具有减少缺陷的大的氮化铝晶体及其制造方法

专利名称：具有减少缺陷的大的氮化铝晶体及其制造方法
具有减少缺陷的大的氮化铝晶体及其制造方法 相关申请的交叉引用本申请要求于2005年11月28日提交的美国临时申请 60/740, 082的权利和优先权，这里通过引用将其全部内容并入本文，
政府支持本发明是借助美国政府支持在国家标准技术研究所(NIST) 授予的70NANB4H3051下做出的。美国政府对本发明享有某些权利。
背景技术：
氮化铝(A1N )作为半导体基础材料在很多应用中具有巨大 的前景，例如诸如短波长LED和激光器的光电子器件、光存储介质 中的介电层、电子衬底和必须有高热导率的芯片栽体等等。原则上， A1N的特性将允许实现200nm波长范围内的光发射。但是应解决此类
器件的许多实际困难以使其具有商业实用性。例如，块状A1N晶体常常出现大量裂紋，这在晶体形成晶
片之前、期间或之后导致晶体分离。如果晶体开裂或完全分离，则很 难或有时不可能将其用作器件制造的可靠村底。大多数用于外延、光 刻或其它器件加工的市售机器需要具有均匀厚度的完美形状、圃形晶 片。任何裂紋、甚至不导致晶片分离的那些裂紋都将损害商业实用性。 因此，A1N晶体生长中的开裂问题对于氮化物基电子装置的进一步发 展至关重要。另外，许多光电应用将需要透明晶片。虽然A1N在210至 4500nm的光学波长下本质上是透明，但诸如裂紋和夹杂物的宏观缺陷 显著地散射光并降低在这个重要光学区域中的表观透明度。消除裂紋和夹杂物对例如紫外发光二极管(LED)的开发至关重要，
发明描述 发明简述 A1N单晶体中的微孔(MV)是可以归类为夹杂物的一类晶 体学缺陷。微孔缺陷的横向(即与c面平行)尺寸通常为O.l至3微 米(nm)不等。在低分辨率(<100x)的光学显微镜下，微孔呈现为 球状夹杂物。但是，在较高(> 200 x )分辨率光学显微镜下，以及当 使用原子力显微镜(AFM)成像时，微孔呈现为具有与c面充分对齐(即 大致平行)的六边形。在化学处理(化学蚀刻或化学机械抛光)过程 中，微孔与A1N表面相交留下圆形或六边形的浅坑。而且，具有大的 微孔密度的A1N材料往往比微孔密度略低的材料蚀刻得更快(在化学 蚀刻过程中)。因此，微孔在A1N固相中能够起到异质夹杂物的作用。 微孔可以与例如氧、氮或氢的气相偏析有关。包含偏析的气态物质的 微孔能够降低平行于c轴的A1N的堆垛对称性从而呈现出堆垛层错. 在通过升华-再凝结生长的晶体中(如美国专利No. 6， 770，135中所述， 通过引用将该专利的全部内容并入本文)，体密度可以为约109cm—3， 且微孔的表面密度(即切割之后与表面相交或在表面的1 jim之内的 微孔)可以为约105cm-2。我们已经发现降低A1N中的微孔密度可緩解与晶体生长 过程中的开裂、抛光过程中的蚀坑产生、A1N衬底中的光学透明度降 低相关以及可能与AlN和/或AlGaN外延生长过程中的生长坑形成相关 的许多问题。通过减少微孔形成解决这些问题的能力有利于实际的晶 体制备策略和形成具有低缺陷密度一一例如低于104 cm—2的位错密 度、低于104 cm—3的夹杂物密度(微孔是夹杂物中的一种)和/或低于 104 cm—3的微孔密度一一的大的块状A1N晶体。本发明还有利于制造 A1N单晶体晶片，该A1N单晶体晶片可供用于外延生长且在具有Al极 性(polarity)的(0001 )面(c面)的f范围内取向、并且具有小 于100cm—2的浅坑密度。本发明的实施方案还有利于形成直径至少为2cm的A1N单晶体晶片，该单晶体晶片在A1N本质上透明的210nm至 4500 nm波长范围的任意部分内具有小于1 cnf1的光吸收系数。本发 明的实施方案还允许制造单晶A1N的基本无裂紋的晶锭，该晶锭的直 径大于2cm且长度大于lcm。本文所使用的术语"晶片"指的是诸如 AlN的材料的部分晶锭和/或自支撑衬底。