场效应晶体管、半导体器件和半导体晶体生长方法

专利名称：场效应晶体管、半导体器件和半导体晶体生长方法
技术领域：
本发明涉及可通过III族氮化物化合物半导体晶体生长来制造 的场效应晶体管(例如各种FET和HEMT)结构，和场效应晶体 管的制造方法。
本发明还涉及可通过III族氮化物化合物半导体晶体生长来制 造的场效应晶体管(例如各种FET和HEMT)结构，和场效应晶 体管的制造方法。
此外，本发明涉及结晶生长高绝缘半导体的方法和制造场效应 晶体管的方法。
本发明用于制造例如场效应晶体管的器件。
背景技术：
通常，对于可通过III族氮化物化合物半导体晶体生长来制造 的场效应晶体管结构及其制造方法而言，例如，/>开在专利文件1 中的现有技术已经广为人知。
在现有发明中，经常使用氢气(H2)作为载气，在结晶生长半 导体层过程中载运材料气。
原因如下。
(原因1)使用氢气能够比使用其它载气相对更容易地提供通 过具有优异结晶度的晶体生长所形成的半导体层。这对于器件的片 电阻率、改变器件特性和器件良率有利。(原因2)通过使用氢气，更容易改善各半导体层例如緩冲层 和阻挡层之间界面的平坦度或者与采用其它载气的器件相比改善界 面周围组成改变的突然性。这能够获得和保持出色的载流子迁移率， 即迁移更容易，并且这对于器件微型化和改善器件性能有利。日4^>开专利申请2003-45899。 [专利文件4日;^^开专利申请2002-16087。专利文件5日>$^〉开专利申请2003-277196。
5此外，对于现有场效应晶体管，例如，已知使用未掺杂GaN层 作为通道层的诸如HEMT的半导体器件。然而，该现有器件包括不 希望的传导层，其在存在于成核层(即晶格常数差异緩和层)上的 界面周围形成。当该传导层形成在器件中时，器件的击穿场强度可 能下降，这是不希望的。
为了解决该问题，已经发明了以下专利文件6所示的场效应晶 体管。该场效应晶体管包括通过掺杂IIB族杂质例如Zn而形成在成 核层上的緩冲层，緩冲层是具有高电导率的半导体层，其很难使杂 质扩散加入通道层。这能够使场效应晶体管电隔离器件和改善击穿 场强度。
对于使用在规律HFET中的高电阻率半导体层，例如已知以下 非专利文件1中所示的未掺杂GaN层。未掺杂GaN层在1050。C晶 体生长温度下沉积成具有2nm厚度，已净艮导GaN层可具有大于 100MQ/cm2的片电阻率(电阻率2xl04Qcm )。日4^>开专利申请2002-57158。
[非专利文件1Seikoh YOSHIDA， "AlGaN/GaN Power FET" Furukawa Electric Review, No. 109， January, 200
发明内容
所要解决的问题
然而，使用氢气(H2)作为载气，最上方的半导体层的表面可 能很难形成得平坦或平滑，这产生以下问题。
(问题1)当半导体层表面粗糙度的波动对于所要连接的电极 尺寸来说变得过大时，难以在这种^^面上形成电极。结果，电 极微型化被阻止并且器件很难形成得更小。
(问题2)即使电极形成在预定位置处，电特性例如连接强度 和欧姆特性不能变得足够稳定。难以保持器件的良率，4M^提供目 标场效应晶体管的工业大恥溪生产。
6上述半导体层上的表面变得粗糙的原因可能是因为使用氢气 (H2)的蚀刻处理。由此，为了克服该问题，其它元素例如氮气(N2)
可以用作载体来通过晶体生长形成緩沖层，这导致改善半导体表面 上的耜趁度。然而，采用该过程，^J舉同时得到才艮据上述原因l和
2的所需电特性例如迁移率和片电阻率。
当采用重点关注图12所示的各半导体层(3和4)的晶体质量 的晶体生长条件时，可以保持各半导体层中的高晶体质量。然而， 采用该晶体生长条件，使得这两个半导体层(3和4)的界面周围的 沉积4Hf趋向于扰动。简而言之，这两层之间的界面变得扭隨。这 可能是因为构成半导体层3上表面的原子根据这两层之间晶体生长 条件的变化而升华。
结晶度的这种下降倾向于由于载气蚀刻而发生。这可以很容易 地通过以下文件来理解。
(1) 日本公开专利申请Hll-068159。
(2) 日本公开专利申请H9-139543。
(3) 日本公开专利申请H8-88432。
这种界面粗糙倾向于降低限定在通道上的载流子的迁移率，所 述载流子构成准2维电子气并降低电流。结果，器件特性劣化。
此外，当半导体层掺杂高电导率杂质时，并不总是很容易在形 成高杂质掺杂半导体之后沉积具有足够低的杂质浓度的非摻杂层。 这是因为杂质残留在晶体生长炉内或杂质在各半导体层中扩散。
当这种杂质在将要形成通道处混入半导体层时，难以形成具有 高迁移率的通道。这是因为在半导体中用于形成通道的杂质使移动 的载流子M。
相反，为了制造具有高击穿场强度的半导体器件，约100MQ/cm2 的片电阻率可能不够。因此，非专利文件1中所示的现有技^MM^ 能够晶体生长具有足够高绝缘性的半导体，以满足目前所需的更高 性能。此外，非专利文件l没有提出克服该问题的建议。
7为了克服前述缺点而完成本发明。因此，本发明目的是生产一 种场效应晶体管，其具有优异的片电阻率、形成微小电极的确定性 和载流子高迁移率，以及最适合器件的高性能和微型化。
本发明的另一目的是生产一种场效应晶体管，其改善载流子穿 过通道的迁移率，由此改善器件特性。
本发明的另一目的是形成具有优异绝缘性的非掺杂半导体层。
此外，本发明的又一目的是实现具有载流子在通道中传输的高 迁移率的半导体器件和器件的高击穿场强度。
在此，上述各目的可足以通过各发明的其中之一而单独实现， 并且本申请中的各发明不必确保存在立即解决所有问题的解决方案。
解决问题的手段
以下手段可用于克J3良上述缺点。
亦即，本发明第一方面提供一种场效应晶体管，其包括緩冲层 和阻挡层，各緩冲层和阻挡层均由III族氮化物化合物半导体制成并 在緩冲层至阻挡层的界面侧具有通道，所述阻挡层一共包含至少以 下两层(1)和(2)。
(1) 突变界面供应层，构成阻挡层中最下方的半导体层，并 且其组成在緩冲层界面上突然变化；
(2) 电极连接面供应层，构成阻挡层中最上方的半导体层，并 且其上表面形成为平坦的。
一般，阻挡层有时称为载体供应层，緩冲层有时称为基层。本 发明第一方面的緩冲层不是指形成在将通过晶体生长形成的目标半 导体层之间的薄膜半导体层(例如，约250nm厚度的A1N层)和为 了消除或緩解半导体晶体生长领域中的这些层的晶格常数差异的晶
体生长衬底，但是本发明第一方面中的緩冲层(基层)也可以包括 该半导体层。
8例如，当应用由GaN块状晶体制成的半导体生长衬底时，可能 不存在晶格常数差异的问题，但是需要本发明第一方面说明的緩冲 层(基层)。在此，由GaN块状晶体制成的晶体生长衬底可用作本 发明第一方面中的緩冲层(基层)。
在半导体层最上层上形成漏极电极、源极电极和栅极电极。在 此，栅极电极可通过诸如绝缘膜的层而间接形成。各电极的结构可 以是任意的，可以选择和采用考虑欧姆特性和校正的公知和适当的 任意结构。本发明的场效应晶体管可以是任意类型的场效应晶体管， 例如通过改变条件如阻挡层厚度的常通型晶体管和常关型晶体管。
下文说明形成最优结构的各种条件和生产本发明的场效应晶体 管的最优方法。
为了形成载流子迁移率大的通道和最优化各欧姆电极周围阻挡 层的欧姆特性，需要最优化垂直于阻挡层的载流子能量等级(即各 半导体层的能带隙)。并且，为了最优化能量等级，至少以下M(l) 國(3)是非常重要的。
(1) 半导体层的厚度
具体地，通过使构成阻挡层的各半导体层的厚度最优化，阻挡 层可以是适当程度的耗尽层，并且可以在隧道效应中得到最优的载 流子隧道效率。此外，通过使构成阻挡层的各半导体层的厚度最优 化，可以适当保持对于使通道形成和消失的栅极电压控制。简而言 之，通过使各半导体层的厚度最优化，可以改善电子供应和更容易 地控制电子聚集层(通道)。
(2) Al组成比
通过使各半导体层的Al组成比最优化，可以使各半导体层的带 隙能和电子亲合势最优化。基本上，阻挡层的带隙能应该大于緩冲 层的带隙能。因此，为了使用AlxGa^N (0<x《l)形成各阻挡层和 緩冲层，阻挡层的Al组成比x应该大于緩冲层的Al组成比x。优 选的是，阻挡层和緩冲层的带隙能差可以很大。阻挡层的A1组成比可以是使阻挡层欧姆特性最优化的M。
