氮化物半导体层的暴露区域通过增加SiNx掩模区而被减少的情况下，将被生长在掩模层226上的氮化物层227的初始岛的密度可减小，同时聚结的岛的尺寸可相对增大。因此，聚结的氮化物层227的厚度也可增大。
[0127]在其中增加了掩模层226的情况下，可通过掩模层226解除各氮化物半导体层之间的应力，从而部分地阻挡传递至聚结的氮化物层227的压应力。另外，就聚结的氮化物层227而言，在生长的岛聚结的同时可产生相对拉应力。结果，第一氮化物半导体层221可通过缓冲层210承受强压应力，而掩模层226上的聚结的氮化物层227可由于应力解除和岛聚结而承受相对弱的压应力或拉应力。当具有相对小的压应力的层的厚度超过临界点时，当冷却时薄膜中可发生开裂，因此，聚结的氮化物层227的厚度可选为符合其中缺陷密度减小同时不发生开裂的条件。
[0128]参照图7，缓冲层210、应力补偿层220和氮化物层合物230按次序设置在硅基底201 上。
[0129]当前示例性实施例中采用的应力补偿层220可包括在不同生长条件下形成的第一氮化物半导体层220a和第二氮化物半导体层220b。第一氮化物半导体层220a可在二维(2D)模式下生长，以使得氮化物半导体层220a的表面粗糙度的增加速率受到控制，因此减少在第一氮化物半导体层220a与第二氮化物半导体层220b之间的界面中的扭曲晶界的产生。
[0130]可在其中第一氮化物半导体层220a的表面粗糙度与缓冲层210的表面粗糙度的比率为3或更小的第一生长条件下形成第一氮化物半导体层220a，并且第二氮化物半导体层220b可在第二生长条件下形成在第一氮化物半导体层220a上。这里，第二生长条件的温度、压强和V/III摩尔比率中的至少一个可与第一生长条件中的不同，从而相对于第一生长条件，可增强3D生长模式。
[0131]对于温度，第一氮化物半导体层220a的生长温度可设为低于第二氮化物半导体层220b的生长温度。例如，第一氮化物半导体层220a可在950°C至1040°C的温度范围(进一步说，可在970°C至1035°C的温度范围)内生长。在该生长温度条件下，第一氮化物半导体层220a可具有高结晶度，并且可有效减少扭曲晶界的产生。
[0132]第二氮化物半导体层220b可在与第一生长条件不同的第二生长条件下生长，从而增强3D生长模式。例如，第二生长条件的温度范围可设为高于第二氮化物半导体层220b的生长温度。如上所述，通过将氢在氮源气体中的体积分数控制为40%或更小，第二氮化物半导体层220b可在1040°C或更低的温度下生长。通过在相似条件下控制氢的体积分数，第一氮化物半导体层220a也可在低于1040°C的温度下生长。
[0133]还可通过调整V/III族源摩尔比率的压强来设置第一氮化物半导体层220a的第一生长条件。通常，随着压强降低，结晶度和压应力可增大，并且随着V/III比率增大，结晶度和压应力可增大。例如，第一生长条件的压强范围可为20托至500托。第二生长条件的压强范围可为50托至300托。
[0134]第一氮化物半导体层220a的厚度范围可为2nm至lOOOnm。第一氮化物半导体层220a的厚度增加可减少第一氮化物半导体层220a与第二氮化物半导体层220b之间的界面中的扭曲晶界的产生。然而，第一氮化物半导体层220a的厚度增加可降低整个薄膜的结晶度。这是因为，由于与氮化物层的温度相比，第一氮化物半导体层220a在更低的温度下生长，因此可进一步增加缺陷。因此，优选地，第一氮化物半导体层220a的厚度减小，从而同时减少扭曲晶界的产生。
[0135]扭曲晶界的减少可导致堆叠在第一氮化物半导体层220a上的第二氮化物半导体层220b的缺陷减少。也就是说，由于第一氮化物半导体层220a的厚度范围为2nm至lOOOnm，并且其粗糙度与缓冲层的粗糙度的比率为3或更小，因此可减少堆叠在其上的第二氮化物半导体层220b的缺陷。因此，由于通过较小的厚度获得了相等的结晶度，因此整体结构的厚度可减小，并且例如即使不用掩模层也可获得6 μπι或更小的缓冲层210和应力补偿层220的整体厚度。因此，在晶体生长工艺中的处理时间和成本可减少。