本文所使用的术语"基本无 裂紋"指的是如下的裂紋密度约2cm直径x lcm长度的单晶材料的 每个晶锭或体积中少于5个裂纹、或者每个两英寸(2")直径晶片中 少于10个裂纹，其中裂紋的长度典型小于约2cm。或者，它可以指晶 锭或其部分中裂紋几乎为零，或者可以指不足以在生长、冷却、切割、 或其它处理过程期间导致一部分晶锭分离的有限的裂故密度。因此，在第一方面中，本发明的特征在于一种生长单晶 A1N的方法，该方法包括在晶体生长腔室(enclosure )中提供包含Al 和N2的蒸气并将该蒸气沉积为微孔密度小于约10kn^的单晶A1N。在 一个实施方案中，晶体生长腔室中的&分压可以维持在比相对于Al 的化学计量压力更大的水平。N2的分压可以在1-50巴的范围内。可以包括一个或多个下列特征。单晶A1N在任何晶体学方 向上的生长速率均可以处在约0. lmm/hr至约2mm/hr的范围内。可以 维持小于或等于单晶A1N的固有生长速率的推进速率(push rate)。 该推进速率可以是至少0. lmm/hr。单晶A1N的沉积可以在设置于晶体 生长腔室内的籽晶处开始，并且其取向使得单晶A1N的最大生长速率 方向以相距单晶A1N的c轴至少约10。旋转并朝向非极性方向。蒸气 中的氧浓度可以小于百万分之300 (ppm)原子百分数，且蒸气中的氢 浓度可以小于0.5%。晶体生长腔室可以包含钨，且生长温度可以小于 约2350匸。晶体生长腔室可以包含钽和碳中的至少一种，且生长温度 可以小于约27501C。沿晶体生长腔室长度的温度梯度可以大于约5*C /cm并且小于约100t:/cm。在沉积之后，该方法还包括从单晶A1N切割A1N晶片的步 骤。A1N晶片的横截面积可以近似等于单晶A1N的横截面积，并且可 以近似为直径大于约2cm的圆形。
可以包括一个或多个下列特征。该方法可包括在第一温度 和笫一压力下对A1N晶片进行退火的步骤。该第一温度可以大于约 2000t:，该第一压力可以大于约35巴。该第一温度可以小于约2350 n。退火之后，A1N晶片中心区域中的微孔密度可以小于A1N晶片边 缘区域的该密度，并且可以小于约104cnf3，或甚至近似为零。该方法可以包括抛光A1N晶片的步骤，其中在抛光之后， A1N晶片的蚀坑密度小于约100cm—2。在一些实施方案中，该方法包括 在A1N晶片上沉积外延层的步骤，其中所述外延层的表面凹坑密度小 于约100 cm—2。在另一个实施方案中，单晶A1N的微孔密度大于零且 单晶A1N基本无裂紋。在另一方面中，本发明的特征在于位错密度低于104cm—2 且夹杂物密度低于104cm—3的块状A1N晶体。在一个实施方案中，晶体 的微孔密度小于约104cm—3。在又一方面中，本发明的特征在于在具有Al极性的 (0001 )面2。内取向的A1N单晶体晶片，该晶片的浅坑密度小于100 cnf2。在一个实施方案中，该晶片基本无裂紋。该晶片中心区域中的微 孔密度可以小于该晶片边缘区域中的该密度。例如，该晶片中心区域 中的微孔密度可以近似为零，且该晶片边缘区域中的微孔密度可以小 于约104cnf3。在另一方面中，本发明的特征在于在500 nm至3000 nm 范围内的所有波长下光吸收系数小于5 cm—i的A1N单晶体晶片。在一 个实施方案中，该晶片基本无裂紋。该晶片中心区域中的微孔密度可 以小于该晶片边缘区域中的微孔密度。该晶片中心区域中的微孔密度 可以近似为零，而该晶片边缘区域中的微孔密度可以小于约104cm—3。 在一个实施方案中，在500nm至3000nm范围内的所有波长下光吸收系 数可以小于lcm—、该晶片的直径可以大于约2cm。在另一方面中，本发明的特征在于在210nm至4500 nm 范围内的所有波长下光吸收系数小于1 cm—1并且直径大于约2cm的A1N 单晶体晶片。
在又一方面中，本发明的特征在于直径大于2cm并且长度 大于lcm的无裂紋、单晶A1N的晶锭。在一个实施方案中，该晶锭具 有大于零至小于约104 cm—3的微孔密度。
附图简述在附图中，相同的附图标记在不同视图中通常指代相同的 部件。此外，附图并不一定按比例，相反通常着重于说明本发明的原 理。在下面的说明书中，参照以下附图描述本发明的各个实施方案， 其中