具体地，直接接触欧姆电极(源极电极和漏极电极)的半导体
层可以通过使其Al组成比最优化来保持优异的欧姆特性。 (3 )存在或不存在杂质
通过控制掺杂剂(杂质)存在、不存在或浓度，可以最优化各 半导体的载流子浓度、绝缘性和欧姆特性。为了实现高迁移率，至 少形成通道或存在于通道周围的半导体层优选不掺杂杂质以防止载 流子扩散。而且，需要具有高电阻率的半导体层可以不掺杂任何杂 质。因而，至少是作为緩冲层最上层的半导体层可优选为无掺杂层。
阻挡层可以不必须是无掺杂层。作为选择，阻挡层可以是n-型 层。通过应用n-型阻挡层，可以制造具有本发明-^开的作用和效果 的高质量的本发明场效应晶体管。
因此，最优化各>#*1非常重要的。
已经考虑以上各问题发明了以下各方面。因而，优选采用以下 任意方面来实施本发明。
亦即，本发明第二方面是包含在第一方面中的阻挡层中的各 半导体层由未摻杂的AlxGa^N (0<xSl)制成。
本发明第三方面是包含在第一方面或第二方面中的阻挡层中 的各半导体层由未捧杂的AlxGa^N (0.15众幼.3)制成。
本发明第四方面是包含在第二或第三方面中的各半导体层的 Al组成比x根据沉积顺序而^4^单调递减。
在此，"基M调递减"代表以下递减^K亦即，当函数z-f(N) 由公式"N^N2—f(N0》f(N2)"代表时，其中数字N是独立变量，N！ 和N2是数字N域的任意数字，则函数f是广义上的单调递减函数， 并且独立变量z随数N单调递减。因此，构成阻挡层的全部或部分 的各半导体层的Ai组成比x设定相同也包括在本发明第四方面中。
同样地，当数字N被连续变量如时间t替换时，可以应用上述
公式。亦即，当公式"tft2—Z产f(tO^Z2-f(t2)，，满足预定域中的任意时间^和t2时，非独立变量Z同样随独立变量t单调递减。
本发明第五方面是在本发明第一至第四方面的任一方面中的 阻挡层包括形成在下方的阻挡层第 一层和沉积在阻挡层第 一层上表 面上的阻挡层第二层。
在此，阻挡层第一层是本发明中的突变界面供应层，阻挡层第 二层是本发明中的电极连接面供应层。
本发明第六方面是在第五方面中的阻挡层第一层的厚度山和 阻挡层第二层的厚度(12设置为10mn《d^30mn、 10nm《d2^30nm和 30腿^+ d2《60nm。
本发明第七方面是在第一至第六方面的任一方面中，緩冲层 最上层由未掺杂GaN制成。在此，緩沖层可具有单层结构。此时， 緩冲层自身代表緩沖层最上层。
本发明第八方面是 一种制造场效应晶体管的方法，所述场效 应晶体管包括緩沖层和阻挡层,所述緩沖层和阻挡层均由III族氮化 物化合物半导体制成并在緩冲层至阻挡层的界面侧具有通道，所述 方法包括用于晶体生长阻挡层的晶体生长过程，其中氢气(H2)在 载运阻挡层材料气的载气中的分压比R基本连续减少或基4^逐步减 少，并JL^由公式r^R^r2 (12r户l/4， 1/2〉r^0，r^r2)代表的区域 中，随时间t单调递减。
更优选的是，气体分压R可以基本连续减少或基本逐步减少， 并且在由公式ri^R^r2 (12rpl/2， l/4>r2^0 )代表的区域中，在用于 晶体生长阻挡层的晶体生长过程中，随时间t单调递减。
本发明第九方面是在本发明第八方面中的阻挡层包含总共 m+l个半导体层，每一层通过m次(m21)逐步减少气体分压比R 来由未掺杂的AlxGa^N (0<x《l)制成。
本发明第十方面是在本发明第九方面中的阻挡层具有双层结 构，包括首先沉积的阻挡层第一层，其利用氢气(H2)作为主载气 通过晶体生长而生长；和在其上沉积的阻挡层第二层，其利用稀有
ii气体或包括氮气(N2)的惰性气体作为主载气通过晶体生长而生长。 通过采用本发明的前述方面，前述缺点可被有效或合理克服。 本发明的十一方面是 一种制造场效应晶体管的方法，所述场 效应晶体管包括多个半导体层,各半导体层均由III族氮化物化合物 半导体通过晶体生长制成，所述方法包括形成第一半导体层A的 第一晶体生长过程，通道层沉积和升华在其上表面上或周围；和形 成直接沉积在第一半导体层A上的第二半导体层B的第二晶体生长 过程，其中第二半导体层B的带隙能EB大于第一半导体层A的带 隙能EA,并且第二半导体层B的晶体生长条件至少在第二晶体生长 过程的早期阶段设置为限制形成第一半导体层A上表面的原子升华 的晶体生长务fr。
在此，因为根据应用于预定栅极电极的栅极电压开/关状态来形 成或移除通道层(的电子气层)，因此通道层不可以是制造过程中直 接控制的目标。通道层的电子气层是厚度约IOOA的电子气层并且 置于第一半导体层A和第二半导体层B之间的界面周围。
决定晶体生长条件限制形成第一半导体层A上表面的原子升华 的重要参数是例如晶体生长温度、各材料气的分压、栽气种类、各 载气分压、V/III比和晶体生长速率，尤其是当包含容易升华的原子 例如GaN晶体中的Ga原子时，三曱差」缘(TMG)的分压i殳置为相 对或绝对高。
本发明第十二方面是在本发明第十一方面中的第二半导体层 B的晶体生长温度TB低于第一半导体层A的晶体生长温度TA。
本发明第十三方面是在本发明第十一或十二方面中的第二半 导体层B的晶体生长压力PB约等于第一半导体层A的晶体生长压 力Pa。
本发明第十四方面是第一半导体层A由二元或三元未掺杂的 AlxGaLXN( 0《x<l )制成，第二半导体层B由三元未掺杂的AlyGa^N (x<y《l)制成。
12本发明第十五方面是在本发明第十四方面中的第一半导体层 A和第二半导体层B的晶体生长温度Ta和TB分别满足式 "950°C《TB<TA，，，其中铝组成比x为约0,铝组成比y为0.15-0.30， 并且第一半导体层A和第二半导体层B的晶体生长压力Pa和Pb分 别为约常压。
本发明第十六方面是在本发明第十一至十五方面的任一方面 中的第一半导体层A的晶体生长温度1\为1200。C或更低。
本发明第十七方面是在本发明第十一至十六方面的任一方面 中的第一半导体层A的晶体生长温度TA比所述第二半导体层B的 晶体生长温度TB高50'C或更多。优选该温差范围可以是 50'C-150'C。
本发明第十八方面是在本发明第十一至十七方面的任一方面 中的第二半导体层B的晶体生长温度Tb滿足式 "950。C《TB<1050。C"。
本发明第十九方面是在本发明第十八方面中的第一半导体层 A的晶体生长温度TA满足式"1050。C《TA〈1150'C"。
本发明第二十方面是 一种场效应晶体管，其包含多个半导体 层，各半导体层由III族氮化物化合物半导体通过晶体生长制成，所 述场效应晶体管包含第一半导体层A，在其上界面上或周围沉积 和升华通道层；和第二半导体层B，其直接沉积在所述第一半导体 层A上，其中所述第二半导体层B的带隙能EB大于所述第一半导 体层A的带隙能EA，并且通过限制形成所述第一半导体层A上表 面的原子升华，使所述第一半导体层A上表面形成得基本平坦。
本发明第二十一方面是在本发明第二十方面中的第一半导体 层A由二元或三元未掺杂的AlxGa^N (0《x<l)制成，第二半导体 层B由三元未掺杂的AlyGa^yN (x<y《l)制成。
本发明第二十二方面是在本发明第二十一方面中的铝组成比 x为约0，所述铝组成比y为0.15-0.30。本发明第二十三方面是在本发明二十至二十二方面的任一方 面中的第二半导体层B的厚度为lnm或更大。更优选第二半导体层 B的厚度可以为5nm或更大。
通过采用本发明的前述方面，前述缺点可祐^有效或合理克月艮。 本发明第二十四方面是 一种在由AlxGa^N (0-x《1)通过晶 体生长制成的晶体生长面上晶体生长高电阻率半导体层A (即具有 高电阻率的半导体层)的方法，其中所述高电阻率半导体层A由未 掺杂的AlxGai_xN (0《x《l)制成，并且所述高电阻率半导体层A的 晶体生长温度至少在晶体生长过程的早期阶段设定为 1120'C-1160'C。
在此，晶体生长过程的早期阶段大约是高电阻率半导体层A的 晶体生长开始的第一分钟。
本发明第二十五方面是在本发明第二十三方面中的高电阻率 半导体层A的晶体生长速率至少在晶体生长过程的早期阶段为 65nm/分钟或更高。
本发明第二十六方面是在本发明第二十四或二十五方面中的 高电阻率半导体层A由未掺杂的GaN晶体制成。