[0136]第二氮化物半导体层220b可由AlxInyGa1 x yN(0彡x，y彡1，x+y < I)形成。第二氮化物半导体层220b可连续地和直接地生长在第一氮化物半导体层220a上，而不在它们之间额外生长具有不同组分的层。第二氮化物半导体层220b可具有与第一氮化物半导体层220a的组分相同的组分。例如，第一氮化物半导体层220a和第二氮化物半导体层220b可为GaN。在特定示例中，第一氮化物半导体层220a可为未掺杂的GaN，第二氮化物半导体层220b可为η型GaN。
[0137]另外，在先前示例性实施例中，在需要高温生长的所有氮化物晶体生长工艺中可采用上述限制性地供应氢气的方案。按照这种方式，通过降低氢在氮源气体中的体积分数，即使在相对低的生长温度下也可生长具有优秀晶体质量的氮化物晶体。结果，可抑制由基底和氮化物单晶体的热膨胀系数之间的差异导致的变形，并且可显著减小通过弯曲的产生(或曲率的增加)导致的薄膜的厚度的变化。
[0138]具体地说，可显著减轻作为当在硅基底上生长氮化物晶体时硅基底面对的顽固问题之一的回熔现象。
[0139]下文中，可参照特定示例性实施例详细描述本发明构思的各种效果。
[0140]实验1:氮化物晶体的生长
[0141]利用MOCVD设备在硅基底的(111)面上形成缓冲层、应力补偿层和η型氮化物半导体层。
[0142]首先，在硅基底的(111)面上形成AlN成核层(大约10nm)，并且在AlN成核层上形成Ala3Gaa7Ν(大约410nm)/AlN(大约40nm)/Ala3Gaa7N(大约410nm)作为晶格缓冲层。接着，形成未掺杂的GaN层(大约0.6 μ m)/Ala5Gaa5N中间层(大约10nm)/未掺杂的GaN层(大约0.6 μπι)作为应力补偿层。接着，额外形成厚度等于大约3.5μπι的η型GaN层。
[0143]在该实验中，氮化物层合物通过在相同条件下利用MOCVD工艺形成在硅基底上。将ΝΗ3+Ν2+Η2的混合物气体用作氮源气体；然而，氢气的体积分数分别改变为35% (改进示例1)、50% (比较例1)、60%和80%。另外，在改进示例I中，氮化物在与比较例I的生长温度(大约1050°C )相比低20°C的大约1030°C的温度下生长。
[0144]首先，通过原子力显微镜(ATM)对在改进示例I中获得的η型氮化物半导体层的表面和在比较例I中获得的η型氮化物半导体层的表面成像。结果，如图8Α和图SB所示，在改进示例I中获得的氮化物半导体层的表面与比较例I中的相似。也就是说，在改进示例I中，氢的体积分数降低，并且生长温度也降至比比较例I的生长温度低20°C的大约1030°C，但经确认，尽管生长温度相对低，改进示例I仍保持优秀的结晶度。通常，在低生长温度的情况下，可不充分地确保可用于氮化物晶体生长的氮，因此由氮化物晶体的表面上的氮空隙导致的晶体缺陷增加，从而明显降低晶体质量。然而，在改进示例I中，虽然氮化物晶体在相对低的温度下生长，但是限制氢气供应量以减少氢与可用的氮之间的不期望的反应，因此充分地确保实质上可用的氮，从而可确保优秀晶体质量。
[0145]接着，分析在实验中获得的氮化物层合物的每一个中产生的回熔缺陷。图9是示出作为氢的体积分数的函数的回熔缺陷的平均尺寸的变化的曲线图。
[0146]如图9所示，经确认，当氢的体积分数为50 %、60 %和80 %时，回熔缺陷(也就是说，由硅-镓共晶金属形成的缺陷)的平均尺寸分别为大约400 μπι、大约500 μπι和大约600 μ??，这是相当高的，而当氢的体积分数被控制为大约35%和大约10%时，回熔缺陷的尺寸明显地减小为大约200 μπι的水平。这是因为回熔缺陷的产生受生长温度的影响。
[0147]关于改进示例I和比较例1，在图10的曲线图中计算和示出了在全部回熔缺陷中的直径为400 μπι或更大的回熔缺陷的百分率。
[0148]如图10的曲线图所示，就比较例I而言，非常大的回熔缺陷占据大比例的缺陷，即缺陷的34.17%，而就改进示例I而言，很少检测到非常大的回熔缺陷，仅0.5%的缺陷非常大。按照这种方式，通过降低生长温度和通过降低氢气在氮源气体中的体积分数可明显减少回熔缺陷的发生。
