提供残余应变的补偿的、在第III‑V族材料和硅晶片之间的材料界面的外延生长的方法与流程
发明领域
本发明涉及制造半导体材料的方法，所述半导体材料包含在第iii-v族材料和si基底之间的界面层(interfacelayer)，并且特别地，涉及制造包含与si(111)基底组合的gaas的材料的方法，所述方法提供在材料组合的外延生长之后，留在材料中的残余拉伸应变(residualtensilestrain)的补偿。
发明背景
在半导体材料科学领域中，已知砷化镓(gaas)具有作为用于半导体的基础的许多合意的性质。与更传统的半导体材料如硅(si)相比，此材料的迁移率(mobility)和其他物理性质使由此材料制成的半导体装置的速度明显增加。然而，si是比gaas便宜得多的材料。因此，制造包含与si晶片载体(siwafersupport)组合的gaas的半导体材料组合，即半导体装置，是以有益的成本提供有益的半导体性质的合意的材料组合。于是，制造晶体管将提供与已知的si集成电路制造技术组合的高频率装置，太阳能电池将以较低的价格具有较高的效率并且以较大的规模生产用较便宜的基底制造激光是可能的。此外，将有助于将光学装置集成在包含集成电子电路的同一芯片上。
这些优选的材料性质和组合在现有技术中已经已知很长时间。然而，由于这两种材料的大的晶格失配，高质量单晶gaas与单晶硅组合的外延生长不是不重要的。当使这些材料组合时，如对本领域技术人员已知的，晶格失配可以导致堆垛层错(stackingoffault)，这表示可以毁坏用于制作满足期望的质量要求的半导体装置所必要的物理性质的穿线位错(threadingdislocation)。例如，如现有技术中已知的，穿线位错在si晶片上的成核层(nucleationlayer)的顶部上的gaas层的外延生长中出现。穿线位错将具有相对于外延生长方向的某种取向，例如与生长方向几乎平行的或在与生长方向的有限的角度范围内。穿线位错的长度可以比应用的gaas层的端部厚度(endthickness)更短，但是在半导体装置中的层的厚度明显有助于材料将提供的作为用于半导体装置的基础的物理性质的种类，例如光学装置可以是多透明的。即使穿线位错的长度可以是有限的，然而在不同材料之间的界面的物理性质仍需要是可控的，特别是当应用包含gaas的薄层时，这是有益的成本节约的参数。
存在与材料的外延生长有关的另外的问题。生长工艺本身可以导致所得到的晶体结构的不需要的缺陷。例如，生长工艺可以包括使用高于提供良好的晶体结构并且避免无定形状态的某一温度的某个高温范围。然而，当材料在高温下加工之后冷却时，材料结构的重新取向可以发生并且提供可以影响例如用材料制造出的装置的电学和/或光学特性的材料缺陷。
取决于外延生长工艺的参数的一种重要的性质是在层的外延生长之后在表面上的高度差。当将另外的层应用在成品材料层上时，任何高度差将传播到添加的层中并且从而可能诱导在组合的材料结构中的另外的缺陷。当将第一层添加在例如成核层的顶部时，此参数是特别重要的，因为此层中的晶体结构的均匀性直接改进界面的电学和光学性质。因此，使表面具有较小高度差是重要的参数。
另一个重要因素是在外延生长工艺中使用的各材料的可能不同的热膨胀系数。yasumasaokada等人在论文“precisedeterminationoflatticeparameterandthermalexpansioncoefficientofsiliconbetween300and1500k”,j.appl.phys.56(2),1984年7月15日中公开了在高温下不同热膨胀系数的问题。他们研究了在硅上的薄氧化硅层，薄氧化硅层常在材料之间的界面附近的材料中提供应变。在半导体太阳能电池技术中，有益的是具有较大的太阳能电池结构的面积以增加电池的效率。在材料层中可能的诱导的应变可以导致电池表面的弯曲，这影响大的太阳能电池表面的效率。事实上，在太阳能电池工业中，已经研究使用与si晶片组合的第iii-v族材料。然而，在这些材料之间的热膨胀系数的差异和大的晶格失配被认定为是在太阳能电池中的si基底上不使用第iii-v族材料的原因。
然而，现有技术中存在关于解决和理解使硅晶片和第iii-v族材料组合的问题的物理学的进展。例如，由于例如在太阳能电池中使用与si晶片组合的第iii-v族材料的明显的益处，在现有技术中已经试图解决如上文讨论的穿线位错。在现有技术中，已知存在试图实现例如gaas与诸如si基底的非iii-v材料的组合的实验工艺的某些实例，所述组合已经使用相对厚的缓冲层和/或应变层超晶格(strained-layersuperlattice)以减小缺陷密度(defectdensity)。例如，具有
