改进的外延材料的制造方法 【技术领域】
本发明涉及加工半导体材料的领域，尤其是外延生长高品质的单晶半导体材料层的领域。本发明提供用于改进半导体材料的品质的外延方法并提供通过这些方法制得的半导体结构体。
背景技术
为适合于器件制造，半导体材料层必须具有高纯度和低缺陷或位错密度。某些材料(特别是化合物材料)的优质层的制备在过去一直受到阻碍，原因是缺乏优质大块单晶和适当的衬底，所述优质大块单晶可被切片而得到具有可用尺寸的单层，所述衬底用于优质层的异质外延生长，由该优质层可转移出外延层。
例如，这样的问题通常已经阻碍了下述半导体的发展：包括氮化镓(GaN)的半导体；包括诸如AlN、InN、GaInN和其他混合氮化物的其他III族氮化物(此处称为“III族氮化物”)的半导体；某些III-V族化合物半导体；以及一些其他化合物材料(如II-VI族材料)的半导体。对于其中的许多材料，半导体品质的大块晶体并不可得，而且一直没有找到合适的商业上有用的衬底。合适的衬底精密匹配待生长的目标材料的晶体性质；如果这些性质不能精密匹配，则得到的材料通常具有无法接受的缺陷和位错密度。
具体而言，在GaN的情况中，通过对生长衬底进行预处理，例如，通过氮化和其他化学改性；通过生长其他III族氮化物如AlN或GaN的薄的低温缓冲层；通过热退火等，可以改善晶体品质。利用外延横向过生长(ELO)也可以改善晶体品质。尽管有了这些发展，不过可用的GaN层仍然存在大量的缺陷和位错。
这样的问题阻碍了合金半导体如硅(Si)和锗(Ge)的合金、Si衬底上Ge层和应变Si(sSi)层的发展。尽管通过在具有渐变组成的缓冲层上生长这些材料可以改善晶体品质，仍然需要改进以满足日益增加的对于更高品质的要求。
显然，具有改进的品质的化合物和合金半导体的层和晶体是需要的。然而，用于此的广泛适用的方法在现有技术中却知之甚少。
【发明内容】
本发明包括用于制造具有改善品质(即缺陷和位错较少)的表面层的半导体结构体的方法。本发明还包括由这样的方法制得的半导体结构体。在优选实施方式中对本发明的方法做简要描述。
首先，本发明的实施方式的方法利用具有适合于半导体材料生长的暴露表面的承载衬底。在承载衬底的暴露表面上形成材料(通常是半导体)的层，该层基本上覆盖整个表面。在适宜的环境中对衬底和施用材料的膜进行热处理至足够的温度，以使施用层转化为多个岛状结构体。将该转化层描述为“岛状”是恰当的，因为热处理将先前的基本上连续的材料层转变为基本上在空间上彼此隔离地不同的实体，这些实体在其底部区域与初始的承载衬底相接。用于形成和加热初始连续材料层的参数进行优化以制造适于随后的材料生长，如外延横向过生长(ELO)的岛状结构体。特别是，优化参数以产生岛状特征，该特征具有适宜的尺寸和空间间隔以经由ELO提供高品质的材料生长。该工艺优化在本领域中属于常规操作。
形成材料的岛状特征之后，对其上形成有岛状特征的衬底的表面施用掩蔽材料。所述掩蔽材料以这样的方式施用，从而基本上覆盖初始承载衬底的在岛状特征之间仍然暴露的那些部分，而使岛状特征本身的主要部分保持未被覆盖而露出。特别是，岛状特征的侧面的相当大的部分优选保持未被覆盖而露出，由此易于进行随后的材料生长(例如根据ELO)，而同时掩蔽基础衬底的相当大的部分。