本发明第二十七方面是在本发明二十四至二十六方面的任一 方面中的高电阻率半导体层A的晶体生长速率至少在晶体生长过程 的早期阶段为100nm/分钟或更低。
本发明第二十八方面是在本发明二十四至二十七方面的任一 方面中的高电阻率半导体层A的晶体生长速率至少在晶体生长过程 的早期阶段为70nm/分钟-卯nm/分钟。
本发明第二十九方面是在本发明二十四至二十八方面的任一 方面中的高电阻率半导体层A的晶体生长温度至少在晶体生长过程 的早期阶段设定为1130'C-1150°C。更优选的是，晶体生长温度可以 是1130'C-1140。C。
本发明第三十方面是在本发明二十四至二十九方面的任一方
14面中的反应室中供应的晶体材料气的V/III比率至少在所述高电阻 率半导体层A的晶体生长过程的早期阶段为1400-1550。
在此，晶体材料气的V/III比率代表包含在将要结晶生长的单 位体积半导体层中的V族元素晶体材料气的摩尔数与包含在将要结 晶生长的单位体积半导体层中的III族元素晶体材料气的摩尔数之 比。
本发明第三十一方面是 一种由未摻杂的AlxGa^N (0&《1) 制成的III族氮化物化合物半导体，其通过^^发明二十四至三十方面 的任一方面中的晶体生长方法制造并具有lxio8Ocm或更高的电阻率。
本发明第三十二方面是 一种场效应晶体管，包含晶体生长 衬底；由III族氮化物化合物半导体制成的緩冲层和阻挡层，其形成 在所述晶体生长衬底上；和形成在所述緩冲层朝向所述阻挡层的界 面侧的通道，其中至少部分所述緩冲层包含高电阻率半导体A，其 由未掺杂的AlxGa^N (0《x《l)制成并具有lxl08Ocm或更高的电 阻率。
本发明第三十三方面是 一种半导体器件，其通过沉积多个半 导体层形成，各半导体层在晶体生长衬底上由III族氮化物化合物半 导体制成，所述半导体器件包含高电阻率层，其防止或抑制电流 泄漏，其中所述高电阻率层由高电阻率半导体层A制成，所述高电 阻率半导体层A由未掺杂的AlxGai_xN (O^x^l)制成并具有 lxloSQcm或更高的电阻率。
通过采用本发明的前述方面，前述缺点可^L有效或合理克月良。
发明效果
通过本发明得到的效果如下。
根据本发明第一方面，突变界面供应层能够保持优异的阻挡层 结晶度，并且阻挡层和緩冲层之间的界面周围的半导体晶体组成突然变化。
此外，电极连接面供应层能够保持优异的阻挡层表面的平坦度 和平滑度。
保持阻挡层和緩冲层之间的界面周围的组成突变对于限制栽流 子迁移率下降有效果，栽流子迁移率下降是由于当载流子在通道中 传输时载流子扩m成的。
结果，根据本发明第一方面，在界面周围形成的通道中传输的 载流子的迁移率、各种电特性例如场效应晶体管的片电阻率可以制 造得非常出色。而且，可以出色地保持阻挡层表面的平坦度和平滑 度，这改善栅极电极的附着性。结果，栅极电极的附着性得到改善， 并且可以容易地通过应用栅极电压来改善控制场效应。
根据本发明第二方面，阻挡层可以获得更大的带隙能。緩冲层
可以不必包含包括铟(In)的半导体晶体，以得到阻挡层带隙能和 緩冲层带隙能之间更大的带隙能差。结果，根据本发明第二方面， 阻挡层和緩冲层之间的界面几乎可以不变粗糙。简而言之，根据本 发明第二方面，阻挡层和緩冲层之间的界面可以更加确保平坦和平 滑，这是因为本发明第一方面的协同作用和效果，这能够更加确定 保持优异的载流子迁移率。
此外，有用的是阻挡层形成为未掺杂层，以^t具有优选的半导 体器件击穿场强度。
当包括铟(In)的半导体晶体通过晶体生长形成时，半导体晶 体和沉积在其上的其它半导体层之间的界面倾向于变粗糙。这可以 很容易M以下参考文件中理解。
(1) 日本公开专利申请Hll-068159
(2) 日本公开专利申请119-139543
(3) 日本公开专利申请118-88432 根据本发明第三方面，可以或更加容易最优化通道周围的电势
曲线。具体地，铝组成比的下限有必要确保形成通道，而铝组成比的上限有必要得到优异的欧姆电极。
更优选的是，该方面可以与本发明第七方面一^^应用。 根据本发明第四方面，阻挡层带隙能和緩沖层带隙能之差可保 持得更大。结果，可以或更加容易最优化通道周围的电势曲线。具 体地，直接连接欧姆电极的半导体层可以通过最优化电子亲合势来 保持优异的欧姆特性。
更优选的是，该方面可以与本发明第三和第七方面一起应用。 根据本发明第五方面，本发明的场效应晶体管的阻挡层可以具 有双层结构。亦即，阻挡层的第一层形成突变界面供应层，阻挡层 的第二层形成电极连接面供应层。亦即，包含各自具有不同优点的 突变界面供应层和电极连接面供应层的阻挡层可以通过沉积最小化 的层来得到。
简而言之，采用该结构是提供本发明的场效应晶体管最容易的 方式。结果，才艮据本发明第五方面，可以高效生产对于微型化和具 有高性能具有显著优点的本发明场效应晶体管。
根据本发明第六方面，最优化阻挡层的总厚度，还可以最优化 阻挡层的欧姆特性。但是，当电极连接面供应层(阻挡层的第二层) 过薄时，阻挡层表面很难变得平坦和平滑。因为各沉积层的厚度不 均匀导致对器件特性的不利影响，这需要注意。
亦即，本发明第六方面提供阻挡层第一层和阻挡层第二层经验 性和总体最优化的各个合适范围。
此外，为了提供高迁移率，至少将要形成通道的半导体层可以 不用掺杂杂质，以防止载流子扩散。而且，需要高电阻率的半导体 层可以不掺杂任何杂质。因此，尤其是形成至少緩沖层的最上层的 半导体层是未掺杂层。因此，本发明第七方面是有用的。
根据本发明第七方面，緩冲层的最上层由GaN制成。因而，当 緩冲层的最上层由不包括锢的半导体(AlxGai-xN (0&《1))制成时， 所述最上层的带隙能可以最小化。如上所述，铟(In)不用于形成所述最上层，以防止緩沖层和阻挡层之间的界面粗糙。因此，GaN
是提供最小带隙能的半导体。
结果，4艮据本发明第七方面，可以形成所需通道。 根据本发明第八方面，气体分压比R在晶体生长过程中逐步或
连续单调递减。由此，可以或更加容易地不仅制造根据本发明第一
方面的场效应晶体管，而且制造具有等同器件性能且包含具有单层 结构的阻挡层的场效应晶体管。例如，为了制造包含具有单层结构 的阻挡层的场效应晶体管，上述气体分压比R可以均匀和连续地单 调递减。
本发明第八方面如上所述效果良好的原因在于气体分压比R越 高，则上述突变界面供应层就倾向于形成得越优异。在此，界面突 然变化对于在通道中传输的电子的迁移率有利。而且，界面表面平 坦和平滑是有利的，因为可以或更加容易地使电极比现有电极微型 化。
根据本发明第九方面，气体分压比R逐步下降m次并且是单调 的，这能够制造根据本发明第一方面的优异的场效应晶体管。
根据本发明第十方面，可以或更加容易地制造根据本发明第五 方面的场效应晶体管。气体分压比R越高，则突变界面供应层就倾 向于形成得越优异。气体分压比R越低，则电极连接面供应层就倾 向于形成得越优异。因此，根据本发明第十方面，可以得到具有显 著优异的器件特性的场效应晶体管。
根据本发明第十一方面，第二半导体层B的晶体生长务fr至少 在第二晶体生长过程的早期阶^Li殳置为限制形成第一半导体层A上
表面的原子升华的晶体生长条件。结果，由于形成第一半导体层A 上表面的原子升华导致的第一半导体层A的界面粗糙可以很好地被 防止。因此，第一半导体层A的上表面(即第二半导体层B的下表 面)至少在显微镜尺度上变得平坦，改善在通道中传输的载流子的 迁移率，并且增加导通状态下的电流。因此，可以改善场效应晶体
18管的器件特性。
根据本发明第十二方面，第二半导体层B的晶体生长温度TB 设定得低于第一半导体层A的晶体生长温度TA，这能够很好地限制 形成第一半导体层A上表面的原子升华。
根据本发明第十三方面，第二半导体层B的晶体生长压力PB 大致对应于第一半导体层A的晶体生长压力PA，这能够非常容易和 有效地限制形成第一半导体层A上表面的原子升华。
根据本发明第十四方面，第二半导体层B的带隙能Eb可有必 要和充分大于第一半导体层A的带隙能EA，可以很容易地得到具有 稳定的晶体结晶度的半导体层A和B的结构和具有稳定的表面状态 例如平坦的界面。
因此，才艮据本发明第十四方面，可以很容易地和确定地制造具 有优异工作特性的场效应晶体管。