图1示意绘出了用于单晶A1N生长的晶体生长腔室； 图2A和2B示意绘出了与单晶A1N晶锭分离的A1N晶片； 图3示意绘出了表现出不同微孔密度的区域的A1N晶片；和 图4示意绘出了沉积在A1N晶片上的外延层。
优选实施方案详述微孔的聚结可能导致它们平行于A1N晶体中的棱柱{1100} 面(即m面)的排列。在几种情形中，我们观察到微孔产生树状特征， 其中树枝代表经常发展成实体树(solid tree)(裂紋或微裂故)的 微孔排列。由于发生微孔聚结导致另一类裂紋形成(一种罕见但仍然 重要的情形)，这时微孔从它们的共同中心(裂紋从该中心展开至几 乎180°)形成若干圆團。此外，由于一些微孔与表面相交，因此它们 能通过产生蚀坑来影响抛光工艺。微孔能降低A1N衬底的光学透明度。首先，可以通过假定 微孔散射的辐射量与微孔呈现的有效面积成比例来建立透明度降低的 模型。在低的微孔密度下，这表示穿过厚度为^的A1N板的辐射的透 射减少量将等于"W，其中/7是微孔的数值密度，J是每个微孔呈现出 散射辐射的有效面积。穿过厚度为d的均匀材料板的透射T通常以吸 收系数a表示，从而r-e-"、在该模型中，该吸收系数将近似等于/^ 并将与波长无关。如果微孔呈现出散射辐射的有效面积^为约lnm2，那么微孔的密度优选低于约108cm"以便获得小于1cm—t的吸收系数。 事实上，该计算与关于A1N的光吸收测量对应。观察到A1N衬底晶片的三种不同色彩。才艮据生长条件，有 时所有这些色彩能在单晶A1N晶片中观察到。这些色彩可以描述为
1) 暗色(褐色)；
2) 黄色(琥珀色)；和
3) 淡黄色。暗色区域通常包含容易观察到的高密度微孔。在黄色区域 中较难观察到微孔，因为光学反差不足(微孔和琥珀色材料均明亮)。 此外，在一些情形中，黄色区域中的微孔密度小于暗色区域中的微孔 密度。但是同样可能由于反差或者因为淡黄色区域呈现出通常严重离 轴取向的晶粒，在大的黄色区域中甚至更难看到微孔。但是，似乎暗 色与黄色区域之间最重要的差别是暗色区域中的微孔通常彼此相连， 形成网络，而黄色区域中的微孔并不表现出这种特征。本发明还源于A1N晶体生长过程中的微孔形成使得A1N 晶体更容易开裂这一认识。因此，本发明的实施方案阻止或减少微孔 的产生以防止或减少开裂。这可以通过以下各项中的一项或多项的调 节和控制来实现
1) 晶体的膨胀率；
2) 气体混合物；
3) 环境压力；
4) 生长温度；
5) 温度梯度；
6) 推进速率；和/或
7) 生长后退火。
1)膨胀率。在晶体生长过程中存在两个主要的晶体膨胀方向横向和 竖向。可以通过控制膨胀率来控制微孔形成，因为微孔能够因空位聚集而形成。如果在化学计量的气相条件(即蒸气相中A1和N原子的数 目相等)下生长A1N晶体，那么将由于N2分子非常高的结合能(0 K 下约9. 76 eV)而没有足够的单个氮(N)原子与晶格中的各个铝原子 结合。如果生长表面上的单个N原子的数目小于到达该表面的&分子 的数目，则可以通过引入小于1的有效调节系数来描述提供给生长表 面的单个N原子的总效果。当并入晶体中的单个N原子的数目小于Al 原子的数目时，过量的Al原子将被俘获在晶体中。在任何方向上过高的生长速率(膨胀)将导致过量的Al 原子俘获在晶体中，从而产生N空位。随后这些N空位进而可能聚集 并产生微孔。为了最小化或完全避免微孔的形成，优选将任何晶体学 方向上的生长速率保持在0. 1至2 mm/hr的范围内。生长速率下限由 从蒸气相组分产生块状晶体的实际考虑因素限定，而生长上限由长成 晶体的所需晶体品质限定随着生长速率增加，多晶材料的破裂也增 加。最大生长速率还将取决于生长中晶体的晶体学取向。重要的是应注意到膨胀率可以导致产生不同类型的点缺 陷(空位)，如Al和N空位的对(参见例如G. A. Slack, L. J. Schowalter: D. Morelli， J. A. Freitas Jr. ， J， Crystal Growth, vol. 246， P287 (2002)，通过引用将其内容并入本文)，尤其是当蒸气相中存在氧时. 