圖14中所示之彼等的峰形島260及台面形島260'的放大圖。在藉由退火及再結晶凝核層250(圖2)形成島時，該等島中之至少一些將包括其晶體結構中之缺陷。舉例而言，穿透位錯270可自基板240(圖2)之表面244與島 260、260'之間的界面，穿過島260、260'與島260、260'上沈積之上覆三族氮化物材料之間的界面，並延伸至如圖14中所示之上覆三族氮化物材料中。如圖14中所示，與島260、260'之傾斜琢面262、262'相交的穿透位錯270具有朝大體平行於基板240(圖2)之表面244的側向方向彎曲或捲曲並在該側向方向上延伸的趨勢。此等彎曲或捲曲之穿透位錯中的至少一些具有彼此再組合或以其他方式被消除的趨勢，使得其不在垂直方向上向上延伸至上覆三族氮化物材料之暴露主表面。然而，與峰形島260之點264或台面形島260'之平的平坦表面相交的穿透位錯270具有垂直向上延伸至上覆三族氮化物材料之暴露主表面的趨勢。此等缺陷係不需要的，且可有害地影響使用上覆三族氮化物材料形成之主動器件。
台面形島260'之平的平坦表面264'的面積與台面形島260'與基板240(圖2)之表面244之間的界面的面積之比可低於峰形島260之點264的面積與峰形島260與基板240(圖2)之表面244之間的界面的面積之比。因此，台面形島260'內延伸至平的平坦表面264'且因此延伸至上覆三族氮化物材料之暴露主表面的穿透位錯270之百分比可高於峰形島260內延伸至點264且延伸至上覆三族氮化物材料之暴露主表面上的穿透位錯270之百分比。換言之，因為歸因於點264之最小面積，峰形島260內之穿透位錯270與琢面262之點264相比更可能與傾斜琢面262相交，所以峰形島260內之穿透位錯270與台面形島262'內之穿透位錯270相比較不可能向 上擴散至上覆三族氮化物材料之暴露主表面。
結果，至少在一些實施例中，本發明之方法可包含選擇並量身製定用以形成圖6之凝核層250的HVPE沈積處理之參數，及用以退火並再結晶凝核層250之熱處理製程的參數，以與類似圖13及圖14中所示之彼等的台面形島260'相比優先形成如圖7中所示之峰形島260。
申請者已研究用以形成圖6之凝核層250的HVPE沈積處理之特定參數及用以退火並再結晶凝核層250之熱處理製程的參數如何影響凝核材料之所得島的高度、密度及形狀中之每一者。圖15為說明研究結果之圖表。
如圖15中所示，已發現在用以形成圖6之凝核層250之HVPE沈積處理(其在圖15中經識別為「凝核」處理)期間，台面形島260'具有在約450℃之沈積溫度下形成的趨勢，而峰形島260具有在約570℃之沈積溫度下形成的趨勢。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖6之凝核層250之HVPE沈積處理可在至少約500℃之溫度下進行，且可在介於約500℃與約700℃之間、介於約550℃與約600℃之間或甚至介於約560℃與約580℃之間的溫度(例如，約570℃)下進行。亦已發現在用以形成圖6之凝核層250之HVPE沈積處理期間，台面形島260'具有在約54sec之沈積(亦即，凝核)時間下形成的趨勢，而峰形島260具有在約18sec之沈積時間下形成的趨勢。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖6之凝核層250之HVPE沈積處理可在小於約45sec之時間段內進行，且可在介於約5sec與約45sec 之間、介於約10sec與約30sec之間或甚至介於約15sec與約25sec之間的時間段(例如，約18sec)內進行。
亦如圖15中所示，已發現在用以由圖6之凝核層250形成圖7之島260的退火及再結晶處理(其處理在圖15中經識別為「退火」處理)期間，台面形島260'具有在約950℃之退火溫度下形成的趨勢，而峰形島260具有在約1050℃之退火溫度下形成的趨勢。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖7之島260之退火及再結晶處理可在至少約1000℃之溫度下進行，且可在介於約1000℃與約1300℃之間、介於約1025℃與約1100℃之間或甚至介於約1040℃與約1070℃之間的溫度(例如，約1050℃)下進行。亦已發現在用以形成圖7之島260之退火及再結晶處理期間，台面形島260'具有在約1min之退火時間段下形成的趨勢，而峰形島260具有在約9min之退火時間段下形成的趨勢。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖7之島260之退火及再結晶處理可在大於約3min之時間段內進行，且可在介於約3min與約10min之間、介於約5min與約10min之間或甚至介於約7min與約10min之間的時間段(例如，約9min)內進行。
圖15之圖表中亦展示上文論述之處理參數中之每一者對所得島260之高度及所得島260之密度的影響。自圖15看出，較高凝核溫度及較低凝核時間(其係形成峰形島260所要的)可產生具有較低平均高度及相對較高密度的島260，其亦可對於改善由島260最終形成的凝核模板層之特性係 較佳的，如下文論述。