更一般而言，铟(In)可以包括在形成半导体层A的III族氮 化物化合物半导体中。采用这种材料可以不必对保持半导体层A和 B之间的更大带隙能差不利。然而，如上述公开专利申请(1)和(3) 所示，为了容易和确定地形成平坦和稳定的界面，半导体层A和半 导体层B都不可以优选包括铟(In)。
根据本发明第十五方面，可以更加容易和确定地得到必需和足 够的带隙能差(Eb-Ea)，而且半导体层A和B可具有稳定的晶体质 量和界面条件例如平坦。结果，^L据这些条件，可以很容易地和确 定地制造具有优异工作特性的场效应晶体管。
更优选的是，可以采用根据本发明第十六至十九方面中任一方 面的方法。通过本发明人的试验和發溪，实验性得到这些方面中的 各个合适范围。因而，采用这些方法，可以制造具有总体优异条件 的半导体器件，例如带隙能设计如通道、在通道中传输的载流子的
迁移率、对于形成/取消通道的可控性和各半导体层的晶体质量。 根据本发明第二十方面，可以很容易地和确定地制造根据本发明第一方面的具有优异工作特性的场效应晶体管。
根据本发明第二十一方面，可以很容易地和确定地制造根据本 发明第十四方面的具有优异工作特性的场效应晶体管。更优选的是，
第一半导体层A的铝组成比x为约0，第二半导体层B的铝组成比 y为0.15-0.30。优选地，第二半导体层B的厚度为lnm或更大，更 优选为5nm或更大。
通过采用这些条件，可以得到具有显著优异的电特性的场效应 晶体管。
根据本发明第二十四方面，通过晶体生长形成具有高电阻率的 半导体层，这能够使半导体层(高电阻率的半导体层A)具有比现 有半导体层更高的绝缘性。结果，才艮据本发明第二十四方面，可以 形成具有界面上表面的优异平坦度和优异结晶度的理想未掺杂的高 电阻率层。
可以在这种晶体生长条件下形成具有高绝缘性的半导体层的原 理尚未充分阐明，但可能是因为现有形成在成核层和传统上通过晶 体生长沉积在其上的半导体层之间的界面状态^艮难形成在这些晶体 生长条件下，导致形成在界面周围的现有导电层消失。仅在高电阻 率半导体层A的晶体生长过程的初始阶段才深入地涉及形成界面状 态的过程，并且该期间可以是晶体生长过程的约第一分钟。
更优选的是，高电阻率半导体层A的晶体生长速率至少在晶体 生长过程的早期阶段为65nm/分钟或更高(本发明第二十五方面)。 亦即，通过至少在高电阻率半导体层A的晶体生长过程的早期阶段， 在这种相当高的生长速率下晶体生长高电阻率半导体层A，可以更 加确定地得到上述作用和效果。
根据本发明第二十六方面，高电阻率半导体层A可包含未掺杂 的GaN。未掺杂的GaN半导体层作为任意半导体器件的^i衬底 或基层是非常有用的。例如，如本发明以下实施例所示，未掺杂的 GaN半导体层可用作场效应晶体管的緩冲层。因此，根据本发明第
20二十六方面，可以制造在工业领域明显有用的GaN制成的高电阻率 半导体层。
根据本发明第二十七方面至第十三方面的晶体生长务ff可用于 高电阻率半导体层A的任意铝组成比x，尤其是它们被i殳定为对 GaN晶体最优化(x=0 )。
例如，高电阻率半导体层A的晶体生长速率优选为100nm/分钟 或更低(本发明第二十七方面)。由此，可以改善高电阻率半导体层 A的结晶度，同时保持高电阻率半导体层A的优异绝缘性。此外， 高电阻率半导体层A表面的上侧可以保持出色的平坦和平滑。
因此，当利用该高电阻率半导体层A形成场效应晶体管的緩冲 层时，在通道中传输的栽流子4艮难扩散。这能够制造具有高载流子 迁移率的器件。
更优选的高电阻率半导体层A的晶体生长速率可以为70nm/分 钟-卯nm/分钟(本发明第二十八方面)。
更优选的高电阻率半导体层A的晶体生长温度可以是 1130。C-1150。C (本发明第二十九方面)。
为了实际上和更容易地实现本发明的晶体生长条件，晶体材料 气的V/III比率可以是1400-1550 (本发明第三十方面)。
根据这些晶体生长条件，可以更加确定地形成具有界面上侧的 优异平坦度和优异结晶度的理想未掺杂的高电阻率层。亦即，这些 晶体生长条件成为提供两个不同问题的解决方案的极其重要的条 件那就是，保持界面或半导体层表面平坦；和保持半导体器件的 击穿场强度。
利用满足这些务fr的未掺杂的高电阻率层，可以在场效应晶体 管中形成具有优异质量的緩冲层，这导致改善器件的工作特性和击 穿场强度。
当成核层或晶格常数差异緩和层的晶体生长温度低于800'C时， 为高电阻率半导体层A换:供晶体生长面的半导体层(成核层)的核密度和各个核的形状被最优化，可以改善在半导体和高电阻率半导
体层A之间的界面周围的高电阻率半导体层A的所需ELO生长或 面生长。结果，高电阻率半导体层A的结晶度和绝缘性均可以得到 良好保持。这对于包括蓝宝石衬底的器件有用，也对包括其它衬底 的器件有用。
优选地，半导体(成核层)的生长温度可以是600'C或更低， 更优选400。C或更低。可以在这种生长温度范围下得到所需结果的 原因可能是因为成核层的核密度和各个核的形状在该^下被最优 化。
以下参考文献1涉及面生长或ELO生长的作用。 (参考文献1 ) Amano and Akasaki， "Group III nitride compound on sapphire substrate" Applied physics, Vol. 68, No. 7 (1999), p. 700-772。
通过上述方法或本发明第二十四至三十方面中任一方面制造的 III族氮化物化合物半导体层(即高电阻率半导体层A)具有 lxloSQcm或更高的显著高电阻率，因此这些半导体在工业领域非常 有用(本发明第三十一方面)。
根据本发明第三十二方面，可以在场效应晶体管中形成具有界 面上侧的优异平坦度和优异结晶度的理想未掺杂的高电阻率层。结 果，具有高性能和高迁移率的目标场效应晶体管的击穿场强度可以 保持得比现有器件中的更大。
根据本发明第三十三方面，可以形成具有面上侧的优异平坦度 和优异结晶度的理想未摻杂的高电阻率层。结果，不仅可以在目标 半导体器件中至少保持高电阻率层的晶体质量，而且目标半导体器
件的击穿场强度可以保持得比现有器件中的更大。


图l是根据本发明第一实施方案的场效应晶体管100的截面图。
22图2是在第一实施方案中供应载气的图。 图3是当层1042具有厚度d2时各表面的显微图。 图4A是示出层1042的厚度d2与其表面^l^之间关系的图。 图4B是示出层1042的厚度d2与片电阻率之间关系的图。 图5是根据本发明第二实施方案的场效应晶体管200的截面图。 图6是当层2042具有厚度d2时各表面的显微图。 图7A是示出层2042的厚度d2与其表面Wt度之间关系的图。 图7B是示出层2042的厚度d2与片电阻率之间关系的图。 图8是在改进的实施方案1中供应栽气的图。 图9是在改进的实施方案2中供应载气的图。 图IO根据本发明第三实施方案的场效应晶体管100的截面图。 图11示出在场效应晶体管100中半导体层A和B的晶体生长 条件的表。
图12是现有场效应晶体管10的截面图。
图13是包含根据本发明第四实施方案的未掺杂高电阻率半导 体层13的样品IO的截面图。
图14是示出高电阻率半导体层13的晶体生长温度与漏电流之 间关系的图。
图15是示出高电阻率半导体层13的晶体生长温度与FWHM 之间关系的图。
图16是包含根据本发明第五实施方案的未掺杂高电阻率半导 体层23的样品20的截面图。
图17A是示出高电阻率半导体层23的晶体生长速率与漏电流 之间关系的图。
图17B是示出高电阻率半导体层23的晶体生长速率与漏电流之 间关系的表。
图18是根据本发明第六实施方案的场效应晶体管600的截面图。图19是根据本发明第七实施方案的场效应晶体管700的截面图。
具体实施例方式
l.说明本发明的第一至第十方面。
可以4吏用稀有气体(He、 Ne、 Ar、 Ke、 Xe、 Rn)、氮气(N2) 或这些气体的混合物作为晶体生长阻挡层的惰性气体。用作惰性气 体的这些气体混合物可以具有任意混合比。当使用氲气(H2)、氮气 (N2)或稀有气体作为主载气(即载气的主要成分)时，即使少量 或一些其它气体混入载气中，只*何不希望的原子或元素没有保 留在或混入将要晶体生长的半导体晶体中即可。