[0149]由于在保持高质量晶体以及减少回熔效果的同时可降低生长温度，因此可改进弯曲的产生(曲率增大)和由变形导致的薄膜厚度的不均匀性。将在下文中详细描述这一点。
[0150]制造氮化物晶体的方法可通常用于利用硅基底制造氮化物半导体器件。具体地说，在根据本发明构思的示例性实施例的制造氮化物半导体器件的工艺中，由于在保持高质量晶体的同时降低了生长温度，因此可减少由变形导致的缺陷的发生(开裂、不均匀的薄膜厚度的发生)，另外可使用大直径晶圆(例如，8英寸晶圆)。
[0151]图11是示出根据本发明构思的示例性实施例的生长氮化物单晶体的方法的流程图。
[0152]在操作S40中，缓冲层可形成在硅基底上。
[0153]缓冲层可形成在硅基底的(111)面上。缓冲层可被构造为一层或多层。例如，缓冲层可包括AlN成核层和由含铝(Al)的氮化物晶体形成的晶格缓冲层。晶格缓冲层可为单层或多层。例如，晶格缓冲层可为分级的AlxInyGa1 x yN(0彡x，y彡1，x+y彡I)或AlxlInylGa1 xl J1NAlx2Iny2Ga1 x2 y2N(O ^ xl、x2、yl、y2 < 1，xl # x2 或 yl # y2，xl+yl ^ 1，x2+y2< I)超晶格层，其中诸如AlGaN或Al之类的成分的含量在层的厚度中线性地或以阶梯方式增加或减少。在特定示例中，晶格缓冲层可具有其中AlGaN和AlN交替地堆叠的结构。例如，晶格缓冲层可为包括AlGaN/AlN/AlGaN的三层结构。在该处理中，当晶格缓冲层在高温下生长时，氢在氮源气体中的体积分数可保持在大约40%或更小(例如，35%或更小)，并且生长温度可在其中保持高质量晶体的范围内降低(例如，至大约1040°C或更低)，以有效地抑制回熔缺陷的产生。
[0154]接着，在操作S50中，应力补偿层可形成在缓冲层上。
[0155]应力补偿层可为通过调整在生长工艺中产生的压应力而在冷却过程中控制拉应力的一层。例如，应力补偿层可设置在缓冲层上，并且包括晶格常数大于缓冲层的晶格常数的第一氮化物半导体层、晶格常数小于第一氮化物半导体层的晶格常数并且设置在第一氮化物半导体层上的中间层、以及晶格常数大于中间层的晶格常数的第二氮化物半导体层。应力补偿层可实现为具有各种结构。例如，可有利地采用以上参照图4至图7描述的各种堆叠结构。
[0156]在该处理中，氢在氮源气体中的体积分数也可保持在大约40%或更小(例如，35%或更小)的水平，以允许高质量晶体在相对低(例如，大约1040°C或更低)的温度下生长。因此，在生长过程中可减少回熔现象并且可抑制由于热膨胀导致的压应力的产生，因此明显减轻晶圆弯曲的程度。
[0157]然后，在操作S60中，第一导电类型氮化物半导体层可形成在应力补偿层上，并且在操作S70中，有源层可形成在第一导电类型氮化物半导体层上。
[0158]第一导电类型氮化物半导体层可为满足η型AlxInyGa1 x yN(O ^ χ < 1,0 ^ y < 1，O ^ x+y < I)的氮化物半导体，这里，n型杂质可为硅(Si)。例如，第一导电类型氮化物半导体层可为η型GaN。有源层可具有其中量子阱层与量子势皇层交替地堆叠的多量子阱(MQW)结构。例如，就氮化物半导体而言，可使用GaN/InGaN结构。有源层可具有单量子阱(SQff)结构。
[0159]具体地说，在操作S60中的生长工艺中，可减小氢在氮源气体中的体积分数以降低由于热膨胀产生的应力导致的晶圆弯曲的程度，这样可有利地影响有源层的特性。也就是说，通过减小作为有源层的生长表面而提供的第一导电类型氮化物半导体层的表面的曲率，可减小根据位置的有源层中的厚度变化。例如，在其中弯曲度高的情况下，在晶圆的外周和中心，有源层(具体地说，量子阱层)可具有大的厚度变化。这可导致波长特性根据晶圆的各区而变化。相反，在当前示例性实施例中，通过降低氢在氮源气体中的体积分数来降低生长温度，可极大地减轻由于晶圆弯曲导致的问题。
[0160]在操作S80中，第二导电类型氮化物半导体层可形