再次參看圖7，在金屬氮化物凝核材料之峰形島260中說明穿透缺陷270。
在形成如上文描述之峰形島260之後，峰形島260可經生長並晶粒聚結以形成如圖8中所示之金屬氮化物凝核模板層280。可在如上文描述之HPVE系統100中使用HPVE沈積處理來生長島260。島260可生長直至島260之至少基底彼此會聚，使得金屬氮化物凝核模板層280為至少實質上連續。凝核模板層280可包含峰282，峰282中之每一者可對應於圖7之先前形成的島260中之一者。金屬氮化物凝核模板層280可至少實質上覆蓋基板240之表面244，使得表面244未暴露於凝核模板層280之峰282之間。因為實質上所有島260可與基板240之下伏表面244至少實質上磊晶地對準，所以當島260生長並彼此會聚時，島260中之每一者的晶格可實質上彼此匹配並對準，使得凝核模板層280實質上由單一晶體材料組成，且使得相當少之缺陷形成於晶粒聚結島260之間的合併界面處。咸信相對於類似於圖13及圖14中所示之界面的晶粒聚結台面形島260'之間的合併界面，相對較少之缺陷形成於類似於圖6中所示之界面的晶粒聚結峰形島260之間的合併界面處。
另外，在一些實施例中，金屬氮化物凝核模板層280可至少實質上由纖鋅礦凝核材料組成。
作為實例而非限制，島260可在反應腔室102中在(例如)介於約900℃與約1100℃之間的溫度(例如，約1000℃)下且 在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力(例如，約200托)下在HPVE處理中生長並晶粒聚結。
在生長島260以形成圖8中所示之金屬氮化物凝核模板層280後，凝核模板層280可經熱處理以使凝核模板層280經受退火處理以改善凝核模板層280之晶格的特性並減少凝核模板層280中之缺陷的數目。
在形成凝核模板層280之後，凝核模板層280可在進行上文論述之先前處理步驟的相同反應腔室102中經受退火處理，退火處理作為用以在基板240上形成三族氮化物半導體材料的整個HVPE處理之整體部分。作為實例而非限制，凝核模板層280所經受之退火處理可包含使凝核模板層280在介於約五分鐘(5min)與約十五分鐘(15min)之間的時間段(例如，約10min)內經受介於約900℃與約1100℃之間的一或多個溫度(例如，約1000℃)及介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力(例如，約150托)。另外，可在凝核模板層280退火期間使諸如氨(NH3)之五族前軀體氣體流過反應腔室102(而不使任何三族前軀體氣體流過反應腔室102)。
申請者已研究用以由圖7之島260形成圖8之凝核模板層280的HVPE沈積處理之特定參數及用以退火凝核模板層280之熱處理製程的參數如何影響凝核模板層280之暴露主表面284之表面粗糙度、凝核模板層280中缺陷之數目及凝核模板層280之所得平均厚度中之每一者。圖16之圖表中展示此等研究之結果。
如圖16中所示，已發現在凝核模板層280形成期間的相對較高生長及退火溫度導致凝核模板層280之暴露主表面284的較低均方根(RMS)表面粗糙度。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖8之凝核模板層280的HVPE沈積及退火處理可在至少約950℃之溫度下進行，且可在介於約950℃與約1100℃之間的溫度、介於約975℃與約1050℃之間的溫度或甚至介於約985℃與約1015℃之間的溫度(例如，約1000℃)下進行。已發現在凝核模板層280形成期間經過反應腔室102之五族前軀體氣體(例如，氨(NH3))的相對較高之流量導致凝核模板層280之暴露主表面284的較低RMS表面粗糙度。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖8之凝核模板層280之HVPE沈積及退火處理可在使五族前軀體氣體(例如，氨(NH3))以至少約10slm之流動速率流經反應腔室102的同時進行。舉例而言，五族前軀體氣體之流動速率可介於約10slm與約30slm之間、介於約15slm與約25slm之間或甚至介於約18slm與約22slm之間(例如，約20slm)。此外，凝核模板層280之暴露主表面284的RMS表面粗糙度根據本發明之一些實施例可為約5.0nm或更小，或甚至在約2.0nm或更小以下。
對如本文中描述而製造的各種實例之凝核模板層280執行X射線繞射(XRD)。詳言之，(105)反射被量測，且所得峰之半高寬(FWHM)值被量測。較低FWHM值指示較緊密之峰，且因此晶格中之各別晶格參數之較小變化引起反射，較小變化指示晶格中之較少缺陷。如圖16中所示，已 發現在用以形成圖8之凝核模板層280之HVPE沈積及退火處理期間的較高溫度及較低壓力可導致較低FWHM值，且因此導致凝核模板層280之晶格中的改善之結晶度及/或較少缺陷。因此，除上文在本文中所提供之溫度範圍外，用以形成圖8之凝核模板層280的HVPE沈積及退火處理可在約235托或更小之壓力下進行，且可在介於約50托與約235托之間、介於約120托與約170托之間或甚至介於約140托與約160托之間的壓力(例如，在約150托)下進行。進一步參看圖16中之XRD資料，已發現在凝核模板層280形成期間經過反應腔室102之氫清洗氣體(H2)之相對較低流量導致凝核模板層280之晶格中的改善之結晶度及/或較少缺陷。因此，根據本發明之一些實施例，用以形成圖8之凝核模板層280之HVPE沈積及退火處理可在使氫清洗氣體(H2)以約15slm或更小之流動速率流經反應腔室102的同時進行。舉例而言，氫清洗氣體之流動速率可介於約2slm與約15slm之間、介於約4slm與約12slm之間或甚至介於約6slm與約10slm之間(例如，約8slm)。