当用于晶体生长衬底的材料包含在本发明的场效应晶体管中
时，考虑热稳定性和热辐射，碳化硅(SiC)可能是最优选的。其它 考虑制造成本时，也可以使用蓝宝石或硅(Si)。虽然，考虑热稳定 性和热辐射，GaN不那么优选，但是使用GaN不会特别阻止本发 明实施。
欧姆电极和肖特基电极可以通过公知任意方法形成。例如，如 上所述，欧姆电极可以通过薄绝缘膜形成在阻挡层的最上层上。 以下将参考具体实施方案说明本发明。 然而，本发明并不限于下述实施方案。
实施方案l
图l是根据本发明第一实施方案的场效应晶体管100的截面图。
场效应晶体管ioo是通过晶体生长顺序沉积m族氮化物化合物半导
体层形成的半导体器件，晶体生长衬底101由厚约300nm的蓝宝石 制成。在晶体生长衬底101上，形成AlN制成的约40nm厚的A1N 层102。 A1N层102緩和晶体生长衬底101和形成在A1N层102上 的半导体层103之间的晶格常数失配。在A1N层102上，形成约2nm厚的未掺杂GaN半导体层103。 半导体层103和A1N层102在下文中通常称作緩冲层。緩冲层(包 括A1N层102和半导体层103 )是在权利要求书中称为緩冲层的半 导体层。
此外，在半导体层103上，形成约40nm厚的未掺杂Al。.2Ga0.8N 半导体层104。确定半导体层104的厚度(约40nm),使得栽流子 (电子)从欧姆电极(105和107) ii^形成在阻挡层和緩沖层之间 或层1041和层103之间的界面上的通道的随道效应变得确定和优 选。
半导体层104包括两层，或总共约30nm厚的突变界面供应层 1041和约10nm厚的电极连接面供应层1042。这两层的每一层都由 Al0.2Ga。.8N半导体制成。突变界面供应层1041利用112作为载气通 过晶体生长形成，电极连接面供应层1042利用N2作为载气通过晶 体生长形成。
105、 106和107分别代表源极电极(欧姆电极)、栅极电极(肖 特基电极)和漏极电极(欧姆电极)。各欧姆电极(源极电极105和 漏极电极107)通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的钛(Ti)制成的 薄金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的铝(Al)制 成的金属层而形成。这些欧姆电极极好地相互附着并通过在 70(TC-卯0'C温度下少于1秒钟的快速退火热处理而^ir化。；fet极电 极106是肖特基电极，其通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的镍(Ni) 制成的金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的金 (Au)制成的金属层而形成。
以下^明一种制造场效应晶体管100的方法，参考本发明的主 要特性(半导体层1041和1042 )。
场效应晶体管100中的各半导体层(半导体层102、 103和104 ) 通过气相沉积晶体生长，又称作金属有机物气相外延(下文中简称 为MOVPE)来形成。使用以下气体载气(H2或N2)、氨气(NH3)、
25三曱基镓(Ga(CH3)3)和三甲基铝(A1(CH3)3)。
在本发明中，使用金属有机物气相外延(MOVPE )作为晶体 生长半导体层的方法。至于其它生长方法，有用的是分子束外延 (MBE)和卣化物气相生长(HVPE )。
图2示出当在第一实施方案中形成阻挡层104 (即突变界面供 应层1041和电极连接面供应层1042)时的载气供应量。图2中的 纵座标轴示出氢气(H2)在载气中的分压比R，横坐标轴示出晶体 生长时间。时间t一表示突变界面供应层1041的晶体生长开始时间， 时间t 表示电极连接面供应层1042的晶体生长结束时间。此外， 根据以下晶体生长条件沉积阻挡层。 (阻挡层104的晶体生长条件) (1)突变界面供应层1041
(a) 载气H2 (R l)
(b) 晶体生长温度1000'C
(c) 晶体生长压力1013hPa (晶体生长炉中的总压力) (2 )电极连接面供应层1042
(a) 载气N2 (R 0 )
(b) 晶体生长温度1000。C
(c) 晶体生长压力1013hPa (晶体生长炉中的总压力)
图3示出阻挡层104的总厚度(d一d2)固定为400A时，利用 电极连接面供应层1042的厚度(12作为>#*，使用原子力显微镜拍 摄的电极连接面供应层1042表面图像(表面形态)的5种显微图 (d产OA-糊A )。
图4A示出电极连接面供应层1042的厚度d2与各表面的^U^JL 之间的关系。纵轴代表特定方向上电极连接面供应层1042表面的粗 糙度波动图案的标准化均方根，采用当d2=0A (即标准化表面粗糙 度=1 )或当整个阻挡层104仅由厚度约400A的突变界面供应层1041 形成时的值作为标准值。图4B是表示在形成栅极电极106之前的场效应晶体管100的片 电阻率标准化值与采用与图4A相同的当d2=0A(即标准化的片电阻
率值=1)的值为标准值的厚度d2之间的关系的图。
#>据这些图，当阻挡层104的总厚度为400A时，电极连接面 供应层1042的厚度(12优选为约100A-300A,更优选约150A-200A。
通过根据上述条件形成阻挡层104，本发明第一实施方案的场 效应晶体管100可保持优异的电特性例如片电阻率和优异的表面平 坦性，与现有技^M目比能够使电极更有效地微型化。
并且，可以在2GHz频带处得到200W或更高的输出特性。
实施方案2
图5是根据本发明第二实施方案的场效应晶体管200的截面图。 场效应晶体管200是通过晶体生长顺序沉积III族氮化物化合物半导 体层形成的半导体器件。晶体生长衬底201由厚约400fim的碳化硅 (SiC )制成。在晶体生长衬底201上，形成约0.2nm厚的A1N层 202。 A1N层202消除或緩和晶体生长衬底201和形成在A1N层202 上的半导体层203之间的晶格常数失配。
在A1N层202上，形成约2|nm厚的未掺杂GaN半导体层203。 半导体层203和A1N层202在下文中通常称作緩冲层。緩冲层(包 括层202和层203 )是在权利要求书中称为緩冲层的半导体层。
此外，在半导体层203上，形成约40nm厚的未掺杂Al。.25Ga。.75N 半导体层204。确定半导体层204的厚度(约40nm)，使得载流子 (电子)从欧姆电极(205和207) 1形成在阻挡层和緩冲层之间 或层2041和层203之间的界面上的通道的隧道效应变得确定和优 选。
半导体层204包括两层，或总共约10nm厚的突变界面供应层 2041和约30nm厚的电极连接面供应层2042。这两层的每一层都由 Al0.25Ga。.75N半导体制成。突变界面供应层2041利用112作为载气通
27过晶体生长形成，电极连接面供应层2042利用N2作为载气通过晶体生长形成。
205、 206和207分别代表源极电极(欧姆电极)、栅极电极(肖特基电极)和漏极电极(欧姆电极)。各欧姆电极(源极电极205和漏极电极207)通过气相沉积法沉积约100A厚度的钛(Ti)制成的薄金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的铝(Al)制成的金属层而形成。这些欧姆电极极好地相互附着并通过在700'C-900'C温度下少于1秒钟的快速退火热处理而^r化。栅极电极206是肖特基电极，其通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的镍(Ni)制成的金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的金(Au)制成的金属层而形成。
以下说明一种制造场效应晶体管200的方法，参考本发明的主要特性(半导体层2041和2042 )。
场效应晶体管200中的各半导体层(半导体层202 、 203和204)通过气相沉积晶体生长，又称作金属有机物气相外延(下文中简称为MOVPE)来形成。使用以下气体载气(H2或N2)、氨气(NH"、三甲基镓(Ga(CH3)3)和三甲基铝(A1(CH3)3)。
