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WO2011032546A1 - Semipolare wurtzitische gruppe-iii-nitrid basierte halbleiterschichten und darauf basierende halbleiterbauelemente - Google Patents

Semipolare wurtzitische gruppe-iii-nitrid basierte halbleiterschichten und darauf basierende halbleiterbauelemente Download PDF

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Publication number
WO2011032546A1
WO2011032546A1 PCT/DE2010/001094 DE2010001094W WO2011032546A1 WO 2011032546 A1 WO2011032546 A1 WO 2011032546A1 DE 2010001094 W DE2010001094 W DE 2010001094W WO 2011032546 A1 WO2011032546 A1 WO 2011032546A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
growth
group iii
iii nitride
semiconductor layers
wurtzitic
Prior art date
Application number
PCT/DE2010/001094
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Armin Dadgar
Alois Krost
Roghaiyeh Ravash
Original Assignee
Otto-Von-Guericke-Universität Magdeburg
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 Otto-Von-Guericke-Universität Magdeburg filed Critical Otto-Von-Guericke-Universität Magdeburg
Priority to EP10776926A priority Critical patent/EP2478551A1/de
Priority to JP2012530124A priority patent/JP2013505590A/ja
Priority to US13/496,957 priority patent/US20120217617A1/en
Priority to CN2010800526159A priority patent/CN102668027A/zh
Publication of WO2011032546A1 publication Critical patent/WO2011032546A1/de

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    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
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    • H01L21/02609—Crystal orientation

Definitions

  • the invention relates to semi-polar wurtzitic group III nitride based
  • Group III nitride layers typically grow on substrates in the polar c-axis orientation.
  • GaN grow polarization-reduced or non-polar.
  • a planar polarization-reduced layer directly on silicon substrates without complex structuring.
  • a polarization-reduced alignment of the group III nitride layer can be achieved by using a planar substrate with a zincblende or diamond structure and a (111) surface> 9 ° misoriented surface as recited in claim 1.
  • Such surfaces exist z.
  • silicon usually from a sequence of stable (1 1 1) surfaces alternating with (OOl) -like steps or surfaces.
  • GaN with c-planar orientation grows on the (111) surfaces by suitable process control and is thus inclined to the surface by the corresponding angle. This succeeds particularly well with weak inclination, as for example with Si (21 1), since here the (11 1)
  • Pretreatment of the substrate i. the creation of broad steps with (111) surfaces by treatment with physical or chemical processes, whereby the resulting (1 1 1) terraces have a threefold surface symmetry.
  • Corresponding pretreatment allows for higher levels and thus wider (1 1 1) levels, where the group III nitride layer grows almost exclusively with c-axis orientation. You can do this, ideally, to the substrate
  • Suitable temperatures be it in the MOVPE or better in the MBE. Accordingly, the statements also apply to growth on germanium at lower growth temperatures.
  • Silicon surfaces which have a high proportion of Si (l 11) terraces, are suitable for this purpose. Important are, as described in claim 9, terraces with broad steps with (111) surfaces, the resulting (111) terraces having at least a width corresponding to two monolayers, ie that these terraces are not mere step edges, but is at least three adjacent surface atoms in a plane and thus the threefold symmetry of this surface is recognizable. Higher indicated areas, such. B. (411) and (511), but are also suitable depending on the growth temperature and pretreatment, since here also broader (111) surface sections can form and thus also suitable Ankeim consult are given. It turns out, however, that the growth becomes more difficult as the angle increases, because the crystallites twist and tilt more strongly due to the less well-oriented nucleation of the crystallites or the decreasing density of well-oriented nuclei.
  • Figure 2 shows a possible surface arrangement schematically.
  • possible steps (201) are to be seen, and in between the terraces of the (111) surfaces, which show either no (202) or (203) threefold symmetry of the surface atoms.
  • the steps should be at least 0.3 nm or, according to claim 9, two monolayers wide.
  • the growth of the Group III nitride layer is not monocrystalline or textured in one orientation, which is indispensable for a closed, high quality layer.
  • the seed layer high Al-containing, such. A1N, AlGaN, AlInN or AlGalnN.
  • the layer and the substrate destructive meltback etching
  • the growth of the layer generally generally begins with a pretreatment of the substrate surface to clean it of organic residues and to deoxygenate it.
  • a pretreatment of the substrate surface for this purpose, on the one hand there are wet-chemical methods or bake-out processes, the latter preferably being carried out in a high-purity chamber in the case of a group IV substrate, in order to prevent undesired contamination of the surface.
  • Wet-chemical methods are often based on a targeted oxidation of the surface, for. B. with H 2 S0 4 , and subsequent removal of the oxide by means of HF.