m.yamaguchi,m.tachikawa,y.itoh,m.sugo,s.kondo:“thermalannealingeffectsofdefectreductioningaasonsisubstrates.”,journalofappliedphysics,第68卷,第4518-4522页(1990)示出，热退火可以被用于减少在(100)si基底上直接生长的gaas的位错。其gaas层在退火之前呈现处于或高于108cm-2的位错密度。使用若干退火循环，他们实现低至3·106cm-2的位错密度。yamaguchi等人还示出在生长的厚度和位错数之间的依赖性，以及当使用不同的检查技术(epd(蚀刻坑密度(etchpitdensity))和tem(透射电子显微镜))时，发现的位错密度不同。对于在四个热退火循环至900℃之后在si上的3500nm的gaas处的试样，报告最小位错数。
在本发明的相同发明人的ep2748828申请中公开了制造提供低水平的穿线位错断层(threadingdislocationfault)的与非第iii-v族材料组合的iii-v材料的另一种改进的方法。
m.j.yang等人(1998)理论上证明了，如果减小在algaas光吸收层中的穿线位错数，那么与基于si的双结太阳能电池(doublejunctionsolarcell)组合的algaas可以如何提供高效率。对于基于al0.21gaas/si的太阳能电池，没有由于反射的损失，在1sun分别500sun下，理论值是31％至40％效率。
masayoshiueno等人(1994)已经公开一种基于algaas的太阳能电池，其与也是太阳能电池的2度错切割si(100)基底(2degmiscutsi(100)substrate)组合。结果是具有algaas和作为两种电池的基础材料(basematerial)的si的双结太阳能电池。电池的每个具有p-i-n结，其中i-层可以是略微掺杂的，即不是完全固有的，从而增强电荷输送。因此，可以将太阳能电池表示为p-i-n结、p-p-n结或p-n-n结，但是在所有情况下中间层用作光吸收层。algaas和si电池的结在1sol下提供约20％的效率并且因此在经济上不是可行的，因为单晶硅太阳能电池可以实现相同的效率而没有algaas。低效率的原因被假定为在algaas层中的缺陷。这样的缺陷将充当在吸收层中的短路并且在太阳能电池外部，大部分的功率将是不可用。因此，重要的是使太阳能电池在吸收层中至少仅具有轻微缺陷。
k.takahashi等人(2005)公开了，通过使用se而不是si至n-型掺杂的(100)algaas层，在(100)gaas基底上的al0.36gaas太阳能电池具有较高的效率。对于单结al0.36gaas和双结al0.36gaas/gaas太阳能电池，在1sun下测量的效率分别是16.05％和28.85％。
p.p.gonzález-borrero等人(2001)公开了通过在mbe机器中的生长工艺期间仅调节v/iii通量比，(111)gaas类型的材料可以与n-型和p-型两者的si掺杂的外延生长一起使用。
o.mohohara等人(2013)公开了在sb通量下与si(111)组合的gaas的外延生长，并且在材料的表面处实现粗糙度和缺陷密度的减小。
在生长工艺完成之后，在外延生长工艺中的高温期间热诱导应力在材料的冷却期间将减小。本领域技术人员已知，由于热膨胀系数的差异而在晶体中诱导的力将通过其中力对晶体结构做功(doawork)(这常导致相应的晶体缺陷)的过程而被减小。然而，经常存在例如可以使大的太阳能电池表面弯曲的剩余的残余应力。当制造mems(微电子机械系统)时，此类问题也可能是问题。
此外，当制造与si材料组合的第iii-v族材料时，关于热膨胀系数的问题的工艺和解决方案不能有害于需要处理的其他因素即，例如穿线位错密度和高度差。相反，将有益的是，提供关于不同热膨胀系数的问题的方法和解决方案并且同时在制造的材料样品的表面上实现较低的穿线位错密度和高度差。
因此，制造与si基底组合的第iii-v族材料的改进的方法是有利的。
发明目的
特别地，可以被视为本发明的目的的是，提供在非第iii-v族材料基底上的层的材料组合，所述材料组合包含来自第iii-v族材料的材料，
-通过以下提供较少的位错断层并且同时抵消材料组合的残余应变的任何影响：