繼續參看圖16，進一步發現氫清洗氣體(H2)之相對較低的流動速率及上文提及之相對較低壓力(其被認為導致凝核模板層280之晶格中的改善之結晶度及/或較少缺陷)亦導致所得凝核模板層280的增加之平均總厚度。此被認為係至少部分地藉由減少反應腔室102中之氫自由基的濃度及歸因於較低壓力而減少在反應腔室102中發生的汽相反應而導致減少凝核模板層280之蝕刻的結果。
圖17為示意性地表示可用以使用圖1A及圖1B之沈積系統100沈積如圖6中所示之凝核層250，使凝核層250結晶以形成如圖7中所示之凝核材料島260，及生長及晶粒聚結該等島以形成如圖8中所示的結晶凝核模板層280的HVPE沈積處理之非限制實例的曲線圖。圖17中所示之沈積處理係提供為一實例，且其他HVPE沈積處理及系統亦可用以執行本發明之方法的實施例。參看圖17，實例沈積處理係藉由繪製反應腔室102中之溫度T隨時間t之變化的圖表來表示。如曲線圖中所示，沈積處理包括十三(10)個階段，其經順序地標記為S1至S13。下文在表1中提供沈積處理之在十三個階段S1至S13中之每一者中的非限制實例處理參數。
如圖17及表1中所示，階段S1為在使清洗氣體流過反應腔室102的同時工件基板106經加熱至400℃之溫度T1並穩定於該溫度及200托之壓力下的穩定階段。清洗氣體包含在每分鐘15標準升(slm)之流動速率下的N2及在2slm之流動速率下的H2。
斜變階段S2在時間t2處開始並延續4.5min之持續時間。在斜變階段S2期間，以實質上恆定之斜率穩定並連續地將反應腔室102自溫度T1加熱至1100℃之溫度T2。反應腔室102內之壓力在斜變階段S2期間維持在200托。在斜變階段S2期間，包含在5slm之流動速率下的N2及在22slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。
烘焙階段S3在時間t2處開始並延續10min之持續時間。烘焙階段用以在於生長基板之上部生長表面上沈積之前清 潔並修補該上部生長表面。在烘焙階段S3期間，反應腔室102維持在1100℃之溫度T2及200托之壓力下。在烘焙階段S3期間，包含在5slm之流動速率下的N2及在22slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。
斜變階段S4在時間t3處開始並延續4min之持續時間。在斜變階段S4期間，以一實質上恆定之斜率穩定並連續地將反應腔室102自溫度T2冷卻至570℃之溫度T3。反應腔室102內之壓力在斜變階段S4期間維持在200托。在斜變階段S4期間，包含在5slm之流動速率下的N2及在22slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。
穩定階段S5在時間t4處開始並延續3min之持續時間。在穩定階段S5期間，反應腔室中之溫度維持在570℃，反應腔室102中之壓力維持在200托，且包含在5slm之流動速率下的N2及在18slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。
凝核階段S6在時間t5處開始並延續60sec之持續時間。凝核階段S6用以在生長基板240上沈積凝核層250，如先前參看圖5及圖6所描述。在凝核階段S6期間，反應腔室102中之溫度維持在570℃，且反應腔室102中壓力維持在200托。包含在6slm之流動速率下的N2及在18slm之流動速率下的H2之清洗氣體在凝核階段S6期間通過反應腔室102。包含NH3之五族源氣體以2slm之流動速率流過反應腔室102，且包含GaCl3之三族前驅體氣體以每分鐘51標準立方公分(sccm)之流動速率流至反應腔室中。
斜變階段S7在時間t6處開始並延續4min之持續時間。在斜變階段S7期間，以一實質上恆定之斜率穩定並連續地將反應腔室102自溫度T3加熱至1050℃之溫度T4。反應腔室102內之壓力在斜變階段S7期間維持在200托。在斜變階段S7期間，包含在2slm之流動速率下的N2及在21slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。在斜變階段S7期間，包含NH3之五族源氣體以6slm之流動速率流過反應腔室102。