  • a hydrogen-terminated surface can be achieved which makes the desired step formation possible, since oxidized surfaces generally have no desired crystalline arrangement.
  • the prepared substrate is then placed in the test chamber and brought to Bekeimung as quickly as possible to the seeding temperature.
  • the growth of the germ layer begins
  • Nitrogen precursor is stabilized, adjusting the growth temperature necessary for high-quality thicker layers and the growth of a
  • Component buffer layer This is followed by the growth of the active or
  • Carrier gas flow (H 2 or N 2 ) is baked out and thereby the surface is changed.
  • the surface must be stabilized during such a process to prevent degradation, such.
  • care must be taken, at least in MOVPE processes, that heating does not cause any desorption of deposits of the reactor.
  • MOVPE reactor connected to the additional chamber for pretreatment, which ideally allows a transfer of the still hot substrate.
  • nitridation of at least one monolayer of the surface of the substrate may be achieved by passing ammonia, a nitrogen releasing compound or nitrogen radicals before the beginning of the Group III nitride growth, as described in claim 10.
  • ammonia a nitrogen releasing compound or nitrogen radicals
  • III-V zinc blende substrates such.
  • As GaAs by nitriding the upper substrate layers in the case of GaAs converted into GaN. Such processes are usually started by the introduction of ammonia or nitrogen radicals at temperatures> 350 ° C.
  • the temperature is then typically further increased to the optimum temperature for Group III nitride growth and growth of the device layer begun.
  • a single-crystal growth can be achieved even without forcing wide (11 1) terraces.
  • the process can also be carried out with initial stabilization of the III-V semiconductor layer with the group V element, ie z.
  • As an As precursor to GaAs are started and then converted by adding the nitrogen source this. This procedure also allows a higher
  • the growth on silicon substrates in an MOVPE process is described below: After cleaning the substrate, it is placed in the test or coating chamber and ideally heated in a hydrogen atmosphere to about 680 ° C. Due to the hydrogen atmosphere, it is possible to stabilize a hydrogen-terminated by the preparation surface, which is beneficial for the seeding effect. Then, as a first step, the pre-flow of aluminum in the form of an aluminum precursor, such as trimethylaluminum, takes place for about 2 to 15 seconds. This step is followed by opening the nitrogen precursor, such as. B: ammonia, or z. B. very suitable at low temperatures, dimethyl hydrazine. At the same time, ideally the aluminum supply remains open.
  • an aluminum precursor such as trimethylaluminum
  • Layer thicknesses of 1 ⁇ advantageous to either introduce a biasing AlGaN layer in the lower buffer or to use LT-A1N intermediate layers.
  • LT-A1N layers are more efficient here. With increasing tilt angle decreases due to the lower coefficient of thermal expansion perpendicular to the c-axis of the group III nitride layer from the tendency to crack, ie here also crack-free layer thicknesses without stress-reducing layers can be achieved, which are more than 1 ⁇ layer thickness.
  • FIG. 1 shows by way of example in cross-section the possible interface of a group III nitride layer to a group IV substrate with (211) surface.
  • This surface consists of (11 1) terraces and (001) steps.
  • the (11) terraces are tilted by about 18 ° to the surface normals.
  • Figure 2 shows schematically the top view of a tilted (1 1 1) surface, with only the (1 1 1) sections can be seen. Between the steps (201), terraces can be formed with (1 1 1) surfaces, which are either only one monolayer wide (202) or wider (203). On the narrow terrace (202) no threefold symmetry of the surface atoms can be seen; this occurs only on the broader one
  • FIG. 3 shows a scanning electron micrograph of a GaN on Si (21 1) surface. The remaining craters can be improved by optimizing the
  • the invention relates to all group III nitrides on zinc blende or group
  • the designation of surfaces or directions with () for surfaces and [] for directions is intended to include all equivalent surfaces or directions, e.g. B. (11 1) and the (1 ⁇ ), ( ⁇ 1), (111), (1 ⁇ ), (H l), (1 11), (III) surfaces.
  • it relates to all epitaxial manufacturing processes that are suitable for the preparation of Group III nitride layers. This often requires the
  • the growth temperatures in the MBE are usually always a few hundred degrees below the MOVPE or HVPE process.