-在外延生长工艺中在生长温度下添加提供压缩应变的至少一个层。
本发明的另外的目的是提供现有技术的可选方案。
发明概述
因此，在本发明的第一方面中，上文描述的目的和若干其他目的意图通过提供抵消半导体材料中的残余应变的方法而实现，所述半导体材料包含在外延生长工艺中在si(111)晶片上沉积的层中的第iii-v族材料，所述方法包括以下步骤：
在外延生长工艺中，添加构成成核/第一层的步骤，所述成核/第一层包含提供特定的第一晶格常数的第iii-v族材料组合，随后在外延生长工艺中，添加构成第二层的另外的步骤，所述第二层包含提供特定的第二晶格常数的第iii-v族材料组合，
其中第二晶格常数小于第一晶格常数。
本发明的实施方案的单独的方面和/或实例可以各自与实施方案的任何其他方面和/或实例组合。参考描述的实施方案，从以下描述，本发明的这些方面和其他的方面将是明显的。
附图简述
参考附图，现在将更详细地描述根据本发明的、在成品材料样品中提供使弯曲力相抵的、iii/v材料在非iii/v材料上的外延生长的方法。附图图示本发明的实施方案的实例并且不应当被解释为限于落在所附权利要求组的范围内的其他可能的实施方案。
图1公开根据本发明的gaas/si界面的tem照片的图。
图1a描绘是在图1中的图的基础的图像。
图2公开在外延生长之后，某些材料缺陷的tem照片的图。
图2a描绘是在图2中的图的基础的图像。
图3图示本发明的实施方案的实例。
图4图示本发明的实施方案的实例。
图5图示本发明的实施方案的实例。
图6图示本发明的实施方案的实例。
图7描绘材料样品的表面的ebic图像的图。
图7a公开是在图5中的图的基础的图像。
图8公开在gaas材料样品中反域样缺陷(antidomainlikedefect)的sem图像。
图8a描绘是在图6中的图的基础的图像。
图9公开本发明的实施方案的另一个实例的sem图像。
图9a描绘是在图7中的图的基础的图像。
图10公开来自在图7和图7a中的样品的暗场tem横截面图像的图。
图10a描绘是在图8中的图的基础的图像。
图11描绘来自在图7和图7a中最左边的凹入(indentation)中的一个的高角度环形暗场stem横截面图像的图。
图11a公开是在图9中的图的基础的图像。
图12公开材料样品退火至室温的可能的效果的图。
图12a描绘是在图10中的图的基础的图像。
图13图示在图10和图10a中描绘的实例的暗场tem横截面视图的图。
图13a图示是在图11中的图的基础的图像。
本发明实施方案的详述
虽然本发明已经结合具体的实施方案被描述，但是其不应当被解释为以任何方式限于所提供的实例。本发明的范围应当根据所附权利要求组来解释。在权利要求的上下文中，术语“包括(comprising)”或“包括(comprises)”不排除其他可能的要素或步骤。另外，提及诸如“一(a)”或“一(an)”等的参考物不应当被解释为排除多个。在权利要求中使用关于在附图中指示的要素的参考标记也不应当被解释为限制本发明的范围。此外，在不同的权利要求中提及的单独特征可以可能被有利地组合，并且在不同的权利要求中提及这些特征不排除特征的组合是可能的和有利的。
在外延生长工艺中在高温下诱导的应变，即在各材料层中的不同材料的热膨胀系数的失配的结果，将产生作用于晶体的力，这是当冷却至室温时外延生长工艺的结果。力的作用对晶体结构做功，这导致晶体缺陷。在该工艺中，应变被减小。然而，晶体结构自身的各自的结合可以抵消力的作用，当达到室温时所述力的作用通常将导致材料组合的残余应变。
由于上文提及的力的作用，存在可能出现的不同的缺陷。
图1和图1a图示gaas在si(111)上生长的实例，在si(111)基底的顶部上之间中具有alas成核层。与在图1和图1a以及具有成核层的其他图中确定的那些类似的效果对于其他成核层组合也存在。例如，由例如alassb、inassb、alinassb构成的成核层显示与在各图中记录的相同的结构和效果。
另外，图1a和图1图示gaas的层。在图1和图1a以及显示gaas层的其他图中图示的类似的效果具有与当gaas被gaassb取代时相同的结构和效果。
图1a是电子显微镜照片(tem照片)，而图1是突出在图1中的照片中发现的结构元素的相同照片的图。生长方向是在[111]的晶体学平面中。