任何空位都能够聚集并产生微孔。因此，参照图1，根据各个实施方案，在单晶A1N的生长 过程中，晶体生长腔室100包含蒸气混合物110和单晶A1N晶锭120。 蒸气混合物110主要包括气态A1和N2，并由源160的升华而产生。晶 锭120通过蒸气混合物110在晶体生长腔室100顶端处的再凝结而形 成，并可以从籽晶(未示出)开始。晶锭120的生长速率可以定义为 例如平行或垂直于晶体生长腔室100的纵轴150的晶锭120的尺寸增 加。晶锭120的最大生长速率的方向通常是沿纵轴150。可以通过将 晶锭120的生长速率维持在0.1至2 mm/hr的范围内来将晶锭120的 微孔密度保持在低于约104(^—3的水平。在一个实施方案中，晶锭120 的微孔密度大于零。籽晶的取向可以使得晶锭120的最大生长速率的方向取向为与c轴相距至少约10。并朝向非极性方向，即晶锭120的c 轴可以取向为与纵轴150相距至少约10°。这样的籽晶取向可以起到 抑制微孔形成的作用。
2) 气体混合物。气体混合物的纯度和组成是控制微孔产生的重要参数,合 成气体包含氢(按体积计算通常<5%)并被用来降低可能的氧污染. 但是，氢分子能轻易地被俘获在A1N材料中(如同使用其它半导体的 情形)。通过作为填隙原子的扩散，这些氢原子可以聚集并产生微孔。 氧污染可以由包括残余水蒸气和污染的供给气体在内的若干来源引 起。 一旦在晶体坩埚中，其可以在蒸气相中以Al20形式被输送并附着 到晶格中的Al位置，由此产生A1空位。A1空位可以聚集并产生微孔。 因此，使用氢和氧量低的高纯度气体将降低微孔形成的概率。UHP级 &气体(可用于半导体工业中)的使用是理想的。但是，将需要执行 额外的步骤，包括使用氮气过滤器净化引入的N,气体，以及在炉加热 元件(furnace element)加热时从其中除去污染物。例如，可以使 UHP级氮气通过Aeronex过滤器(型号SS2500KFH4R，最大流量300 SLM， 过滤尺寸(filtration) 0.003jim)。虽然输送到反应区的最佳气体体 积将基于具体的几何形状而变化，但向热区的输送速率可以是0.125 升每分钟(LPM)。因此，在一个实施方案中，蒸气混合物110中的氢浓度小 于O. 5%。在另一个实施方案中，蒸气混合物110中的氧浓度小于百万 分之300 (ppm)原子百分数。在蒸气混合物110中维持低的氢和氧浓 度阻止在晶锭120中形成可能聚集并形成微孔的点缺陷。因此，晶锭 120中的微孔浓度能够保持低于约104cnf3。在一个实施方案中，晶锭 120中的微孔密度大于零。
3) 环境压力。 A1N的蒸发几乎是一致的。蒸发的A1N的平衡蒸气相在通常用于晶体生长的温度下(1900至24501C )几乎全部由A1原子和N2 分子组成。为了A1N晶体生长，吸附在表面上的&分子必须分裂为原 子N以便并入生长中的晶体。如上所述，生长表面上缺少足够的N原 子存在导致能够引起微孔形成的N空位的产生。为了提供充足的N原 子源，优选将N2的分压增加至远远超过化学计量值(或者作为替代， 提高生长温度)。环境的N2压力越高，生长中的晶体表面上将产生并 可用于并入晶体的原子N的量越高。因此，较高的&分压降低微孔形
成的概率。因此，环境的N2压力优选保持尽可能高以便向生长界面提
供充足的原子N通量；参见例如美国专利6, 770, 135。从蒸气相生长 A1N晶体所需的范围是1 - 50巴，其中下限由获得高品质A1N晶体的 最低N2压力限定，而上限由合理的生长速率限定，因为增加环境压力 导致扩散受限制的生长机制。因此，在一个实施方案中，蒸气混合物110包含大于相对 于Al分压的化学计量压力的氮气分压，即蒸气混合物110中N原子的 数目大于蒸气混合物110中Al原子的数目。维持相对于Al的这个高 N2分压阻止能聚集并形成微孔的N空位的形成。在一个实施方案中， 蒸气混合物110中&的分压在1-50巴的范围内。因此，晶锭120中 的微孔密度能够保持低于约104 cm—3。在一个实施方案中，晶锭120 的微孔密度大于零。