在本发明中，使用金属有机物气相外延(MOVPE)作为晶体生长半导体层的方法。至于其它生长方法，有用的是分子束外延(MBE )和卣化物气相生长(HVPE )。
图2示出当在第一实施方案中形成阻挡层204 (即突变界面供应层2041和电极连接面供应层2042)时的载气供应量。图2中的纵座标轴示出氢气(H2)在载气中的分压比R，横坐标轴示出晶体生长时间。时间1=0表示突变界面供应层2041的晶体生长开始时间，时间t、表示电极连接面供应层2042的晶体生长结束时间。
此外，根据以下晶体生长条件沉积阻挡层。(阻挡层204的晶体生长条件)(1)突变界面供应层2041(a) 载气H2 (R l)
(b) 晶体生长温度1000'C
(c) 晶体生长压力1013hPa (晶体生长炉中的总压力)(2)电极连接面供应层2042
(a) 载气N2 (R 0 )
(b) 晶体生长温度1000'C
(c) 晶体生长压力1013hPa (晶体生长炉中的总压力)
图6示出当阻挡层204的总厚度(drNi2)固定为40nm时，利用电极连接面供应层2042的厚度(12 (A)作为^lt,使用原子力显微镜拍摄的电极连接面供应层2042表面图像(表面形态)的2种显微图(d2-0腿和30腿)。
图7A示出电极连接面供应层2042的厚度d2与各表面的WUL之间的关系。纵轴代表特定方向上电极连接面供应层2042表面的粗糙度波动图案的标准化均方根，采用当d2=0A (即标准化表面粗糙度=1 )或当整个阻挡层204仅由厚度约40nm的突变界面供应层2041形成时的值作为标准值。
图7B是表示在形成栅极电极206之前的场效应晶体管200的标准化片电阻率值与采用与图4A相同的当d2=0A(即标准化的片电阻
率值=1)的值为标准值的厚度(12之间的关系的图。
如这些图所示，阻挡层可包含双层结构，包括突变界面供应层2041和电极连接面供应层2042，以便提供目标电特性和高度且理想的电极微型化。
通过根据上述条件形成阻挡层204，本发明第二实施方案的场效应晶体管200可保持优异的电特性例如片电阻率和优异的表面平坦性，与现有技^M目比能够使电极更有效地微型化。
其它改进实施方案
虽然本发明已经参考以上实施方案作为最实际和最优实施方案说明本发明，但是本发明不限于此，可以适当改进而不背离本发明的精神。
改进实施方案1
例如，在第一实施方案中，如图2所示，氢气在载气中的分压比R立刻从约1下降至约0。作为选择，氢气在载气中的分压比R可以均勻和连续下降，如图8所示。此时，阻挡层104不可以具有其中突变界面供应层1041和电极连接面供应层1042相互清晰区分的双层结构，但是场效应晶体管具有几乎等同于上述场效应晶体管100的性能。
改进实施方案2
作为选择，氢气在载气中的分压比R可以逐步和单调降低。进一步可选择的是，分压比R的下降过程可以是平滑和连续下降与突然和逐步下降的组合。如图9所述的实施方案可包括各下降过程的这种组合。
通过采用任意的这些务降，根据本发明方法可以得到本发明的作用和效果。
2.第十一至二十三方面的说明
当用于晶体生长衬底的材料包含在本泉明的场效应晶体管中
时，考虑热稳定性和热辐射，碳化硅(SiC)可能是最优选的。作为选择，也可以使用蓝宝石、硅(Si)或GaN来形成衬底。
欧姆电极和肖特基电极可以通过公知任意方法形成。
以下将参考具体实施方案说明本发明。
然而，本发明并不限于下述实施方案。
实施方案3
30图IO是第三实施方案的场效应晶体管300的截面图。场效应晶体管300是通过晶体生长顺序沉积III族氮化物化合物半导体层形成的半导体器件，晶体生长衬底301由厚约500pm的碳化硅(SiC )制成。在晶体生长衬底301上，形成AlN制成的约(K3nm厚的A1N层302。
在A1N层302上，形成约2fim厚的未掺杂GaN半导体层303。半导体层303对应于本发明第一实施方案中的第一半导体层A。在半导体层303上(第一半导体层A)，形成约35nm厚的未掺杂Al0.25Ga。.75N的半导体层304，其对应于本发明第一实施方案中的第二半导体层B。确定半导体层304 (第二半导体层B)的厚度，4吏得当栅极处于接通状态时，从欧姆电极(305和307) i^X在半导体层A和B之间的界面上形成的通道的载流子(电子)的隧il^t应变得确定和优选。
305、 306和307分别代表源极电极(欧姆电极)、栅极电极(肖特基电极)和漏极电极(欧姆电极)。各欧姆电极(源极电极305和漏极电极307)通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的钛(Ti)制成的薄金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的铝(Al)制成的金属层而形成。这些欧姆电极极好地相互附着并通过在700'C-卯0'C温度下少于1秒钟的快速退火热处理而^T化。栅极电极306是肖特基电极,其通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的镍(Ni)制成的金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的金(Au)制成的金属层而形成。
以下说明一种制造场效应晶体管300的方法，参考本发明的主要特性(半导体层303和304 )。
场效应晶体管300中的各半导体层(半导体层302 、 303和304 )通过气相沉积晶体生长，又称作金属有机物气相外延(下文中简称为MOVPE )来形成。使用以下气体载气(H2或N2 )、氨气(NH3 )、三甲基镓(Ga(CH3)3)和三甲基铝(A1(CH3)3)。
31在本发明中，使用金属有机物气相外延(MOVPE )作为晶体生长半导体层的方法。至于其它生长方法，有用的是分子束外延(MBE )和卣化物气相生长(HVPE )。
图11示出第三实施方案中场效应晶体管300的半导体层A和b的晶体生长条件。如图ll所示，厚度约2nm并包含在场效应晶体管300中的半导体层303 (或本发明中的第一半导体层A)的晶体生长根据以下晶体生长^Hf进行。(半导体层A的晶体生长条件)(1)晶体生长温度TA: 1100'C(2 )晶体生长压力PA: 1013hPa接着，厚度约0.35 jrni并由未掺杂Al。.25Ga。.75N晶体制成的半导体层304 (或第二半导体层B)的晶体生长才艮据以下晶体生长M进行。
(半导体层B的晶体生长条件)
(1) 晶体生长温度TB: 1000'C
(2) 晶体生长压力PB: 1013hPa
第三实施方案的最大特征在于第一和第二半导体层A和B (半导体层303混入304)的各晶体生长温度Ta和TB以及各晶体生长压力Pa和Pb分別滿足下式(2)。下式(1)代表现有晶体管10的制造过程中的晶体生长条件。
(现有发明中的晶体生长条件)
TB>TA,
PB<PA …(l)
(第三实施方案中的晶体生长条件)1000'C=TB<TA=1100。CPb-Pa-(常圧) …(2)通过釆用这种晶体生长4Hf，在半导体层303(第一半导体层A)沉积至厚度为2pm之后，晶体生长炉中的晶体生长温度下降，晶体生长压力保持在几乎常压下。结果，可有效抑制形成半导体层303(第一半导体层A)上表面的原子升华。因此，通过采用上述晶体生长条件，可有效防止半导体层303和304之间界面的M。
结果，如图11所示，在本发明的场效应晶体管300中，导通状态电流I可从0.7A/mm升高至1.0A/mm，片电阻率p可从6500/口下降至450Q/口 ，通道迁移率p可从1000cm2/Vsec升高至1500cm2/Vsec。
这些电特性具有极高性能，使得通道层(两维电子气)的片浓度为约lxlO"cnT2。简而言之，通过采用本发明第三实施方案的场效应晶体管300的结构及其制造方法，相对于现有技术，可以显著提高器件的电特性。
其它改进实施例
虽然本发明已经参考以上实施方案作为最实际和最优实施方案说明本发明，但是本发明不限于此，可以适当改进而不背离本发明的精神。
改进实施例1