結晶階段S8在時間t7處開始並延續3.5min之持續時間。結晶階段S8用以退火凝核層250並在生長基板240上結晶凝核層250且形成凝核材料島260，如先前參看圖6及圖7所描述。在結晶階段S8期間，反應腔室102中之溫度維持在1050℃，且反應腔室102內之壓力維持在200托。在凝核階段S6期間，包含在2slm之流動速率下的N2及在21slm之流動速率下的H2之清洗氣體流經反應腔室102。在結晶階段S8期間，包含NH3之五族源氣體以6slm之流動速率流經反應腔室102。
斜變階段S9在時間t8處開始並延續20sec之持續時間。在斜變階段S9期間，以一實質上恆定之斜率穩定並連續地將反應腔室102自溫度T4冷卻至1000℃之溫度T5。反應腔室102內之壓力在斜變階段S9期間自200托減少至150托。在斜變階段S9期間，包含在2slm之流動速率下的N2及在21slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。在斜變階段S7期間，包含NH3之五族源氣體以6slm之流動 速率流過反應腔室102。
晶粒聚結階段S10在時間t9處開始並延續10min之持續時間。晶粒聚結階段S10用以生長並晶粒聚結凝核材料島260以形成凝核模板層280，如先前參看圖7及圖8所描述。在晶粒聚結階段S10期間，反應腔室102中之溫度維持在1000℃，且反應腔室102中之壓力維持在150托。在退火階段S10期間，包含在12slm之流動速率下的N2及在4slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。包含NH3之五族源氣體以20slm之流動速率流過反應腔室102，且包含GaCl3之三族前驅體氣體以每分鐘51標準立方公分(sccm)之流動速率流至反應腔室中。
退火階段S11在時間t10處開始並延續10min之持續時間。退火階段S11用以退火凝核模板層280，如先前參看圖8所描述。在退火階段S11期間，反應腔室102中之溫度維持在1000℃，且反應腔室102中之壓力維持在150托。在退火階段S11期間，包含在12slm之流動速率下的N2及在4slm之流動速率下的H2之清洗氣體流經反應腔室102。在退火階段S11期間，包含NH3之五族源氣體以20slm之流動速率流經反應腔室102。
斜變階段S12在時間t11處開始並延續4.5min之持續時間。在斜變階段S12期間，以一實質上恆定之斜率穩定並連續地將反應腔室102自溫度T5冷卻至400℃之溫度T6。反應腔室102內之壓力在斜變階段S12期間維持在500托。在斜變階段S12期間，包含在2slm之流動速率下的N2及在21 Slm之流動速率下的H2之清洗氣體通過反應腔室102。包含NH3之五族源氣體在斜變階段S12期間以12slm之流動速率流經反應腔室102。
穩定階段S13在時間t12處開始並延續2min之持續時間。在穩定階段S5期間，反應腔室中之溫度維持在400℃，反應腔室102中之壓力維持在500托，且包含在2slm之流動速率下的N2及在21slm之流動速率下的H2之清洗氣體流經反應腔室102。包含NH3之五族源氣體在穩定階段S13期間以12slm之流動速率流經反應腔室102。
再次參看圖8，凝核模板層280用以致使能夠塊狀三族氮化物半導體材料沈積於基板240上至一所要的平均總厚度，同時將所沈積塊狀三族氮化物半導體材料中之缺陷密度維持於所要的濃度。歸因於基板240之材料242的晶格結構與待沈積於基板240上之塊狀三族氮化物半導體材料的晶格結構之間的差異(該差異在此項技術中常稱為「晶格不匹配」)，若塊狀三族氮化物半導體材料待直接沈積於基板240之暴露主表面244上，則塊狀三族氮化物半導體材料之晶體結構可能含有相對較高不需要之缺陷(諸如，位錯)濃度。因此，凝核模板層280設於基板240與塊狀三族氮化物半導體材料之間以試圖抑制基板240與上覆之塊狀三族氮化物半導體材料之間的晶格不匹配的影響。換言之，凝核模板層280可用以緩衝基板240與待沈積於其上之塊狀三族氮化物半導體材料之間的晶格不匹配，且此等凝核模板層280在此項技術中亦稱為「緩衝」層。此外，凝 核模板層280可用作將塊狀三族氮化物半導體材料凝核生長於其上的晶種層，且此等凝核模板層280在此項技術中亦稱為「晶種」層。
在沈積凝核層250、使該凝核層250結晶以形成凝核材料島260及生長並晶粒聚結島260以形成結晶凝核模板層280(如本文中先前參看圖5至圖8所描述)之後，如下文參看圖9及圖10所描述，三族氮化物半導體材料之一或多個過度生長層可生長於結晶凝核模板層280上。
參看圖9，在形成凝核模板層280之後，可使用HVPE處理將三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290凝核並沈積於凝核模板層280之暴露主表面284上及其上方。儘管在圖9之簡化圖中，離散邊界可見於凝核模板層280與三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290之間，但應注意，在一些實施例中，凝核模板層280與三族氮化物半導體材料之過度生長層290可具有至少實質上相同之組合物，且可能難以或不可能看見或以其他方式識別出凝核模板層280與三族氮化物半導體材料之過度生長層290之間的任何離散邊界。