4)生长温度和5)温度梯度。生长温度不足导致多晶体生长，这增加缺陷密度并因此增 加微孔的形成。此外，较低的生长温度降低单原子N的表面浓度并因 此导致N空位，而N空位又进一步促进微孔形成。非常高的温度梯度 也导致多晶体生长并且也应加以避免以便降低微孔产生的可能性。最 高的容许生长温度通常受到可能与坩埚形成A1N共晶溶液的限制，因 此应审慎地选择使用的温度机制。例如，1巴压力下的最高可能生长 温度为2330X:(参见例如GlenA. Slack和T.F. McNelly的"Growth of high purity A1N crystals," J. Cryst. Growth, vol. 34, pp.263-279 ( 1976 )以及Glen A. Slack, Jon Whitlock， Ken Morgan, 和Leo J. Schowalter的"Properties of Crucible Materials for Bulk Growth of AIN，" Mat. Res. Soc. Syfflp. Proc. Vol. 798, p. Y10. 74. 1(2004)("Slack 2004，，)，通过引用将这些文献的全部内容并入 本文)，因为高于该温度时，AIN将与坩埚形成液态共晶体并破坏它。 通过使用诸如Slack 2004中建议的其它坩埚材料能够达到更高的温 度。但是，可以预见关于污染和穿过坩埚壁渗漏的问题。可以使用美 国专利6， 719， 843和美国专利申请10/822， 336中描述的技术解决穿过 多晶坩埚的渗漏，通过引用将这些专利的全部内容并入本文。在任何情况下，通过升华-再凝结生长的最高温度将被限 制在低于约2750匸。高于该温度时，观察到A1N在10兆帕(MPa)的 提高的氮气压力下熔化(参见V.L. Vinogradov, A. V. Kostanovskii， 和A. V. Kirillin的"Determination of the Melting Parameters of Aluminium Nitride, ，， High Temperatures - High pressures, vol. 23， p. 685 ( 1991 )，通过引用将其内容并入本文)。可以预料将减 少微孔形成的最高温度梯度小于约100C/cm。该温度梯度与膨胀率和 竖向生长速率两者有关。在由于膨胀率或竖向生长速率过高而导致微 孔形成的情形中，这时控制温度梯度(径向和轴向)能够限制微孔形 成及其进一步的迁移和聚结。参照图1,热源140包围晶体生长腔室IOO并调节其中的 生长温度。此外，热源140中各点处的局部温度以及晶体生长腔室100 穿过热源140的移动速率(即下述推进速率)，控制晶锭U0中的热 梯度。该热梯度在此处定义为晶锭温度作为沿晶体生长腔室长度L的 距离的函数的变化。在一个实施方案中，调节热源140使得晶体生长腔室100 内部的生长温度小于约2350X:且晶体生长腔室100主要由钨制成。在 优选实施方案中，晶体生长腔室100主要由鵠制成且生长温度在1900 - 2350。C的范围内。在另一个实施方案中，晶体生长腔室100主要由 碳化铌(NbC)制成且生长温度在1900 - 2350r的范围内。在另一个实施方案中，晶体生长腔室100主要由碳化钽(TaC)或涂覆有碳(C) 层的钽(Ta)制成且生长温度在1900 - 2400X:的范围内。该C层能够 通过化学气相沉积在主要由Ta制成的晶体生长腔室100上形成。在另 一个实施方案中，晶体生长腔室IOO主要由C制成且生长温度在1900 - 2750X:的范围内，或者优选在1900 - 2550t:的范围内。在一个实施方案中，晶锭120的热梯度维持在大于约51C /cm且小于约100XVcm的水平。此高热梯度阻止大于约104 cn^水平 的微孔形成，并维持晶锭120以单晶而非多晶材料形式的生长。在一 个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。