  • Orientations for Si is a monocrystalline c-axis-oriented growth described in the literature and accordingly a tilted growth is not meaningful, since the possible low tilt angle is not worth mentioning
  • FET field effect transistor
  • HVPE Hydride Vapor Phase Epitaxy, hydride
  • MBE Molecular Beam Epitaxy, Molecular Beam Epitaxy
  • MEMS Micro Electromechnical Systems, Electromechanical
  • MOVPE Metal organic vapor phase epitaxy, organometallic
  • SAW Surface Acoustic Wave

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Abstract

Gruppe-III-Nitridschichten haben einen großen Einsatzbereich in der Elektronik und der Optoelektronik. Das Wachstum solcher Schichten erfolgt in der Regel auf Substraten wie Saphir, SiC und neuerdings Si(111). Die dabei erzielten Schichten sind in der Regel in Wachstumsrichtung polar bzw. c-achsenorientiert. Für viele Anwendungen in der Optoelektronik, aber auch akustischen Anwendungen in SAWs ist das Wachstum von un- oder semipolaren Gruppe-III-Nitridschichten interessant bzw. notwendig. Das Verfahren ermöglicht das einfache und preiswerte Wachstum von polarisationsreduzierten Gruppe-III-Nitridschichten ohne eine vorherige Strukturierung des Substrats.

Description

Die Erfindung betrifft Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte
Halbleiterschichten und darauf basierende Halbleiterbauelemente.
Gruppe-III-Nitridschichten wachsen in der Regel in der polaren c-Achsenausrichtung auf Substraten auf. Für eine Vielzahl von Anwendungen ist es jedoch sehr interessant, dass GaN polarisationsreduziert bzw. unpolar aufzuwachsen. So wird z. B. von Lichtemittern durch eine Verringerung des Quantum Confined Stark Effekts eine höhere Lumineszenzausbeute erwartet und zum Beispiel bei SAW Bauelementen die Anregung einer schwach koppelnden Oberflächenwelle ermöglicht, welche das Messen von Beschichtungsdicken, Absorptionen etc. in Flüssigkeiten ermöglicht. Bislang ist das Wachstum solcher Schichten nur auf r- oder m-planarem Saphir und hexagonalem von der c- Achse verkippten, d.h. z. B. a-planaren oder m-planaren, SiC-Substraten möglich. Auf dem preiswerten und industriell einfacher zu
verarbeitendem Silizium dominiert fast immer das Wachstum von c-planarem GaN. Auf Si(001) konnte zwar bei spezieller Prozessführung das Wachstum von hoch texturiertem r-planarem GaN gezeigt werden (F. Schulze, J. Bläsing, A. Dadgar, and A. Krost, Appl. Phys. Lett. 84, 4747 (2004)), aufgrund der dabei auftretenden vier gleichberechtigten Ausrichtungen jedoch nur mit einer für Anwendungen
ungeeigneten Oberfläche. Zudem konnte auf strukturiertem Silizium gezeigt werden, dass darauf durch geeignetes Vorbehandeln der Substratoberfläche, wie Maskieren, Ätzen etc., polarisationsreduziertes GaN erzielt werden kann (siehe z. B. M. Yang, H.S. Ahn, T. Tanikawa, Y. Honda, M. Yamaguchi, N. Sawaki, J. Cryst. Growth 311, 2914 (2009) oder T. Tanikawa, D. Ruolph, T. Hikosada, Y. Honda, M. Yamaguchi, N. Sawaki, J. Cryst. Growth 310, 4999 (2009)).
Direkt auf Siliziumsubstraten ohne eine aufwendige Strukturierung eine planare polarisationsreduzierte Schicht zu erzielen, war bislang erfolglos. Dies liegt unter anderem daran, dass auf den meisten Halbleiteroberflächen von Zinkblende- oder Diamantgittermaterialien eine bei hohen Temperaturen gewachsene Keimschicht eine c- Achsenorientierung zur Folge hat. Prinzipiell kann eine polarisationsreduzierte Ausrichtung der Gruppe-III-Nitridschicht durch die Verwendung von auf einem planarem Substrat mit Zinkblende oder Diamantstruktur und einer zur (111) Oberfläche > 9° fehlorientierten Oberfläche, wie in Anspruch 1 genannt, erzielt werden. Solche Oberflächen bestehen z. B. bei Silizium meist aus einer Abfolge von stabilen (1 1 1) Oberflächen im Wechsel mit (OOl)-artigen Stufen bzw. Oberflächen. Auf den (111) Oberflächen wächst nun durch geeignete Prozessführung GaN mit c-planarer Orientierung auf und ist somit zur Oberfläche um den entsprechenden Winkel geneigt. Dies gelingt besonders gut bei schwacher Neigung, wie zum Beispiel bei Si(21 1), da hier die (11 1)
Oberflächenterrassen mehrere Atome breit sind. Will man die Gruppe-III- Nitridschicht in deutlich höheren Winkeln zur Oberflächennormalen verkippen, sollte möglichst ein Substrat mit einer möglichst hohen Verkippung der (111) Ebenen zur Oberflächennormalen verwendet werden. Dies sind zum Beispiel Ebenen wie Si(31 1), Si(41 1), Si(51 1) etc. Hier empfiehlt sich, wie in Anspruch 8 beschrieben, eine
Vorbehandlung des Substrats, d.h. die Schaffung breiter Stufen mit (111) Oberflächen durch eine Behandlung mit physikalischen oder chemischen Prozessen, wobei die entstehenden (1 1 1) Terrassen eine dreizählige Oberflächensymmetrie aufweisen. Eine entsprechende Vorbehandlung ermöglicht höhere Stufen und damit breitere (1 1 1) Ebenen, auf denen die Gruppe-III-Nitridschicht dann fast ausschließlich mit c- Achsenorientierung aufwächst. Dazu kann man das Substrat idealerweise, um
Kontaminationen zu vermeiden, in einer hochreinen Ausheizkammer vor der Epitaxie ausheizen und so das Clustern von Stufen und das Herausbilden breiterer (1 11) Terrassen forcieren.