例如，在第一实施方案中，半导体层A (半导体层303)和半导体层B (半导体层304 )之间的界面几乎是平面。界面可优选尽可能在#^见尺度上平坦，但可以不必须是^^见尺度平坦的。例如，这两个半导体层之间的界面可以是曲面，其部分是曲率半径相当大的大致球面。进一步作为选择，这两个半导体层之间的界面可以是高低不平的和非平坦表面的，其具有合适的倾斜、合适的各壁间的间距和合适的重复率。这些4Ht是任意设计的形成各场效应晶体管的条件,可以利用根据本发明的任意界面来防止半导体层A表面扭陵。平滑效应能够提供本发明的作用和效果。3.第二十四至第三十三方面的说明
在本发明中，使用金属有机物气相外延(MOVPE )作为晶体生长半导体层的方法。至于其它生长方法，有用的是分子束外延(MBE )和卣化物气相生长(HVPE )。
至于在晶体生长过程中载运半导体层的晶体材料气的载气，不仅可以使用H2气也可以使用惰性气体。稀有气体(He、 Ne、 Ar、Ke、 Xe、 Rn)、氮气(N2)或这些气体的混合物可用作晶体生长半导体层的惰性气体。用作惰性气体的这些气体混合物可以具有任意混合比。当使用氢气(H2 )、氮气(N2)或稀有气体作为主载气(即载气的主要成分)时，即使少量或一些其它气体混入载气中，只要任何不希望的原子或元素没有保留在或混入将要晶体生长的半导体晶体中即可。
当由于晶体生长衬底的材料包含在本发明的场效应晶体管中时，考虑热稳定性和热辐射，碳化硅(SiC)可能是最优选的。其它考虑制造成本时，也可以使用蓝宝石或硅(Si)。虽然，考虑热稳定性和热辐射，GaN不那么优选，但是使用GaN不会特别阻止本发明实施。
欧姆电极和肖特基电极可以通过公知任意方法形成。例如，如上所述，欧姆电极可以通过薄绝缘膜形成在阻挡层的最上层上。
根据器件的类型和功能，本发明的场效应晶体管中的阻挡层可包含未掺杂半导体或摻杂杂质的半导体层。进一步作为选择，阻挡层可包含各自具有不同组成的多个半导体层。这些条件可应用于本发明的场效应晶体管中的阻挡层。在此，为了提供高迁移率，将要形成通道的半导体层可不掺杂杂质，以防止栽流子扩散。因此，至少包含在緩冲层中的半导体层最上层可优选形成有未掺杂的半导体层。
以下将参考具体实施方案说明本发明。然而，本发明并不限于下述实施方案。第四实施方案
图13是样品400的截面图，样品400包含未掺杂高电阻率半导体层413并通过本发明第四实施方案中的MOVPE处理来制造。衬底411由碳化珪(4H-SiC)制成并在其上具有约200nm厚的A1N成核层412,成核层412在1140。C的高晶体生长温度下生长。在高生长温度成核层412上，在以下晶体生长条件下形成由未掺杂GaN制成并具有约2nm厚度的高电阻率半导体层413。
(高电阻率半导体层413的晶体生长条件)载气氢气(H2)生长炉中的总压力1013hPa晶体生长速率80nm/分钟V/III比率1473
晶体生长温度(a)1120。C， (b)1130。C， (c)1140。C， (d)1150。C
(对击穿场强度的评价)
根据上述各个晶体生长条件，沉积未掺杂的高电阻率半导体层413,并且总共在各晶体生长温度(a)-(d)下制造如图13所示的4种样品400。在各高电阻率半导体层413的上表面上两侧周围形成由钒(V)制成的厚约15nm的电极，测量各高电阻率半导体层413的漏电流。
图14是显示高电阻率半导体层413的晶体生长温度((a)-(d))与施加200V电压时的漏电流之间的关系的图。才艮据该图，当高电阻率半导体层由未掺杂GaN制成时，晶体生长温度需要为1120'C或更高，使得施加200V电压时的漏电流为lxlO"A或更低。为了控制漏电流为lxl(^A或更低，晶体生长'C优选为U30'C或更高。由未掺杂GaN在1140'C的晶体生长温度下制成的高电阻率半导体层413具有lxl08Qcm的显著的高电阻率。
(对结晶度的评价)
同时，测量各样品((a)-(d))中高电阻率半导体层的FEHM (即半高宽)。图15示出各高电阻率半导体层413的晶体生长温度与其FWMH的关系。FWMH越小，则结晶度越好。而且，当FWMH大于300弧秒时，高电阻率半导体层413的结晶度逐步下降，当FWMH大于400弧秒时，高电阻率半导体层413的表面平坦度急剧劣化，直至器件特性例如载流子迁移率同样劣化。
因此，为了制造具有高性能和包含未掺杂的GaN高电阻率半导体层413的场效应晶体管，晶体生长温度应该为U60'C或更低。这些对于结晶度的趋势可以利用光学显微镜目视识别。
根据上述实验结果，高电阻率半导体层413的晶体生长温度可优选为U20'C-1160。C，进一步优选为1130。C-1150。C，从而至少得到具有高性能的场效应晶体管。
第五实施方案
图16是样品500的截面图，样品500包含未掺杂高电阻率半导体层523并通过本发明第五实施方案中的MOVPE处理来制造。
衬底521由蓝宝石制成，其具有"c"平面作为主平面并在其上形成约40nm厚的A1N成核层522,成核层522在400'C的低晶体生长温度下生长。在低生长温度成核层522上，在以下晶体生长条件下形成由未掺杂GaN制成并具有约2mhi厚度的高电阻率半导体层523。
(高电阻率半导体层523的晶体生长务ff)载气氢气(112)生长炉中的总压力1013hPa
36晶体生"^il率(e)659A/分钟，(f)827A/分钟，(g)968A/分钟
(对击穿场强度的评价)
根据上述各个晶体生长条件，沉积未掺杂的高电阻率半导体层 523,并且在各晶体生长速率(e)-(g)下制造如图16所示的总共3种样 品500。在各高电阻率半导体层5233的上表面上两侧周围形成由钒
(V)制成的厚约15nm的电极，测量各高电阻率半导体层523的漏 电流。
图17A和17B是显示高电阻率半导体层4523的晶体生^il率 ((e)-(g))与施加40V电压时的漏电流之间的关系图。根据该图， 当高电阻率半导体层由未掺杂GaN制成时，晶体生长速率需要为 65nm/分钟或更高，4吏得施加40V电压时的漏电流为lxl(T8A或更 低。
由未掺杂GaN在968 A/分钟的晶体生长逸率下制成的高电阻率 半导体层523具有lxl08ncm的极高电阻率。
(对结晶度的评价)
同时，当晶体生长速率为约卯nm/分钟或更高时，高电阻率半 导体层523的结晶度逐步下降。当晶体生长速率为约100nm/分钟或 更高时，高电阻率半导体层523的表面平坦度急剧劣化，直至器件 特性例如载流子迁移率同样劣化。因此，为了制造具有高性能和包 含未掺杂的GaN高电阻率半导体层523的场效应晶体管，晶体生长 速率应该为100nm/分钟或更低。这些对于结晶度的趋势可以利用光 学显微镜目视识别。
根据上述实验结果，高电阻率半导体层523的晶体生长速率可 优选为65nm/分钟-100nm/分钟，进一步优选为70nm/分钟-90nm/分钟，从而至少得到具有高性能的场效应晶体管。 (第六实施方案)
图18是第六实施方案的场效应晶体管600的截面图。场效应晶 体管600是通过晶体生长顺序沉积III族氮化物化合物半导体层形成 的半导体器件，晶体生长衬底601由厚约500pm的碳化硅(4H-SiC ) 制成。在晶体生长衬底601上，形成A1N制成的约200nm厚的A1N 层602。
在A1N层602上，形成约2pm厚的未掺杂GaN半导体层603。 半导体层603对应于本发明中的半导体层A。而且，在半导体层603 上，形成约40nm厚的未掺杂Al。.25Gao.7sN阻挡层604。确定阻挡层 604的厚度，使得从欧姆电极(605和607) i^在半导体层603上 表面和层604之间的界面上形成的通道的栽流子(电子)的隧道效 应变得确定和优选。
605、 606和607分别代表源极电极(欧姆电极)、栅极电极(肖 特基电极)和漏极电极(欧姆电极)。各欧姆电极(源极电极605和 漏极电极607)通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的钛(Ti)制成的 薄金属层和进一步通过气相沉积法沉积约3000A厚度的铝(Al)制 成的金属层而形成。这些欧姆电极极好地相互附着并通过在 700。C-卯0'C温度下少于1秒钟的快速退火热处理而^r化。栅极电 极606是肖特基电极，其通过气相沉积法沉积约IOOA厚度的镍(Ni) 制成的金属层和进一步通过气相沉积法沉积:约3000A厚度的金 (Au)制成的金属层而形成。