接着，优选利用优化以有利于水平的或二维的材料生长的参数来进行进一步的材料沉积。这样的生长模式在本领域中称为ELO生长模式。二维生长将在一定程度上优先从岛状特征的侧面的露出部分成核，同时将限制从岛状特征的上表面成核，并且将更加限制、优选仅仅极少地在基础衬底的掩蔽部分成核。ELO生长模式优选从岛状特征延续由此产生岛状结构体之间的区域的二维填充。在各个岛状物结合而成为连续的膜时，生长以平面膜的形式持续，生长参数可随后改变以促进该垂直生长。
与未进行本发明的上述步骤而在承载衬底上直接生长的平面膜相比，由以上概述的实施方式制造的平面膜经确认具有减少的表面缺陷密度。例如，在蓝宝石上生长的GaN的情况中，已经观察到平面膜的直接生长可产生约1010/cm2以上的表面缺陷或位错，而根据本发明的生长可产生约5×108/cm2以下的表面缺陷或位错。通过本发明的方法外延生长的层将具有改进的品质，这是因为通过聚结和湮灭减少了位错(通常无序晶体结构的表面区域)。
不限于特定的理论，据信，该缺陷减少是由于产生于衬底的界面并随后扩散至生长材料中的缺陷的弯曲和随后的湮灭所致。与岛状结构体的侧面相交的这些结构体中的缺陷在扩散进入随后生长的材料中时，呈现出比其在岛状结构体中的初始轨迹更为水平的轨迹。这种缺陷的弯曲增大了具有相反的伯格斯矢量的缺陷相遇并随后湮灭的概率。据信，材料在其上具有岛状特征的衬底的掩蔽部分上的随后的外延横向过生长在随后的生长层中导致缺陷的聚结/湮灭。
然而，与多数涉及使用ELO来减少缺陷的现有技术不同，此处概述的方法和实施方式不需要外部处理(例如，沉积、光刻、蚀刻等)来提供图案化掩模。此处概述的实施方式因此极大地简化了ELO过程，同时制得了具有明显减少的缺陷水平的材料。
本发明可应用于大范围的半导体材料及其组合，包括元素半导体和化合物半导体。例如，可应用于Si(硅)和应变Si(sSi)和/或Ge(锗)的组合，并应用于II-VI族和III-V族半导体材料。具体应用是生长III族金属Al、Ga和In的纯的或混合的氮化物(III族氮化物)，如AlN、GaN、InN、AlGaN、GaInN，尤其是生长低缺陷密度的单晶GaN层。
特别是，本发明的优选实施方式提供用于生长具有减少的缺陷和位错的半导体材料层的方法，该方法包括以下步骤：形成多个包含晶种材料的岛状结构体，所述岛状结构体以无规律图案排列在基础衬底上，然后对所述基础衬底施用掩蔽材料，最后外延生长所述半导体材料，以使生长主要由未被掩蔽材料覆盖的岛状结构体的晶种材料开始，然后继续生长从而形成基本上连续的层。所述岛状结构体可如下形成：在基础衬底上生长基本上连续的晶种材料层，然后对其上具有晶种材料的基材进行热处理。这些方法优选制得下述半导体材料层，其中在基本上连续的层的表面上呈现的缺陷和位错的密度小于在基础衬底附近出现的缺陷和位错的密度。
用于这些方法的半导体材料可包括元素半导体、或合金半导体、或III-V族化合物半导体或II-VI族化合物半导体。优选的是，掩蔽材料用作相对于所述半导体材料的抗表面活性剂，晶种材料用作所述半导体材料开始生长的促进剂。
其他优选的实施方式提供了用于生长具有减少的缺陷和位错的选定的III族氮化物半导体材料层的方法，所述方法包括以下步骤：在基础衬底上沉积III族氮化物晶种材料的层，然后对基础衬底进行热处理以使多个III族氮化物晶种材料的岛状结构体形成在所述基础衬底上并且以无规律图案排列，随后对基础衬底施用介电材料，并在最后外延生长选定的III族氮化物半导体材料，以使生长主要由岛状衬底的未被介电材料覆盖的部分开始，然后继续生长从而形成基本上连续的层。这些方法优选还制得半导体材料的层，其中在基本上连续的层的表面上呈现的缺陷和位错的密度(优选小于约5×108/cm2)小于在所述基础衬底附近出现的缺陷和位错的密度。