Ideal ist das Wachstum auf Gruppe IV Halbleiteroberflächen, wie in Anspruch 5 beschrieben, aber auch Zinkblendematerialien, wie z. B. GaAs, GaP oder InP, sind dazu gut geeignet. Letztlich hängt dies mit den verwendeten Wachstumstemperaturen zusammen. So kann auf Germanium keine GaN-Schicht bei üblichen Temperaturen in der MOVPE gewachsen werden (1050 °C), da der Schmelzpunkt unterhalb von 1000 °C liegt. Sehr wohl ist solch ein Substrat für die Epitaxie bei niedrigeren
Temperaturen geeignet, sei es in der MOVPE oder besser in der MBE. Entsprechend gelten die Ausführungen auch für das Wachstum auf Germanium bei niedrigeren Wachstumstemperaturen.
Für das Wachstum ideal geeignet sind (21 1), (31 1) sowie (322) orientierte
Oberflächen, wie in den Ansprüchen 2 - 4 beschrieben. Besonders Siliziumoberflächen wie Si(211), (311) und (322), aber auch alle anderen
Siliziumoberflächen, die einen hohen Anteil von Si(l 11) Terrassen aufweisen, sind hierfür geeignet. Wichtig sind, wie in Anspruch 9 beschrieben, Terrassen mit breiten Stufen mit (111) Oberflächen, wobei die entstehenden (111) Terrassen mindestens eine Breite, die zwei Monolagen entspricht, aufweisen, d.h., dass es sich bei diesen Terassen nicht um bloße Stufenkanten, sondern um mindestens drei benachbarte Oberflächenatome in einer Ebene handelt und somit die dreizählige Symmetrie dieser Oberfläche erkennbar ist. Höher indizierte Flächen, wie z. B. (411) und (511), sind jedoch je nach Wachstumstemperatur und Vorbehandlung auch geeignet, da sich auch hier breitere (111) Oberflächenabschnitte bilden können und somit auch geeignete Ankeimbedingungen gegeben sind. Es zeigt sich jedoch, dass das Wachstum mit zunehmendem Winkel schwieriger wird, da die Kristallite sich durch das schlechter orientierte Ankeimen der Kristallite bzw. die abnehmende Dichte gut orientierter Keime stärker zueinander verdrehen und verkippen.
Figur 2 zeigt eine mögliche Oberflächenanordnung schematisch. So sind mögliche Stufen (201) zu sehen und dazwischen die Terrassen der (111) Oberflächen, die entweder keine (202) oder eine (203) dreizählige Symmetrie der Oberflächenatome erkennen lassen. Das heißt, dass die Stufen je nach Material mindestens 0,3 nm bzw. nach Anspruch 9 zwei Monolagen breit sein sollten.
Ohne diese Anordnung ist das Aufwachsen der Gruppe-III-Nitridschicht nicht einkristallin bzw. nicht in einer Ausrichtung texturiert, was für eine geschlossene, qualitativ hochwertige Schicht unabdingbar ist.