三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290可包含一側向生長層。換言之，用以生長三族氮化物半導體材料之層290的HVPE沈積處理可經量身製定以使側向方向(亦即，平行於基板240之生長表面244)上之生長快於垂直方向(亦即，垂直於基板240之生長表面244)上之生長。與平行於上表面244而定向的任何表面相比，可藉由選擇支持 添加材料至峰282之以與生長基板240之上表面244成銳角而定向的傾斜琢面262的生長條件而建立此側向生長。三族氮化物半導體材料之過度生長層290的側向生長可自凝核模板層280之峰282之傾斜琢面262發生直至生長三族氮化物半導體材料晶粒聚結以形成圖9中所示的三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290。如圖9中所示，三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290可具有一實質上平坦上表面292。
大體而言，三族氮化物材料之側向生長與垂直生長之相對速率可受生長溫度、處理氣體中的五族前驅體與三族前驅體之比、載氣物種之組合物及反應腔室內之壓力影響。舉例而言，側向生長可藉由增加之沈積溫度、五族前驅體與三族前驅體的增加之比、較大之N2與H2比及(例如)約760托(1個大氣壓)或更小之減少之沈積壓力中的至少一者而增強。
三族氮化物材料自傾斜琢面262之側向生長可引起三族氮化物材料內源於凝核模板層280之穿透位錯270在側向方向上彎曲或捲曲。如本文中先前所提及，當一或多個穿透位錯270在三族氮化物材料於凝核模板層280之峰282之間晶粒聚結時彼此交會時，彼等穿透位錯270可彼此組合並消除，從而導致三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290內的穿透位錯270之濃度減少。圖9中說明一些穿透位錯270，其已彼此組合並消除，使得其不會擴散至三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290之暴露主表面292。 因此，根據本發明之一些實施例，在三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290之暴露主表面292處的穿透位錯密度可小於約5×109cm-2、小於約5×108cm-2或甚至小於約1×107cm-2。
參看圖10，在形成三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290(如圖9中所示)之後，反應腔室102內之HVPE生長條件可變為支持垂直方向上的生長，且塊狀三族氮化物半導體材料之第二過度生長層296可在三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290上生長。儘管在圖10之簡化圖中，離散邊界可見於三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290與塊狀三族氮化物半導體材料之第二過度生長層296之間，但注意此等材料層在一些實施例中可具有至少實質上相同之組合物，且可難以或不可能看見或另外識別其之間的任何離散邊界。如圖10中所示，在三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290之表面292處的穿透位錯可在垂直方向上擴散至塊狀三族氮化物半導體材料之第二過度生長層296的暴露之主表面298。
作為實例而非限制，塊狀三族氮化物半導體材料之第二過度生長層296可沈積至至少約五微米(5μm)、至少約七微米(7μm)、至少約十微米(10μm)、至少約二十微米(20μm)或甚至至少約三十微米(30μm)之一平均總厚度T2。根據本發明之實施例製造的凝核模板層280及三族氮化物半導體材料之第一過度生長層290之存在可致使能夠塊狀三族氮化物半導體材料之第二過度生長層296待沈積至此等 平均總厚度T2同時維持塊狀三族氮化物半導體材料之該第二過度生長層296中在其暴露之主表面298處的位錯密度在約5×109cm-2以下、在約5×108cm-2以下或甚至在約1×107cm-2以下。此外，本發明之方法的實施例可使塊狀三族氮化物半導體材料之該第二過度生長層296能如本文中所描述而製造，使得實質上無結構破裂並在塊狀三族氮化物半導體材料之該第二過度生長層296中無分層區域。
如本文中所描述，本發明之至少一些實施例可致使能夠直接在非天然基板(諸如，藍寶石)上製造三族氮化物半導體材料(例如，GaN)至較高厚度且具有較少缺陷(相對於先前已知方法)。
下文描述本發明之額外非限制性實例實施例。
實施例1：一種使用一金屬三氯化物前驅體及一金屬四氯化物前驅體中之至少一者將三族氮化物半導體材料沈積於一基板上的方法，其包含：在一凝核HVPE處理階段中將三族氮化物半導體材料之一層沈積於一基板之一表面上以形成具有包含至少一些纖鋅礦微晶及一些非晶系三族氮化物半導體材料的奈米結構之凝核層；退火該凝核層以在該基板之該表面上形成至少實質上纖鋅礦凝核材料之結晶島；在一晶粒聚結HVPE處理階段中生長並晶粒聚結至少實質上纖鋅礦凝核材料之該等島以形成至少實質上覆蓋該基板之該表面的該至少實質上纖鋅礦凝核材料之一凝核模板層；及在一額外HVPE處理階段中將額外三族氮化物半導體材料沈積於該至少實質上纖鋅礦凝核材料之該凝核模 板層上。