来自周期系统的第iii-v族的材料确实具有比硅明显更高的热膨胀系数。当进行外延生长工艺时，必要的是，应用的高温(例如，已知使用670℃的温度)以能够产生良好的晶体结构并且在材料组合的区段或部分中避免无定形状态。因此，如果在生长温度下，未应变的第iii-v族材料被应用在硅晶片上的成核层上，那么当所有事物被冷却至室温时，未应变的第iii-v族材料将相对于晶片表面尺寸收缩。这可以由于涉及的高应变力而引起缺陷和破裂以及晶片的弯曲。论文“crackformationingaasheteroepitaxialfilmsonsiandsigevirtualsubstrates”，journalofappliedphysics第93卷，第7期2003年4月1日公开关于此问题的另外的细节。
然而，存在使gaas在si(111)的硅基底上的成核层上生长的一个有趣的方面。参考图1(和图1a)，存在与si(111)基底的表面平行的穿线位错10。这是在图1(和图1a)中记录的令人惊讶的效果并且穿线位错停留在该平面中并且如已知的，不与在si(100)上的第iii-v族材料的节一起传播到gaas材料中(参阅例如ep2748828)。另外，此效果的验证已经被本发明人完成并且结果是相同的。穿线位错的方向与材料表面平行。因此，从电子/光学观点来看，将薄的gaas层应用在si(111)上将是可能的。
图2(和图2a)公开在图1和图1a中公开的材料样品的横截面tem视图的图。此图像图示在si(111)上加工第iii-v族材料期间可能出现的其他类型的晶体缺陷。如在结构中用不同晶体取向的标记所图示的，其是确定的域，其中gaas生长正导致不同的晶体取向的堆叠。某些地方，堆叠缺陷看起来更像晶界。然而，如在图2和图2a中由附图标号11所指示的，热膨胀系数的差异和由对应的合力完成的功导致在组合的材料中产生缺陷平面。此功产生与si(111)基底的表面平行取向的平行的缺陷平面。通过产生缺陷平面的力完成的功减小热诱导的应变，但残余应变可以保持，如上文讨论的。因此，由于在材料组合的冷却期间应变的松弛的缺陷不影响gaas层的关于电学/光学性质。
然而，在如上文讨论的许多应用中，材料组合的弯曲仍旧可以是问题。弯曲是与太阳能电池有关的典型的问题，其中在材料界面中的层被制成更薄以使得层更便宜并且对于入射光更透明。
从现有技术中已知的是，在晶体的热膨胀系数和晶格参数之间存在相关性或函数关系。例如，如在由yasumasaokada等人的“precisedeterminationoflatticeparameterandthermalexpansioncoefficientofsiliconbetween300and1500k”,j.appl.phys.56(2),1984年7月15日中公开的。
本发明的一方面是修改层的晶格常数从而减轻热膨胀系数差异的影响的可能性。
因此，抵消在与支撑半导体层的si晶片组合的第iii-v族材料中的残余应变的一般原理方法在外延生长工艺中构成，该方法包括以下步骤：
当半导体层具有高于支撑半导体层的si晶片的热膨胀系数的热膨胀系数时，
-在外延生长工艺中，添加提供在生长方向上具有初始晶格常数的另外的材料层的步骤，随后调节在生长方向上提供降低的晶格常数的材料或材料组合物，从而
当半导体层具有低于支撑半导体层的si晶片的热膨胀系数的热膨胀系数时，
-在外延生长工艺中，添加提供在生长方向上具有初始晶格常数的另外的材料层的步骤，随后调节在生长方向上提供增加的晶格常数的材料或材料组合物，从而材料组合经受在生长温度下的膨胀应变(expansivestrain)。
晶格常数之间的关系可以通过添加第一层随后添加第二层来实现，所述第一层具有适应于第一层在其上生长层，即成核层，的晶格常数的第一定义的晶格常数，所述第二层具有高于或低于第一定义的晶格常数的晶格常数。
另外，晶格常数的适应可以通过在外延生长工艺期间改变材料物质的通量来实现。例如，已知的是，增加sb和/或as含量可以降低晶格常数，并且通过在外延生长工艺期间改变sb和/或as的通量，实现具有变化的晶格常数的子层的堆叠(stackofsublayer)。
相比于硅(2.6·10-6k-1)，第iii-v族材料具有明显较高的热膨胀系数(在4-8·10-6k-1的范围内)。因此，在高温(例如670℃)下第iii-v族材料在硅晶片上生长将比在冷却至室温时的硅晶片被压缩更多。因此，iii-v材料层将经受拉伸应变，这可以通过使层破裂而损伤层，或层可以在si晶片的边缘处向上弯曲等等。
参考上文讨论的一般方法，第iii-v族材料的生长应当在压缩应变下在生长温度下进行，使得当冷却至室温时，材料组合具有接近于零的残余应变。压缩应变效果可以通过以下的事实来实现：具有不同晶格常数的层将适应于相邻层的另一个晶格常数。