Damit die Bekeimung zu einem einkristallinem Wachstum führt, ist es vorteilhaft, das Wachstum einer Keimschicht bei einer Temperatur oder Temperaturen, die bei Gasphasenverfahren unterhalb von 900 °C und bei Molekularstrahl- und
Sputterverfahren unterhalb von 700 °C liegen, durchzufuhren, wie dies in Anspruch 6 beschrieben ist. Das Wachstum der Keimschicht erfolgt damit bei einer deutlich niedrigeren Temperatur als der üblichen Wachstumstemperatur für GaN und AIN, die bei über 1000 °C bei Verfahren wie z. B. der MOVPE oder HVPE liegt. Ideal sind Temperaturen um 700 °C. Bei Verfahren, die bei niedrigeren Temperaturen arbeiten, ist hingegen eine deutliche Absenkung der Keimschichttemperatur nicht zwingend notwendig. Durch diese Art der Bekeimung bei tiefen Temperaturen wird nur auf (111) Oberflächen eine Bekeimung, die ein einkristallines Wachstum zulässt, erzielt. Auf allen anderen Kristallorientierungen ist die Bekeimung tendenziell deutlich polykristalliner. Dadurch wachsen auf diesen anderen Flächen die nicht c- achsenorientierten Keime langsamer und können von den auf den (11 1) Flächen gewachsenen gut orientierten Kristalliten dominiert werden, so dass eine einkristalline Schicht entsteht.
Für Verfahren, die bei Temperaturen deutlich oberhalb von 900 °C arbeiten, ist es zudem für das Wachstum von GaN vorteilhaft, wenn, wie in Anspruch 7 beschrieben, die Keimschicht hoch Al-haltig, wie z. B. A1N, AlGaN, AlInN oder AlGalnN, ist. Dadurch wird eine die Schicht und das Substrat zerstörende meltback etching
Reaktion verhindert.
Auf der Basis des Herstellungsverfahrens lassen sich vielfältige Bauelemente herstellen, bei denen sich die Polarisationsreduktion vorteilhaft auswirkt. Dazu zählen unter anderem Leuchtdioden, Transistoren, MEMS und SAW-basierte Filter und Sensoren.
Es folgt eine kurze Beschreibung zur Herstellung der für spätere Bauelemente benötigten Pufferschicht.
Das Wachstum der Schicht beginnt allgemein vorzugsweise mit einer Vorbehandlung der Substratoberfläche, um diese von organischen Resten zu reinigen und von Oxiden zu befreien. Dazu gibt es zum einen nasschemische Methoden oder Ausheizverfahren, wobei letztere im Fall eines Gruppe-IV-Substrats vorzugsweise in einer hochreinen Kammer durchgeführt werden, um unerwünschte Kontaminationen der Oberfläche zu verhindern. Nasschemische Methoden beruhen häufig auf einer gezielten Oxidation der Oberfläche, z. B. mit H2S04, und anschließender Entfernung des Oxids mittels HF. Dadurch kann eine wasserstoffterminierte Oberfläche erzielt werden, welche die gewünschte Stufenbildung erst ermöglicht, da oxidierte Oberflächen in der Regel keine gewünschte kristalline Anordnung aufweisen. Das vorbereitete Substrat wird dann in die Versuchskammer gelegt und zur Bekeimung möglichst zügig auf die Bekeimungstemperatur gebracht. Das Wachstum der Keimschicht beginnt
vorzugsweise mit dem Vorströmen des Gruppe-III-Elements, um eine Belegung im Bereich einer Monolage zu erzielen. Dies verhindert eine unerwünschte Nitridierung der Substratoberfläche. Die genaue Durchführung dieses Schrittes ist vom
Schichtherstellungsverfahren und der Reaktorgeometrie abhängig. Entscheidend ist, dass die Bekeimung so durchgeführt wird, dass die Oberflächenatome des Substrats nicht durch eine unkontrollierte Nitridierung ihre regelmäßige Anordnung verlieren, was in der Folge zu einem verstärkten polykristallinem Wachstum führen kann. Das Dazuschalten des Stickstoffprecursors führt dann zu einer Nitridierung der in der Regel schon kurz vorher aufgebrachten Gruppe-III Oberflächenatome und dem Wachstum der Keimschicht, die typischerweise zwischen 10-50 nm dick ist. Danach erfolgt in einer Wachstumspause, während der die Oberfläche mit dem
Stickstoffprecursor stabilisiert wird, die Einstellung der für hochwertige dickere Schichten notwendigen Wachstumstemperatur und das Wachstum einer
Bauelementpufferschicht. Auf diese folgt dann das Wachstum der aktiven bzw.
funktionalen Schichten des Bauelements.