6)推进速率。存在最佳的推进速率，在该最佳推进速率下微孔的产生可 以忽略不计。优选地，该推进速率略小于或等于固有的、或最大的生 长速率(如上文所述，0. 1 - 2 mm/hr)。如果不服从该条件，那么生 长方向上的晶体生长速率可能过高，导致如上所述的微孔形成。此外， 高的推进速率可以导致鴒坩埚壁上A1N的成核，该A1N成核进而将增 加缺陷密度和微孔产生的可能性。另外，较高的推进速率可能导致c 面以外的其它面的优势生长，这是进一步促进微孔形成的作用。但是，推进速率不应过低(< 0.1 mm/hr)，因为如果长 时间暴露于Al蒸气，钨坩埚会劣化。Al蒸气沿着晶界及其它缺陷侵 蚀坩埚壁，导致一些Al蒸气的渗漏以及随后生长材料中的孔隙形成。 因此，希望选择推进速率以便减少微孔形成。参照图1，晶体生长腔室IOO还包括推进机构130，其控 制晶体生长腔室IOO穿过周围热源140的移动，从而控制推进速率以 及沿纵轴150的热梯度。推进速率定义为推进机构130推动晶体生长 腔室100穿过热源140的速率。在一个实施方案中，推进速率维持在 小于或近似等于晶锭120在平行于纵轴150的方向上的最大生长速率 的水平。此处，最大生长速率由晶体生长温度和源温度允许的最大速 率限定。在优选实施方案中，推进速率维持在晶锭120最大生长速率的大约二分之一的水平。因此，晶锭120中的微孔密度能够保持低于 约l(Tcm—3。在一个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。如此处所使用的，推进速率还可以定义为维持在具体生长 条件(例如生长温度和源温度)所允许水平以下的水平的实际生长速 率。还可以在没有晶体生长腔室100的物理运动的情况下等效地实现 特定推进速率的维持。例如，可以相对于静止的晶体生长腔室IOO移 动热源140，或者可以改变晶锭120与源160之间的距离或温度梯度， 通常，任何这些方法(其中实际生长速率被控制在低于最大固有生长 速率的水平)能够与推进速率可互换地使用。
7)生长后退火。参照图2A和2B，可以通过使用例如金刚石圆锯或线锯从 晶锭120切割晶片200。在晶锭120中维持小于约104cm—3的微孔密度 基本上防止晶锭120和晶片200两者中的裂紋形成。除其它影响之外， 这样的裂紋还可以导致晶片切割过程中小部分晶锭120或晶片200的 分离。因此，通过阻止裂紋形成，晶片200的表面210的形状和横截 面积可以基本上与晶锭120的表面220的相同。在一个实施方案中， 表面210可以近似为圆形且直径大于约2cm。在一个替代实施方案中， 表面210可以为面积大于3cfl^的四边形或其它多边形。在一个实施方案中，表面210的晶体取向可以处在具有 Al极性的(0001 )面(即c面)的约2。内。在其它实施方案中，表面 210可以具有N极性或者在m面或a面方向的约2。内取向。参照图3，可以对晶片200进行退火以便降低其中微孔的 密度。退火温度可以在1000 - 2350X:的范围内。在优选实施方案中， 退火温度为约2000t:。在又一个实施方案中，晶片200在退火过程中 经受高压。退火压力可以选自l-50巴的范围内，并且在优选实施方 案中，退火压力为约35巴。在一个实施方案中，晶片200可以在包含
N2气的环境中退火。在另一个实施方案中，晶体2oo可以在约uoox:
的温度下和约2巴的压力下退火。