實施例2：如技術方案1之方法，其進一步包含在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之結晶島以具有一峰形。
實施例3：如技術方案1或2之方法，其中退火該凝核層以在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之結晶島包含在介於約900℃與約1300℃之間的溫度下退火該凝核層。
實施例4：如技術方案3之方法，其中在介於約900℃與約1300℃之間的溫度下退火該凝核層包含在介於約1025℃與約1100℃之間的溫度下退火該凝核層。
實施例5：如技術方案4之方法，其中在介於約1025℃與約1100℃之間的溫度下退火該凝核層包含在介於約1040℃與約1070℃之間的溫度下退火該凝核層。
實施例6：如技術方案5之方法，其中在介於約1040℃與約1070℃之間的溫度下退火該凝核層包含在一約1050℃之溫度下退火該凝核層。
實施例7：如技術方案1至6中任一項的方法，其中退火該凝核層以在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之結晶島包含在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力下退火該凝核層。
實施例8：如技術方案7之方法，其中在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力下退火該凝核層包含在一約200托之壓力下退火該凝核層。
實施例9：如技術方案1至7中任一項的方法，其進一步包含在該凝核HVPE處理階段中在介於約400℃與約700℃ 之間的溫度下在該基板之該表面上沈積該三族氮化物半導體材料之層。
實施例10：如技術方案9之方法，其中在該凝核HVPE處理階段中在介於約400℃與約700℃之間的溫度下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層包含在該凝核HVPE處理階段中在一約570℃之溫度下在該基板之該表面上沈積該三族氮化物半導體材料層。
實施例11：如技術方案1至10中任一項的方法，其進一步包含在該凝核HVPE處理階段中在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層。
實施例12：如技術方案11之方法，其中在該凝核HVPE處理階段中在介於約50托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層包含在該凝核HVPE處理階段中在一約200托之壓力下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層。
實施例13：如技術方案1至12中任一項的方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約900℃與約1100℃之間的溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
實施例14：如技術方案13之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約975℃與約1050℃之間的溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
實施例15：如技術方案14之方法，其進一步包含在該晶 粒聚結HVPE處理階段中在介於約985℃與約1015℃之間的溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
實施例16：如技術方案1至15中任一技術方案的方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約100托與約760托(1個大氣壓)之間的壓力下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
實施例17：如技術方案16之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在約200托之壓力下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
實施例18：如技術方案1至17中任一技術方案的方法，其進一步包含在生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島後退火該磊晶凝核材料之該凝核模板層。
實施例19：如技術方案1至18中任一技術方案的方法，其進一步包含選擇該三族氮化物半導體材料以包含氮化鎵。
實施例20：如技術方案1至19中任一技術方案的方法，其進一步包含選擇該基板以包含藍寶石。