这可以通过确定用给定的晶格常数的生长，并且然后继续用略微(或调节的)较低的晶格常数的生长来实现。然后，下文应用的材料将自身调节至在下面的晶格常数(underlyinglatticeconstant)并且变成应变压缩的。
调节第iii-v族材料的晶格常数的实例是通过增加或减小例如sb或as的含量。已知的是，添加sb或as将不改变包含例如algaassb的半导体的其他特征。
因此，本发明的一方面是在外延生长工艺中提供至少另外的层，所述另外的层能够在将材料组合冷却至室温之后，抵消所得到的剩余的残余应变的效果。本发明的另外的方面是通过控制组合的材料的晶格常数抵消应变。
图3图示本发明的实施方案的实例，其图示在第一层的残余应变相对于砷(as)含量之间的关系。在此实例中的材料组合由具有alas成核层随后是al0.75ga0.25as0.20sb0.80的第一层的si(111)晶片构成。外延生长工艺以在(1)处的残余应变开始并且在800k下使在硅上的al0.75ga0.25as0.20sb0.80与许多缺陷平面一起生长，这将残余应变减小至在(2)中指示的水平。通过降低温度，应变被进一步减小至(3)，并且可以通过使具有超过第一层的增加的砷含量的第二层生长被进一步减小，这提供如由(4)示出的残余应变。as含量作为在iii-v结构中的第v族材料的百分比被给出。计算假定残余应变的50％贡献来自第一层和第二层，而缺陷平面应变的贡献仅是示意地正确的(例如，它将减小应变，但是缺陷平面的数量和程度是不确定的)。对于小于在图3中图示的砷含量，比第一层更厚的第二层将使平均残余应变朝向零增加。将铝含量增加至100at％并且镓含量至0at％将使平均残余应变改变约1e-3，从而调节应变的方案仍将适用。当将铝含量降低至50at％并且将镓含量增加至50at％时，这也是真实的。
图4图示本发明的实施方案的另一实例。相比于图2，当在第一层中使用较高as浓度时，在(1)处的初始应变是较低的。对于第一层，使用80％as还限制在(3)中的残余应变的量，在(3)中的残余应变的量可以通过在(4)中添加更多的as来补偿。由于作为第v族元素的as超过100％是不可能的，当达到100％时，当进一步减小应变时，将必须使用降低晶格参数的其他手段。可能的是添加磷(p)以在任选添加铟下制备algaasp以控制带隙(例如，algainasp)。
参考图3，在algaassb中的al/ga比率的变化不构成晶格参数的大的变化，并且因此对于所有al/ga比率，平均残余应变是约相同的。在添加p和/或in的情况下，这变得更复杂。
图5图示本发明的实施方案的另外的实例，其图示作为在(1)处开始的结果，使al0.75ga0.25sb在硅上与许多缺陷平面在800k下一起生长的残余应变，这将残余应变减小至(2)。通过降低温度，应变被进一步减小至(3)，并且可以通过使具有超过第一层的增加的砷含量的第二层生长被进一步减小(4)。还示出朝向在(4b)周围结束的(3b)的交替的应变“路径”，其中在(2)中的残余应变是较大的。如果存在较少的缺陷平面，那么这可以发生(示出的示意图将应变减小步骤的数目减少一个)。在沿着(3b)的应变路径是真实的情况下，砷在第二层中的量必须是更大的以获得为零(在(4b)周围)的平均应变。
相比于图3和图4两者，在第一层中不存在as，所述第一层转化成在(1)中的较大的初始应变并且因此具有朝向(2)的更多的应变减少的缺陷平面。因此，这是最终产品中具有较少平均as的解决方案。
关于图3，al/ga的比率在较小的程度上影响应变，从而减小应变的方法适用于所有的al/ga值。
已知在现有技术中，在不同半导体材料的组合相对于所得到的带隙和晶格常数之间存在关系。因此，作为如上文讨论的调节晶格常数的结果，特定的材料组合的带隙可以落在期望的范围之外。
图6图示对于二元半导体的某些实例的带隙相对于晶格常数之间的关系，其中具有在二元半导体之间的代表三元复合半导体的线。例如，在gasb和gaas之间的线代表三元化合物gaas1-xsbx，其中0≤x≤1。实线代表其中化合物半导体具有小于间接带隙的直接带隙的区域，而虚线代表其中间接带隙小于直接带隙的区域。图6的图由本发明人计算。
对于其他第iii-v族材料和材料组合关于所得到的晶格常数或晶格参数相对于带隙，类似的表格和图可以由本领域技术人员来制作。以此方式，可能的是，基于在特定的半导体设计中将被使用的特定的第iii-v族材料，选择提供残余应变的平衡的至少第一层和第二层的晶格常数相对于带隙的组合。