晶片200的退火可以将其微孔密度从约103 - 109cm—3的水 平降低到约0- 103 cm^的水平。因此，退火之后晶片200的微孔密度 将小于切得该晶片的晶锭120的微孔密度。降低晶片200的微孔密度还可以改善其光学透明度。在一 个实施方案中，晶片200的光吸收系数在约210nm至约4500nm的范围 内的任何波长下小于lcnf1。在另一个实施方案中，晶片200的光吸收 系数在约500nm至约3000nm的范围内的所有波长下小于5cnf1。该光 吸收系数可以小于lcnf1。晶片200的直径大于约2cm。对晶片200退火还可以导致跨晶片200的微孔的不均匀分 布。参照图3,在退火之后，中心区域300的微孔密度可以比边缘区 域320的低。例如，中心区域300中的微孔密度可以在约O至约102cnf3 的范围内，而边缘区域320中的微孔密度可以在约103 cn^至约104cnf3 的范围内。在一个实施方案中，边界区域310将中心区域300与边缘 区域320隔开。在一个实施方案中，中心区域300近似为圆形且直径 为l-3mm,边缘区域320与晶片200的外边界一致且宽度为约3mm至 约50mm。通常，要么中心区域300要么边缘区域320的尺寸可以大于 上述尺寸，而另一区域的尺寸相应地缩小。使用更长退火时间和/或更 高退火温度可以导致以边缘区域320为代价的中心区域300的生长， 即，随着微孔从晶片200中被消除，边界区域310可以有效地向晶片 200的外边缘移动。在一个实施方案中，退火进行的时间足以使边界 区域310到达晶片200的外边缘，即基本上晶片200所有区域都将具 有降低的微孔密度。在一个实施方案中，晶片200的总的微孔密度可 以在约O至约102( !11_3的范围内。参照图4，为了随后的器件制造，可以在晶片200的表面 上沉积外延层400。外延层400可以包括A1N、 GaN、 InN和/或各自的 二元和三元合金。外延沉积之前，晶片200可以进行抛光以便改善其 表面的品质和平面性。可以使用各种抛光技术，例如美国专利 No. 11/448, 595和美国专利7, 037, 838中描述的方法，通过引用将该 专利的全部内容并入本文。在一个实施方案中，用化学-机械抛光(CMP )法抛光晶片200。晶片200中微孔形成的控制可以产生晶片200的优 异抛光后表面，因为少数微孔与晶片200的表面相交并在抛光过程中 被优先蚀刻。在一个实施方案中，抛光之后，晶片200的蚀坑密度将 小于约lOOcnf2。控制晶体生长过程中的微孔形成和/或抛光过程中的 蚀坑形成可以有利于浅坑密度小于约100cn^的外延层400的沉积。具 有或没有外延层400的晶片200理想地基本无裂紋。可以看到，本文描述的方法为A1N晶体的改良生产提供了 基础。此处使用的术语和措辞用作描述而非限定性的术语，在这些术
分。相反，认为在本发明权利要求范围内可以做各种修改,
权利要求如下
权利要求
1. 生长单晶AlN的方法，该方法包括以下步骤a. 在晶体生长腔室中提供包含Al和N2的蒸气；和b. 将该蒸气沉积为微孔密度小于约104cm-3的单晶AlN。
2. 权利要求1的方法，该方法还包括步骤在晶体生长腔室中维 持大于相对Al的化学计量压力的&分压。
3. 权利要求2的方法，其中&的分压在1-50巴的范围内。
4. 权利要求l的方法，其中单晶A1N在任何晶体学方向上的生长 速率在约0. 1至约2mm/hr的范围内。
5. 权利要求4的方法，该方法还包括维持小于或等于固有生长速 率的推进速率。
6. 权利要求5的方法，其中推进速率至少为0. lmm/hr。
7. 权利要求4的方法，其中单晶A1N的沉积开始于布置在晶体生 长腔室内部的籽晶处，并且该籽晶的取向使得单晶A1N的最大生长速 率的方向相距单晶A1N的c轴至少约10。旋转并朝向非极性方向。
8. 权利要求l的方法，其中蒸气中氧的浓度小于300ppm且氢的 浓度小于0. 5%。
9. 权利要求1的方法，其中晶体生长腔室包含钨且生长温度小于 约2350X:。
10. 权利要求l的方法，其中晶体生长腔室包含钽和碳中的至少 一种且生长温度小于约2750X:。
11. 权利要求l的方法，该方法还包括维持沿晶体生长腔室长度 的温度梯度大于约5"/cm且小于约100t:/cm。