實施例21：一種結構，其包含根據如技術方案1至20中之任一技術方案所述之方法而形成的三族氮化物凝核材料之一凝核模板層。
實施例22：如技術方案21之結構，其進一步包含在三族氮化物半導體材料之該凝核模板層上方的塊狀三族氮化物半導體材料。
實施例23：如技術方案22之結構，其中該塊狀三族氮化 物半導體材料至少實質上無結構破裂。
實施例24：如技術方案22或技術方案23之結構，其中該塊狀三族氮化物半導體材料至少實質上無分層區域。
實施例25：一種中間結構，其係藉由如技術方案1至20中之任一技術方案所述之方法而形成。
上文描述之本發明之實施例不限制本發明之範疇，此係因為此等實施例僅為本發明之實施例的實例，本發明係由附加申請專利範圍及其法定等效物之範疇來界定。任何等效實施例意欲在本發明之範疇內。實際上，除本文中所示及所描述者外，本發明之各種修改(諸如所描述元件之替代可用組合)自該描述將變得為熟習此項技術者所瞭解。此等修改亦意欲屬於附加申請專利範圍之範疇。
100‧‧‧HVPE沈積系統
102‧‧‧反應腔室
104‧‧‧基板支撐結構
106‧‧‧工件基板
108‧‧‧加熱元件
110‧‧‧轉軸
112‧‧‧驅動器件
114A‧‧‧氣體流入管道
114B‧‧‧氣體流入管道
114C‧‧‧氣體流入管道
116A‧‧‧氣體孔口
116B‧‧‧氣體孔口
116C‧‧‧氣體孔口
117A‧‧‧器件
117B‧‧‧器件
117C‧‧‧器件
118A‧‧‧氣體分散管道
118B‧‧‧氣體分散管道
118C‧‧‧氣體分散管道
124‧‧‧熱傳送板
126‧‧‧腔室出口
128A‧‧‧氣體源
128B‧‧‧氣體源
128C‧‧‧氣體源
150A‧‧‧氣體噴射器
150B‧‧‧氣體噴射器
160‧‧‧熱化氣體噴射器
162‧‧‧管道
164‧‧‧入口部分
166‧‧‧中央部分
168‧‧‧出口部分
170‧‧‧外殼
172‧‧‧殼入口
174‧‧‧殼出口
180‧‧‧主動加熱元件
182‧‧‧加熱元件
200‧‧‧氣體噴射器
202‧‧‧入口
204‧‧‧出口
206‧‧‧熱化管道
210‧‧‧容器
212‧‧‧底壁
214‧‧‧頂壁
216‧‧‧側壁
220‧‧‧虛線
222‧‧‧空間
224‧‧‧管
226‧‧‧孔隙
228‧‧‧出口孔口
230‧‧‧出口管道
240‧‧‧基板
242‧‧‧材料
244‧‧‧主表面
250‧‧‧凝核層
252‧‧‧結晶金屬氮化物材料/結晶GaN材料
254‧‧‧非晶系金屬氮化物材料/非晶系材料
258‧‧‧位置
260‧‧‧金屬氮化物凝核材料島
260'‧‧‧台面形島
262‧‧‧傾斜琢面
262'‧‧‧傾斜琢面
264‧‧‧點
264'‧‧‧平坦表面
270‧‧‧穿透位錯
280‧‧‧金屬氮化物凝核模板層
282‧‧‧峰
284‧‧‧主表面
290‧‧‧三族氮化物半導體材料之第一過度生長層
292‧‧‧上表面/主表面
296‧‧‧三族氮化物半導體材料之第二過度生長層
298‧‧‧主表面
圖1A為示意性地說明包括一反應腔室及至少一氣體噴射器且可用於本發明之方法的實施例中之HVPE沈積系統的實例實施例之橫截面圖；圖1B為沿圖1A中所示之截線1B-1B截得之圖1A中所示的反應腔室之示意橫截面圖；圖2示意性地說明可用於圖1A之沈積系統中的熱化氣體噴射器之實施例；圖3示意性地說明可用於圖1A之沈積系統中的氣體噴射器之另一實例實施例；圖4為圖3之氣體噴射器之一部分的放大部分剖視圖；圖5為可根據本發明之方法之實施例使用的基板之簡化 橫截面圖；圖6為說明微觀結構中包含非晶系區域及結晶區域的沈積於圖5之基板上之凝核層的簡化橫截面圖；圖7為說明藉由退火圖6中所示之凝核層而形成的凝核材料之實質上結晶島的簡化橫截面圖；圖8為說明圖7中所示的凝核材料之結晶島之生長及晶粒聚結(以形成凝核模板層)的簡化橫截面圖；圖9說明藉由使三族氮化物半導體材料自圖8中所示之凝核材料島的傾斜側琢面優先側向生長而形成的三族氮化物半導體材料之側向過度生長層；圖10說明藉由三族氮化物半導體材料在圖9中所示之三族氮化物半導體材料之側向過度生長層上的垂直生長而形成的三族氮化物半導體材料之另一過度生長層；圖11至圖13為說明圖6之凝核層可藉以轉換成類似圖7中所示之凝核材料島的凝核材料島之機制的簡化圖式；圖11為圖6之凝核層的微觀結構可如何在退火凝核層以形成圖7中所示之凝核材料島之前出現的簡化說明，且說明凝核層之微觀結構中的非晶系區域及結晶區域；圖12說明圖6之凝核層中之非晶系材料可藉以在形成圖7中所示之凝核材料之結晶島期間併入凝核層中的結晶區域之晶體結構中的分解及再沈積機制；圖13說明類似於圖7之凝核材料島但具有不同形狀的凝核材料島(包括平頂或「台面形」島及尖銳「峰形」島)，其可在退火圖6中所示之凝核層以形成圖7中所示之凝核材 料島時形成；圖14用以說明穿透位錯可如何擴散經過台面形島及峰形島中之每一者並進入沈積於該等島上方的三族氮化物半導體材料中；圖15為說明在自圖6之凝核層形成圖7之凝核材料島期間所使用的特定處理參數之變化如何影響所得凝核材料島之高度、密度及形狀中之每一者的圖表；圖16為說明在自圖7之凝核材料島形成圖8之凝核模板層期間所使用的特定處理參數之變化如何影響凝核模板層之表面粗糙度、結晶品質及平均厚度中之每一者的圖表；及圖17為示意性地表示可用以沈積圖6中所示之凝核層並退火該凝核層以使用HVPE沈積處理及類似圖1A及圖1B中所示之系統的系統形成圖7中所示之凝核材料島的沈積處理的曲線圖。