因此，在本发明的实施方案的实例中，第一层或成核层可以选自由以下材料的组合构成的材料的非限制性组：
●alas，
●alasxsb1-x，其中0<x<1，
●inasxsb1-x，其中0<x<1，
●alinyasxsb1-x，其中0<x<1并且0<y<1，
其中选择指数x、y以提供特定的第一晶格常数，
随后是选自由以下构成的组的另外的第二层
●alasxsb1-x，其中0<x<1，
●alyga1-yasxsb1-x，其中0<x<1并且0<y<1，
●alyga1-y-zinzasxsb1-x，其中0<x<1，并且0<y<1，并且0<z<1，并且y+z≤1，
其中选择指数x、y、z的特定的值以提供第二晶格常数，第二晶格常数应当小于第一晶格常数。
除了特定的晶格常数之外，还可以选择各材料的相应的at％的含量以提供期望的带隙。然而，重要的是理解在第一晶格常数和第二晶格常数之间的关系是相对的。重要的是第二晶格常数将低于第一晶格常数的性质，使得在第一层和第二层之间的界面中在生长温度下将存在确定的压缩应变。因此，第一晶格常数和第二晶格常数可以是可变的以使半导体材料适应于期望的带隙，只要第二晶格常数低于第一晶格常数。
例如，被用于晶格常数降低的sb或in或in加sb的量可以在2-3at％的区间内而变化。该区间已经被本发明人提议为0-15at％，优选地在2-3at％之间。
如上文指示的晶格常数的调节可以以下方式来概括，其中例如底层由si(111)构成；随后是alas1-xsbx成核层；以及顶层，其包含例如来自周期系统的第iii-v族的材料，该材料被组合为iii-v材料-as1-ysbx，其中y<x。在顶部上的iii-v材料将符合较小的晶格常数，并且以该方式，其将在生长温度下被压缩应变。这可以通过略微改变组成来完成。作为一个实例，在基于as的iii-v材料中多添加约2-3at％的sb将使晶格常数增大到足以完全相抵或抵消材料样品的弯曲力。在上文表述中的锑sb可以被单独的铟in或以in和sb的组合替代。
图7(和图7a)图示ebic测量的图像(图7a)的图，该图像指示材料缺陷提供较小量的电荷重组，只要与晶界的距离是足够大的。图8是在图8a中的图像的图，该图像图示在gaas材料中提供晶粒状边界(grainlikeboundary)的反相域。浅色区提供比深色区大十倍的电流。扩散长度已经被测量为平均720nm。在图像中的区域的尺寸测量为6μm×6μm。
本发明的另一方面提供界面层的外延生长，所述界面层在性质上是二维(2d)的并且导致由硅晶片支撑的iii-v表面具有改进的且较低的高度变化，并且优选地尽可能低。这样的表面可以在图9(和图9a)、图10(和图10a)以及图11(和图11a)中看到，其中高度变化在±5nm内。这通过将基底温度保持在605℃同时使第iii-v族材料层生长来获得。
图8(和图8a)公开在5nmalas成核层和18nm的gaas在si(111)基底上的生长之后，[111]取向的表面的sem图像的图。可以看到某些凹入线(indentationline)横跨图像，但是大部分表面保持在同一水平。sem图像从平面法线(planenormal)[111]以52度倾斜被采集。
图10公开来自在图9和图9a中的样品的暗场tem横截面图像的图。底部暗色部分是si基底，而中间部分是5nm的alas成核层加18nm的gaas。顶部部分是被用于在显微镜检查期间保护样品的无定形pt。虽然可以看到若干凹入，但是它们不是非常深的并且第iii-v族材料层横跨在图像和对应的图中描绘的全部样品表面保持在大约相同的厚度。
图11(和图11a)公开在图9中最左边的凹入的高角度环形暗场stem横截面图像的图像和在图9a中的对应的图像。顶部暗色部分是si基底，而中间部分是5nm的alas成核层加18nm的gaas。底部部分是被用于在显微镜检查期间保护样品的无定形pt。恰好在约10nm深的凹入下面可以看到多型体层(polytypelayer)。还可以看到从最左边区域至最右边区域约5nm的厚度变化。
为了制造具有良好晶体结构的包含gaas的材料，正常的是将温度升高至约670℃。在图10中的图和是在图10a中描绘的图的基础的图像以及图11和在是在图11中的图的基础的图11a中的图像图示这样的温度升高给出使高度差增大的退火效果。高度差的这样的增大指示，外延生长形态变成三维(3d)生长模式。它还导致在[111]轴周围具有不同旋度(rotation)的区域的增加的数目，这指示沿着(111)平面存在至少两种生长模式，其在大约605-670℃具有过渡。事实上，通过将温度甚至进一步降低至530℃，获得甚至更均匀的表面，而没有具有不同旋度的可见的岛。这与其中低于600℃的温度通常导致3d生长和在表面上的端面形成(facetformation)的、在gaas基底上的外延生长相对照。