Um polarisationsreduzierte Schichten mit größeren Verkippungswinkeln der c-Achse zu erzielen, muss auf Substrate ausgewichen werden, welche naturgemäß nur einen geringen Anteil an (111) Oberflächen aufweisen. In solchen Fällen ist es vorteilhaft, durch eine Behandlung des Substrats eine stärkere Stufenbildung (step bunching) und damit breitere Terrassen auf der Oberfläche zu erzielen. Um dies zu erreichen, werden meist Temperprozesse eingesetzt, bei denen das Substrat in einem geeigneten
Trägergasstrom (H2 oder N2) ausgeheizt wird und dadurch die Oberfläche verändert wird. Je nach Substrattyp muss die Oberfläche während solch eines Prozesses stabilisiert werden, um eine Degradation zu verhindern, so z. B. GaAs mit Arsen oder InP und GaP mit Phosphor. Im Fall von Silizium muss zumindest in MOVPE- Prozessen darauf geachtet werden, dass durch das Aufheizen keine Desorption von Ablagerungen des Reaktors auftritt. Bei einigen Reaktortypen, bei denen die aus vorherigen Versuchen belegten Innenteile ausgetauscht werden, ist dies einfach möglich, bei anderen muss neben der Temperatur auf die Dauer des Schritts geachtet werden. Vorteilhaft ist hier die MBE oder eine dem MOVPE Reaktor angeschlossene zusätzliche Kammer zur Vorbehandlung, die idealerweise einen Transfer des noch heißen Substrats ermöglicht.
Beim Wachstum auf einer zur (111) Oberfläche > 9° fehlorientierten Oberfläche eines III-V-Substrats mit Zinkblendestruktur kann eine Nitridierung mindestens einer Monolage der Oberfläche des Substrats durch Überleiten von Ammoniak, einer Stickstoff freisetzenden Verbindung oder Stickstoffradikalen vor dem Beginn des Gruppe-III-Nitrid- Wachstums erfolgen, wie dies in Anspruch 10 beschrieben ist. So kann beim Wachstum auf III-V-Zinkblendesubstraten, wie z. B. GaAs, durch eine Nitridierung der oberen Substratlagen im Fall von GaAs eine Umwandlung in GaN erfolgen. Solche Prozesse werden in der Regel durch das Einleiten von Ammoniak oder Stickstoffradikalen bei Temperaturen > 350 °C gestartet. Nach dem Erzielen einer ausreichend schützenden Gruppe-III-Nitridschicht wird dann in der Regel die Temperatur weiter auf die optimale Temperatur für das Gruppe-III-Nitridwachstum erhöht und das Wachstum der Bauelementschicht begonnen. Mit dieser Methode kann auch ohne eine Forcierung von breiten (11 1) Terrassen ein einkristallines Wachstum erzielt werden. Der Prozess kann auch unter anfänglicher Stabilisierung der III-V- Halbleiterschicht mit dem Gruppe- V-Element, also z. B. eines As-Precursors bei GaAs, begonnen werden und dann durch Zugabe der Stickstoffquelle dieses umgewandelt werden. Diese Vorgehensweise ermöglicht auch eine höhere
Temperatur für die Umwandlung, da so ein Abdampfen der Gruppe- V-Komponente vor dem Einschalten der Stickstoffquelle vermieden werden kann.
Das Wachstum auf Siliziumsubstraten in einem MOVPE-Prozess wird im Folgenden beschrieben: Nach dem Reinigen des Substrats wird dieses in die Versuchs- bzw. Beschichtungskammer gelegt und idealerweise in einer Wasserstoffatmosphäre auf ca. 680 °C geheizt. Durch die Wasserstoffatmosphäre ist es möglich, eine durch die Präparation wasserstoffterminierte Oberfläche zu stabilisieren, was sich vorteilhaft für die Bekeimung auswirkt. Dann erfolgt als erster Schritt für ca. 2 - 15 Sekunden das Vorströmen von Aluminium in Form eines Aluminiumprecursors wie Trimethyl- aluminium. Gefolgt wird dieser Schritt vom Öffnen des Stickstoffprecursors, wie z. B: Ammoniak, oder z. B. bei tiefen Temperaturen sehr gut geeignet, Dimethyl-Hydrazin. Gleichzeitig bleibt idealerweise die Aluminiumzufuhr geöffnet. Durch den Ammoniak nitridiert das hier etwas zuvor abgeschiedene AI zu A1N und im weiteren Verlauf wächst eine teilweise geordnete aber in Teilen auch ungeordnete A1N Schicht. In der Regel weisen Bereiche mit hohem (001) Stufenanteil eine höhere Unordnung der Kristallite im Gegensatz zu (1 1 l)-artigen Oberflächen auf.
Als vorteilhaft hat sich eine hohe Zufuhr vom Al-Precursor, wie z. B. Trimethyl- aluminium, d. h. eine verhältnismäßig hohe Wachstumsrate für die gewollte verkippte Orientierung der Kristallite, herausgestellt. Die idealen Parameter sind jedoch vom Reaktortyp abhängig und im Rahmen einer typischen ingenieursmäßigen
Parameteroptimierung zu bestimmen.