以下说明一种制造场效应晶体管600的方法，参考本发明的主 要特性(半导体层603:高电阻率半导体层A)。
场效应晶体管600中的各半导体层(半导体层602、 603和604) 通过气相沉积晶体生长，又称作金属有机物气相外延(下文中简称 为MOVPE )来形成。使用以下气体载气(H2或N2 )、氨气(NH3 )、三甲基镓(Ga(CH3)3)和三甲基铝(A1(CH3)3)。
在气相生长处理中，首先在U40。C下烘烤晶体生长衬底601， 并且通过在1140'C下晶体生长在晶体生长衬底601上形成200nm厚 的A1N成核层602 (即晶格常数差异緩和层)。
接着，根据以下晶体生长条件，形成由未掺杂GaN晶体制成的 厚度约2nm的半导体层603。
(半导体层604的晶体生长条件)
(1) 晶体生长温度U40'C
(2) 晶体生长速率80nm/分钟
接着，在其上沉积厚度约40nm的未掺杂Al。.25Ga。.75N晶体半导 体层(緩冲层)604。这种晶体生长的晶体生长温度为约1000'C。
通过上述晶体生长方法制造的闺18所示场效应晶体管600可以 是目标场效应晶体管(HFET),其具有高迁移率、极高电特性和低 漏电流。这种场效应晶体管不仅对于改善器件性能和可靠性非常有 用，而且对与现有器件相比改善器件的微型化和集成度非常有用。
(第七实施方案)
图19是根据本发明第七实施方案的场效应晶体管700 (MISFET)的截面图。场效应晶体管700与上述场效应晶体管600 之间最大的不同是在栅极电极706和阻挡层704之间形成由氮化硅 (SiN)制成的绝缘膜708。场效应晶体管700中其它各层(701-707) 形成得与上述场效应晶体管600中其它各层(601-607)相同。
通过采用这种结构，MISFET可获得根据类似与第六实施方案 的本发明方法的本发明的作用和效果。而且，可以得到具有核二盱的 击穿场强度的场效应晶体管。
39(其它改进实施方案)
虽然本发明已经参考以上实施方案作为最实际和最优实施方案 说明本发明，但是本发明不限于此，可以适当改进而不背离本发明 的精神。
(改进实施方案1 )
例如，在第六实施方案中，场效应晶体管的衬底由碳化硅(SiC)
制成。作为选择，蓝宝石衬底也可用作晶体生长衬底。当通过采用
形成第五实施方案中的低晶体生长温度成核层522和高电阻率半导 体层523的方法和晶体生长条件形成图18所示的场效应晶体管中的 半导体层602和半导体层603时，场效应晶体管600可得到根据本 发明方法的本发明作用和效果。
此时，如第六实施方案所公开的，可优选在约400'C的低温下 形成作为成核层的厚约40nm的A1N半导体层。由于高电阻率半导 体层A (图18中的半导体层603)包含在緩冲层中，因此未掺杂 GaN晶体层可优选在1150。C晶体生长温度和卯nm/分钟的晶体生长 速率下形成约2nm的厚度。
(改进实施例2 )
作为替代方案，各阻挡层例如半导体层604和半导体层704可 由InAlN和InAlGaN制成。这些阻挡层可由一般的III族氮化物化 合物半导体制成，所述m族氮化物化合物半导体具有必要的和与緩 冲层例如半导体层603和半导体层703相比足够大的带隙能。
(改进的实施例3)
作为替代方案，可以沉积n-型半导体层来替代这些阻挡层。例 如，可以沉积n-型半导体层来替代图18中的半导体层604，这能够 制造MESFET。简而言之，甚至通过改进各实施方案和改进实施例，可以制造
HFET、 MISFET和MESFET。 工业实用性
本发明可用于防止半导体表面粗糙。本发明用于保持对微型化
电极和半导体器件的可能性和容易性。而且，本发明可用于在通道
中传输的载流子的迁移率，所述通道形成为使得通过晶体生长沉积 的半导体层的界面上具有大致平坦的表面。
因此，本发明对于设计和制造通过III族氮化物化合物半导体 晶体生长制造的场效应晶体管(包括各种FET和HEMT)是非常 有用的。本发明对于使各种场效应晶体管微型化和改善其性能非常 有用。
本发明对于有效改善通道层中二维电子气的迁移率有用，所述 通道层形成为使得通过晶体生长沉积的半导体层的界面上具有大致 平坦的表面。因而，本发明对于设计和制造通过III族氮化物化合物 半导体晶体生长制造的场效应晶体管(包括各种FET和HEMT)
非常有用。
此外，本发明可用于本发明中的未掺杂半导体层(高电阻率半 导体层A)，其具有高电阻率和优异的绝缘性，以提供极高绝缘性且 不受任何杂质的影响。因此，本发明不仅可应用于场效应晶体管例 如FET和HMET，而且可以应用于发光半导体器件例如半导体激 光器、光接收半导体器件、压力传感器和任意类型的其它半导体器 件。
权利要求
1.一种在由AlxGa1-xN(0≤x≤1)通过晶体生长制成的半导体晶体生长面上的高电阻率半导体层A的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导体层A由未掺杂的AlxGa1-xN(0≤x≤1)制成，并且所述高电阻率半导体层A的晶体生长温度至少在晶体生长过程的早期阶段设定为1120℃-1160℃。
2. 权利要求1的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导体层A的晶 体生长速率至少在所述晶体生长过程的早期阶段为65nm/分钟或更 高。
3. 权利要求1或2的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导体层A 由未掺杂的GaN晶体制成。
4. 权利要求l-3中任一项的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导 体层A的晶体生长速率至少在所述晶体生长过程的早期阶段为 100nm/分钟或itf氐。
5. 权利要求l-4中任一项的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导 体层A的晶体生长速率至少在所述晶体生长过程的早期阶段为 70nm/分钟-90 nm/分钟。
6. 权利要求l-5中任一项的晶体生长方法，其中所述高电阻率半导 体层A的晶体生长温度至少在所述晶体生长过程的早期阶段设定为 U30。C-1150'C。
7. 权利要求l-6中任一项的晶体生长方法，其中在反应室中供应的晶体材料气的V/ni比率至少在所述高电阻率半导体层a的所述晶体生长过程的早期阶段为1400-1550。
8. —种由未掺杂的AlxGa^N (0&《1)制成的III族氮化物化合物 半导体，其通过根据权利要求1-7中任一项的晶体生长方法制造并 具有lxl()Sncm或更高的电阻率。
9. 一种场效应晶体管，包含晶体生长衬底；緩沖层和阻挡层，其由形成在所述晶体生长衬底上的III族氮化物化合物半导体制成；和通道，形成在所述緩冲层朝向所述阻挡层的界面侧，其中至少部分所述緩冲层包含高电阻率半导体A,所述高电阻率半导体A由未掺杂的AlxGa^N (0&《1)制成并具有lxl08ncm或更高的电阻率。
10.—种半导体器件，其通过沉积多个半导体层形成，各半导体层在 晶体生长衬底上由III族氮化物化合物半导体制成，所述半导体器件 包含高电阻率层，其防止或抑制电流泄漏，其中所述高电阻率层由高电阻率半导体层A制成，所述高电阻 率半导体层A由未掺杂的AlxGa^N( 0&《1 )制成并具有lxl08Ocm 或更高的电阻率。
全文摘要
一种场效应晶体管，其包含缓冲层和阻挡层，各缓冲层和阻挡层均由III族氮化物化合物半导体制成，并且所述场效应晶体管在所述缓冲层至所述阻挡层的界面内部具有通道，其中所述阻挡层具有多层结构，包含突变界面供应层，其构成所述阻挡层中最下方的半导体层，并且其组成在所述缓冲层的所述界面上突然变化，和电极连接面供应层，其构成所述阻挡层中最上方的半导体层，并且其上表面形成为平坦的。
文档编号H01L21/205GK101552193SQ20091013369
公开日2009年10月7日 申请日期2005年6月9日 优先权日2004年6月10日
发明者千田昌伸, 小嵜正芳, 平田宏治, 柴田直树 申请人:丰田合成株式会社