本发明人已经提议，根据本发明的外延生长的温度范围是在400℃至650℃的范围内。
图12(和在图12a中的对应的图像)公开在5nmalas成核层加18nm的gaas在(111)硅基底上的外延生长，随后是在670℃下的退火步骤之后，(111)表面的sem图像。横跨该图像可以看到许多凹入线，并且相比于在图8中的图像和在图8a中的对应的图像，存在更大的高度变化。
图13和在图13a中的对应的图像公开来自在图11中的样品的暗场tem横截面图像。顶部暗色部分是si基底，而中间部分是5nm的alas成核层加18nm的gaas。底部部分是被用于在显微镜检查期间保护样品的无定形pt。可以看到iii-v层具有高的厚度变化，一直到在图像的右侧的零厚度。
gasb是具有与gaas相同的晶体结构的材料，因此通过形成中间体gaasxsb1-x，人们可以从gaas至gasb连续地改变材料。相比于gaas，gasb材料需要较低的温度(530-550℃)以在外延生长工艺中提供具有最优品质的晶体。当进行外延生长时，通过将sb并入包含硅晶片载体的第iii-v族层中，该iii-v材料的最优生长温度是较低的。这样做的原因将是减小诸如间隙或空位的晶体晶格缺陷的数目。将sb并入gaas还已经被看到抑制3d生长、端面形成和多型体的形成。因此，我们可以使gaassb在比gaas稍微更高的温度下生长，而不引入3d生长。当用不同量的sb设计层时，还可能的是，使当在生长之后降低(冷却)温度时被引入的、在第iii-v族材料中的应变相抵，如上文讨论的。
在掺杂材料之后，上文公开的材料结构可以被制成半导体装置。材料的研究已经指示，be-掺杂导致iii/v材料的p-型掺杂，而si-掺杂导致n-型掺杂(对于在670℃下，20的v/iii通量比)。已有个问题是，si-掺杂似乎限于大约2.5e18cm-3，而某些结构需要更高的掺杂。这已经通过使用基于gate的掺杂源以将te-掺杂引入到材料中来解决。因此，已经实现多达2e19cm-3的te-掺杂。te-掺杂可以容易地导致在生长期间防止te-并入的te-冲浪(te-surfing)。为了限制此效果，对于晶体的te-掺杂区，生长温度可以被设定低于550℃。因此，n-gaas(n-型gaas)可以用供体掺杂剂原子例如te或类似的来实现，而p-gaas(p-型gaas)可以用受体掺杂剂原子例如be或类似的来实现。
当制造电接触时，al可以在退火之后被用作在p-型si上的欧姆接触，并且pd(50nm)、ge(100nm)以及al(200nm-500nm)在退火之后用作至n-型gaas的欧姆接触。接触可以在230℃至270℃下退火。
当制造太阳能电池时，使被si晶片支撑的包含gaas的材料的张力相抵或抵消的上文方法是特别有益的。制造太阳能电池的第一步骤是抛光si晶片表面。当si晶片材料具有不同于(111)的另一种晶体取向时，通常是使用机械抛光。然而，当在晶片中使用si(111)材料时，使用化学抛光的可能性使得产生太阳能电池便宜且迅速得多。参考文献：lang,g.a.；stavish,t.source的“chemicalpolishingofsiliconwithanhydroushydrogenchloride”：rcareview中公布的，第24卷，第4期，第488-498页，1963年12月公开此类抛光方法。
因此，制造包含根据本发明的材料层的太阳能电池是有益的。特别是制造双结太阳能电池。
另外在本发明的范围内的是，使用来自以下材料的组的半导体材料：锑化铝(alsb)(1.6ev)、砷化铝(alas)(2.16ev，间接带隙)、氮化铝(aln)(6.28ev，直接带隙)、磷化铝(alp)(2.45ev)、氮化硼(bn)、磷化硼(bp)、砷化硼(bas)(1.5ev，间接带隙)、锑化镓(gasb)(0.7ev)、砷化镓(gaas)(1.43ev，直接带隙)、氮化镓(gan)(3.44ev，直接带隙)、磷化镓(gap)(2.26ev，间接带隙)、锑化铟(insb)(0.17ev，直接带隙)、砷化铟(inas)(0.36ev，直接带隙)、氮化铟(inn)(0.7ev)、磷化铟(inp)(1.35ev，直接带隙)、砷化镓铝(algaas，alxga1-xas)、砷化镓铟(ingaas，