Durch diese anfängliche, nicht perfekt geordnete Bekeimung wird beim
anschließenden Wachstum z. B., einer GaN-Schicht bei Temperaturen um 1050 °C, ein Wachstum auch ungewollter Orientierungen ermöglicht. Jedoch dominieren die geordneten Kristallite das Wachstum deutlich, indem sie schneller wachsen und somit die ungeordneten Kristallite rasch überwachsen. Die Dicke der dabei entstehenden stark gestörten Schicht beträgt dabei meist um 30, selten 100 nm oder mehr. Erst durch das präferenzielle Wachstum der vorzugsorientierten Kristallite wird das Wachstum einer glatten, geschlossenen und einkristallinen Schicht ermöglicht. Im Fall des Wachstums auf Silizium im MOVPE-Prozess, aber auch in anderen
Prozessen, die bei ähnlichen Temperaturen arbeiten, kommt es durch die mögliche Reaktion von Gallium mit dem Silizium bei hohen Temperaturen häufig zu sogenanntem meltback-etching, welches die Schicht zerstört. Verhindert werden kann dies prinzipiell durch eine AIN-Keimschicht, wie sie auch hier eingesetzt wird. Jedoch ist die ideale Keimschicht für den hier beschriebenen Prozess durch die meist geringe Dicke von nur ca. 10 nm und das poly kristalline Wachstum in der Regel nicht vollständig geschlossen. Um nun eine eventuell auch erst im Verlauf des weiteren Wachstums stattfindende Reaktion von Ga und Si zu verhindern, empfiehlt es sich, z. B. eine schützende Al-haltige Schicht, wie z. B. AlGaN, bei normaler
Wachstumstemperatur im MOVPE-Prozess, also oberhalb von 950 °C, zu wachsen, die mit einer Dicke zwischen 30 - 300 nm in der Regel so geschlossen aufwächst, dass ein ausreichender Schutz des Substrats besteht. Dabei reichen AI-Konzentrationen in dieser Schicht um 15 % für diesen schützenden Effekt aus. Im MBE- Wachstum ist es hingegen prinzipiell möglich, direkt GaN auf dem Substrat aufzubringen bzw. auf eine AlGaN-Schicht zu verzichten. Um die Rissbildung beim Abkühlen durch die thermische Fehlanpassung von Schicht und Substrat zu vermeiden, ist es ab
Schichtdicken um 1 μπι vorteilhaft, entweder eine vorspannende AlGaN-Schicht im unteren Puffer einzubringen oder LT-A1N-Zwischenschichten zu verwenden.
Aufgrund der anfangs noch schlechten Materialqualität und der meist erst nach einigen hundert Nanometern geschlossenen Schicht ist die Verwendung von AlGaN- Puffern zum kompressiven Vorspannen der GaN-Schicht, wie es in der Literatur vielfach beschrieben ist, nicht sehr effizient. LT-A1N-Schichten sind hier effizienter anwendbar. Mit zunehmendem Kippwinkel nimmt aufgrund der geringeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten senkrecht zur c-Achse der Gruppe-III-Nitrid- Schicht die Rissbildungsneigung ab, d. h. hier können auch rissfreie Schichtdicken ohne verspannungsreduzierende Schichten erzielt werden, die über 1 μιη Schichtdicke liegen.
Es folgt eine kurze Beschreibung der Figuren:
Figur 1 zeigt beispielhaft im Querschnitt die mögliche Grenzfläche einer Gruppe-III- Nitridschicht zu einem Gruppe-IV- Substrat mit (211) Oberfläche. Diese Oberfläche besteht aus (11 1) Terrassen und (001) Stufen. Die (1 11) Terrassen sind um ca. 18° zur Oberflächennormalen verkippt. Durch das Wachstum einer c-achsenorientierten Gruppe-III-Nitridschicht senkrecht auf diesen (1 1 1) Oberflächen wächst die Gruppe-
III- Nitridschicht zur Oberflächennormalen des Substrats mit einer Verkippung von ca. 18°, was in etwa einer (1016) Oberfläche entspricht.
Figur 2 zeigt schematisch die Aufsicht auf eine verkippte (1 1 1) Oberfläche, wobei nur die (1 1 1) Abschnitte zu erkennen sind. Zwischen den Stufen (201) können sich Terrassen mit (1 1 1) Oberflächen ausbilden, die entweder nur eine Monolage breit (202) oder breiter (203) sind. Auf der schmalen Terrasse (202) ist keine dreizählige Symmetrie der Oberlächenatome zu erkennen, diese tritt nur auf den breiteren
Terrassen (203) auf. Diese sind aber für das Wachstum einer hochwertigen Schicht unabdingbar, da nur so eine ausreichende Orientierung der Gruppe-III-Nitridschicht auf dem Substrat möglich ist.