240‧‧‧基板
242‧‧‧材料
244‧‧‧主表面
262‧‧‧傾斜琢面
264‧‧‧點
270‧‧‧穿透位錯
280‧‧‧金屬氮化物凝核模板層
282‧‧‧峰
290‧‧‧三族氮化物半導體材料之第一過度生長層
292‧‧‧上表面/主表面

Claims (19)

  1. 一種使用一金屬三氯化物前驅體及一金屬四氯化物前驅體中之至少一者將三族氮化物半導體材料沈積於一基板上的方法，其包含：在一凝核HVPE處理階段中，使用一金屬三氯化物前軀體及一金屬四氯化物前軀體中之至少一者，將三族氮化物半導體材料之一層沈積於一基板之一表面上以形成具有包含至少一些纖鋅礦微晶及一些非晶系三族氮化物半導體材料的一奈米結構之一凝核層；退火該凝核層以在該基板之該表面上形成至少實質上纖鋅礦凝核材料之結晶島；在一晶粒聚結HVPE處理階段中生長並晶粒聚結至少實質上纖鋅礦凝核材料之該等島以形成至少實質上覆蓋該基板之該表面的該至少實質上纖鋅礦凝核材料之一凝核模板層；在一額外HVPE處理階段中將額外三族氮化物半導體材料沈積於該至少實質上纖鋅礦凝核材料之該凝核模板層上；及在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之該等結晶島以具有一峰形。
  2. 如請求項1之方法，其中退火該凝核層以在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之結晶島包含在介於約900℃與約1300℃之間的一溫度下退火該凝核層。
  3. 如請求項2之方法，其中在介於約900℃與約1300℃之間 的一溫度下退火該凝核層包含在介於約1040℃與約1070℃之間的一溫度下退火該凝核層。
  4. 如請求項1之方法，其中退火該凝核層以在該基板之該表面上形成磊晶凝核材料之結晶島包含在約200托之一壓力下退火該凝核層。
  5. 如請求項1之方法，其進一步包含在該凝核HVPE處理階段中在介於約400℃與約700℃之間的一溫度下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層。
  6. 如請求項1之方法，其進一步包含在該凝核HVPE處理階段中在約200托之一壓力下在該基板之該表面上沈積三族氮化物半導體材料之該層。
  7. 如請求項1之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約900℃與約1100℃之間的一溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
  8. 如請求項7之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約975℃與約1050℃之間的一溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
  9. 如請求項8之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約985℃與約1015℃之間的一溫度下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
  10. 如請求項1之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE處理階段中在介於約100托與約760托(1個大氣壓)之間的一壓力下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
  11. 如請求項10之方法，其進一步包含在該晶粒聚結HVPE 處理階段中在約200托之一壓力下生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島。
  12. 如請求項1之方法，其進一步包含在生長並晶粒聚結磊晶凝核材料之該等島之後退火該磊晶凝核材料之該凝核模板層。
  13. 如請求項1之方法，其進一步包含選擇該三族氮化物半導體材料以包含氮化鎵。
  14. 如請求項1之方法，其進一步包含選擇該基板以包含藍寶石。
  15. 一種結構，其包含根據一如請求項1至14中任一項所述的方法而形成的三族氮化物凝核材料之一凝核模板層。
  16. 如請求項15之結構，其進一步包含在三族氮化物半導體材料之該凝核模板層上的塊狀三族氮化物半導體材料。
  17. 如請求項16之結構，其中該塊狀三族氮化物半導體材料至少實質上無結構破裂。
  18. 如請求項16之結構，其中該塊狀三族氮化物半導體材料至少實質上無分層區域。
  19. 一種藉由一如請求項1至14中任一項所述的方法而形成之中間結構。
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