inxga1-xas)、磷化镓铟(ingap)、砷化铟铝(alinas)、锑化铟铝(alinsb)、砷化镓氮化物(gaasn)、砷化镓磷化物(gaasp)、氮化镓铝(algan)、磷化镓铝(algap)、氮化镓铟(ingan，直接带隙)、砷化铟锑化物(inassb)、锑化镓铟(ingasb)、磷化铟镓铝(algainp、还有inalgap、ingaalp、alingap)、砷化镓铝磷化物(algaasp)、砷化镓铟磷化物(ingaasp)、砷化铟铝磷化物(alinasp)、砷化镓铝氮化物(algaasn)、砷化镓铟氮化物(ingaasn)、砷化铝铟氮化物(inalasn)、砷化镓锑氮化物(galliumarsenideantimonidenitride)(gaassbn)、氮化铟镓砷锑化物(gainnassb)、砷化铟镓锑磷化物(gainassbp)、砷化铟镓铝锑化物(algainassb)、氮化铟镓铝锑化物(algainnsb)、氮化铟镓铝砷化物(algainnas)、砷化铟镓铝磷化物(algainasp)、锑化铟镓铝磷化物(algainsbp)、氮化铟镓铝磷化物(algainnp)、氮化铟镓铝砷锑化物(aluminiumgalliumindiumnidtridearsenideantimonide)(algainnassb)、磷化铟镓铝砷锑化物(aluminiumgalliumindiumphospidearsenideantimonide)(algainpassb)、氮化铟镓铝磷砷化物(aluminiumgalliumindiumnitridephospidearsenide)(algainnpas)、氮化铟镓铝磷锑化物(aluminiumgalliumindiumnitridephospideantimonide)(algainnpsb)、硒化镉(cdse)(1.74ev，直接带隙)、硫化镉(cds)(2.42ev，直接带隙)、碲化镉(cdte)(1.49ev)、碲化镁(mgte)(约3-3.5ev)、硒化镁(mgse)(约3.6-4ev)、硫化镁(mgs)(约4.6-5ev)、氧化锌(zno)(3.37ev，直接带隙)、硒化锌(znse)(2.7ev)、硫化锌(zns)(3.68ev)、碲化锌(znte)(2.25ev)、碲化锌镉(cdznte，czt)、硒化锌镉(cdznse)、硫化锌镉(cdzns)、碲化镉镁(mgcdte)、硒化镉镁(mgcdse)、碲化锌镁(mgznte)、硒化锌镁(mgznse)、硫化锌镁(mgzns)、碲化镉汞(hgcdte)、碲化锌汞(hgznte)、硒化锌汞(hgznse)、碲化锌镉硒化物(cdzntese)、碲化锌镉硫化物(cdzntes)、硒化锌镉硫化物(cdznses)、硒化锌镁硫化物(mgznses)、硫化锌镁碲化物(mgznste)、硒化锌镁碲化物(mgznsete)、硒化镉镁碲化物(mgcdsete)、硒化镉镁硫化物(mgcdses)、碲化锌镉汞(hgcdznte)、硒化锌镉汞(hgcdznse)、硫化锌镉汞(hgcdzns)、氯化亚铜(cucl)、硒化铅(pbse)(0.27ev，直接带隙)、硫化铅(ii)(pbs)(0.37ev)、碲化铅(pbte)(0.29ev)、硫化锡(sns)、碲化锡(snte)、碲化锡铅(pbsnte)、碲化锡铊(tl2snte5)、碲化锗铊(tl2gete5)、碲化铋(bi2te3)、磷化镉(cd3p2)、砷化镉(cd3as2)、锑化镉(cd3sb2)、磷化锌(zn3p2)、砷化锌(zn3as2)、锑化锌(zn3sb2)、砷化锌锑化物(zn3sbas)。
缩写：
ga-镓
al-铝
in-铟
as-砷
sb-锑
si-硅
te-碲
be-铍
alsb-锑化铝
gaas-砷化镓
gasb-锑化镓
algaas-砷化镓铝三元化合物半导体
algasb-锑化镓铝三元化合物半导体
algaassb-砷化镓铝锑化物四元化合物半导体
n-gaas、p-gaas、n-或p-掺杂的gaas
iii-v和其他的罗马数字组合-具有来自(在此情况下)元素周期表的第iii族和第v族的元素的化合物半导体。
(111)-晶体取向
epd-蚀刻坑密度
tem-透射电子显微镜
sem-扫描电子显微镜
stem-扫描透射电子显微镜
xrd-x射线衍射
fwhm-半峰全宽(fullwidthathalfmaximum)
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