Figur 3 zeigt eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme einer GaN auf Si(21 1) Oberfläche. Die noch vorhandenen Krater können durch Optimierungen des
Wachstumsprozesses eliminiert werden.
Die Erfindung bezieht sich auf alle Gruppe-III-Nitride auf Zinkblende oder Gruppe-
IV- Substraten mit einer von der (1 1 1) Oberfläche abweichenden Orientierung > 9°, die noch (1 1 1) Oberflächen bzw. (111) Stufen aufweisen können. Die hier verwendete Bezeichung der Oberflächen oder Richtungen, mit () für Oberflächen und [] für Richtungen, soll alle äquivalenten Oberflächen bzw. Richtungen einschließen, so z. B. bei (11 1) auch die (1 Π), (Π 1), (111), (1 Π), (H l), (1 11), (III) Oberflächen. Ferner bezieht sie sich auf alle epitaktischen Herstellungsverfahren, die zur Herstellung von Gruppe-III-Nitridschichten geeignet sind. Dazu müssen häufig die
Wachstumstemperaturen und V-III Verhältnisse den Gegebenheiten des Verfahrens angepasst werden. So liegen die Wachstumstemperaturen in der MBE in der Regel immer einige hundert Grad unterhalb der MOVPE- oder HVPE- Verfahren.
Die in Anspruch 1 beschriebene Verkippung von > 9° von der (111)
Oberflächennormalen beschränkt sich nach oben hin naturgemäß zu Oberflächen die weniger als 7° von der (110) oder (001) Oberfläche geneigt sind. Für diese
Orientierungen ist für Si ein einkristallines c-achsenorientiertes Wachstum in der Literatur beschrieben und dementsprechend ein verkipptes Wachstum nicht sinnvoll möglich, da der mögliche geringe Kippwinkel keine nennenswerte
Polarisationsreduktion bewirken würde. Wesentlich für das Wachstum von semipolaren Bauelementschichten ist eine Verkippung von der (111) Oberfläche weg, die noch die Ausbildung von (11 l)-artigen Oberflächenabschnitten ermöglicht.
Abkürzungen:
FET: Feldeffekttransistor
HVPE: Hydride Vapor Phase Epitaxy, Hydrid
Gasphasenepitaxie
MBE: Molecular Beam Epitaxy, Molekularstrahlepitaxie
MEMS: Micro Electromechnical Systems, Elektromechanisches
Mikrosy stem
MOVPE, MOCVD: Metal organic vapor phase epitaxy, Metallorganische
Gasphasenepitaxie
SAW: Surface Acoustic Wave, Oberflächenwellenbauelement

Claims

Patentansprüche
1. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf einem planarem Substrat mit Zinkblende oder Diamantstruktur und einer zur (1 1 1) Oberfläche > 9° fehlorientierten Oberfläche.
2. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
Anspruch 1,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf (21 1) orientierten Oberflächen.
3. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
Anspruch 1 ,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf (31 1) orientierten Oberflächen.
4. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
Anspruch 1,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf (322) orientierten Oberflächen.
5. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf Gruppe-IV-Halbleiteroberflächen.
6. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
das Wachstum einer Keimschicht bei einer Temperatur oder Temperaturen, die bei Gasphasenverfahren unterhalb von 900 °C und bei Molekularstrahl- und
Sputterverfahren unterhalb von 700 °C liegen.
7. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
das Wachstum einer Al-haltigen Keimschicht.
8. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
die Schaffung breiter Stufen mit (111) Oberflächen durch eine Behandlung mit physikalischen oder chemischen Prozessen, wobei die entstehenden (111) Terrassen eine dreizählige Oberflächensymmetrie aufweisen.
9. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
die Schaffung breiter Stufen mit (111) Oberflächen, wobei die entstehenden (1 1 1) Terrassen mindestens eine Breite, die zwei Monolagen entspricht, aufweisen.
10. Semipolare wurtzitische Gruppe-III-Nitrid basierte Halbleiterschichten nach
mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche,
gekennzeichnet durch
das Wachstum auf einer zur (1 1 1) Oberfläche > 9° fehlorientierten Oberfläche eines III-V-Substrats mit Zinkblendestruktur und der Nitridierung mindestens einer Monolage der Oberfläche des Substrats durch Überleiten von Ammoniak, einer Stickstoff freisetzenden Verbindung oder Stickstoffradikalen vor dem Beginn des Gruppe-III-Nitrid- Wachstums.
1 1. Halbleiterbauelemente
dadurch gekennzeichnet,
dass sie auf Halbleiterschichten nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 10 basieren.
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