12. 权利要求l的方法，该方法还包括在沉积之后从单晶A1N切 割A1N晶片的步骤。
13. 权利要求12的方法，其中A1N晶片的横截面积近似等于单晶 A1N的横截面积。
14. 权利要求13的方法，其中A1N晶片的横截面积近似为直径大于约2cm的圓形。
15. 如权力要求12所述的方法，该方法还包括在第一温度和第一 压力下对A1N晶片进行退火的步骤。
16. 权利要求15的方法，其中第一温度大于约20001C且笫一压 力大于约35巴。
17. 权利要求16的方法，其中第一温度小于约2350X:,
18. 权利要求15的方法，其中在退火之后，A1N晶片中心区域中 的微孔密度小于A1N晶片边缘区域中的微孔密度。
19. 权利要求18的方法，其中A1N晶片中心区域中的微孔密度小 于约104cm—3。
20. 权利要求19的方法，其中A1N晶片中心区域中的微孔密度近 似为零。
21. 权利要求12的方法，该方法还包括对A1N晶片进行抛光的步 骤，其中在抛光之后A1N晶片的蚀坑密度小于约100cm—2。
22. 权利要求21的方法，该方法还包括在A1N晶片上沉积外延层 的步骤，其中该外延层的表面坑密度小于约100 cm一2。
23. 权利要求l的方法，其中微孔密度大于零且单晶A1N基本无 裂紋。
24. 块状A1N晶体，其位错密度低于104 cm—2且夹杂物密度低于104 cm—3。
25. 权利要求24的晶体，其中该晶体的微孔密度小于约104 cm一3。
26. A1N单晶体晶片，其取向在具有Al极性的(0001 )面的2° 内，该晶片的浅坑密度小于lOOcm一2。
27. 权利要求26的晶片，其中该晶片基本无裂紋。
28. 权利要求27的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度小于 该晶片边缘区域中的微孔密度。
29. 权利要求28的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度近似 为零且该晶片边缘区域中的微孔密度小于约104 cnf3。
30. A1N单晶体晶片，其光吸收系数在500 nm至3000 nm的范围内的所有波长下小于5 cm—1。
31. 权利要求30的晶片，其中该晶片基本无裂紋。
32. 权利要求31的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度小于 该晶片边缘区域中的微孔密度。
33. 权利要求32的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度近似 为零且该晶片边缘区域中的微孔密度小于约104 cm—3。
34. 权利要求30的晶片，其中光吸收系数在500 nm至3000 nm 的范围内的所有波长下小于1 cm一1。
35. 权利要求34的晶片，其直径大于约2cm。
36. A1N单晶体晶片，其光吸收系数在210nm至4500 nm范围内 的所有波长下小于l cm—、并且其具有大于约2cm的直径。
37. 无裂紋、单晶A1N的晶锭，其直径大于约2cm且长度大于约lcm。
38. 权利要求37的晶锭，其具有大于零至小于约104cm—3范围内 的微孔密度。
全文摘要
减少AlN中的微孔(MV)密度可以缓解与晶体生长过程中的开裂、抛光过程中的蚀坑产生、AlN晶片中的光学透明度降低以及AlN和/或AlN镓外延生长过程中可能的生长凹坑形成相关的很多问题。这有利于实际的晶体生产策略和形成具有低缺陷密度的大的块状AlN晶体，所述低缺陷密度是例如低于10⁴cm^-3的位错密度和低于10⁴cm^-3的夹杂物密度和/或低于10⁴cm^-3的微孔密度。
文档编号C30B29/40GK101415864SQ200680044355
公开日2009年4月22日 申请日期2006年11月28日 优先权日2005年11月28日
发明者G·A·斯莱克, K·摩根, L·J·斯库瓦特, R·T·邦多考弗 申请人:晶体公司