在优选的使用和应用中，III族氮化物半导体材料可包括氮化镓、或氮化铝、或氮化铟或其混合物；III族氮化物晶种材料可包括氮化镓、或氮化铝、或氮化铟或其混合物；介电材料可包括氮化硅或二氧化硅或其混合物。优选的是，热处理步骤是这样的步骤以使岛状结构体的平均间距为约0.1μm～约10μm，和/或至少一部分热处理在至少1100℃的温度发生。此外，这些方法的所有步骤，即沉积、热处理、施用和外延生长，可以在单一反应器中而且是单个生长周期内进行。
其他优选的实施方式提供了下述半导体结构体，所述结构体具有基础衬底、多个适合于III族氮化物材料的生长并且以无规律的图案排列在所述基础衬底上的晶种材料的岛状结构体和所述基础衬底上的掩蔽材料层，通过该层露出大部分岛状结构体。
优选的是，掩蔽材料包括可以是二氧化硅或氮化硅或其混合物的介电材料，掩蔽层优选具有的厚度小于约100或50或20(或者是这些限定值之间的值)。优选的是，晶种材料包括GaN、InN、AlN及其合金，具有该晶种材料的岛状结构体的空间密度适合于通过随后的外延横向过生长来制造低缺陷密度的III族氮化物膜。特别优选的空间密度是平均间距为约0.1μm～约10μm。
此外，所述半导体结构体可具有III族氮化物材料的覆盖层，该层具有基本上连续的平坦表面并具有与所述岛状结构体的晶种材料的至少一部分邻接的底部。该层优选具有的缺陷密度为小于约5×108/cm2。
此处使用的术语“基本上”是指除了本领域中通常所预料到的不足之外的完全的结果。例如，如果一个图案在常规检验时未显现出具有任何规律图案，则该图案即为“基本上无规的”。因此，“基本上无规的”图案不必是准确数学意义上的无规律。此外，外延层不能按照常规方式预期为在宏观尺寸上完全连续(或完全单晶)。不过，外延层可以按照常规方式预期为在宏观尺寸上“基本上连续”(或“基本上单晶”)，其中存在的不连续(或晶畴，或晶界)是本领域中对于这些处理条件或寻求的材料品质等所预料的那些不连续。
同样，此处使用的“基本上无缺陷和位错”的半导体层指的是，与本领域中对于该半导体层材料常见的情况相比，所述半导体层具有的缺陷和位错的密度至少很低或极低。例如，在GaN的情况中，使用“基本上无缺陷和位错”在此处指的是缺陷或位错密度小于约105/cm2～107/cm2，尤其小于约105/cm2。III族氮化物的缺陷密度通过本领域的技术人员熟知的那些方法测定，包括原子力显微镜、光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜。测定缺陷密度的优选方法是透射电子显微镜(TEM)。
其他实例包括含有Ge和Si的半导体。在Ge和Si的情况中，例如Si1-yGey，其中y＞0.2，使用“基本上无缺陷和位错”(或较低或极低的缺陷或位错密度)在此处指的是缺陷或位错的密度小于约103/cm2～104/cm2，尤其小于约103/cm2。在应用Si上Ge的情况中，使用“基本上无缺陷和位错”(或较低或极低的缺陷或位错密度)在此处指的是缺陷或位错的密度小于约104/cm2～105/cm2，尤其小于约104/cm2。
此处使用的标题仅为阐述，而没有任何限制意图。本文中引用了多处参考文献，其全部公开内容通过引用的方式全部并入本文中用于所有目的。此外，无论以上如何表征，没有所引用的参考文献被视为先于此处所要求保护的主题的发明。本发明的其他方面和细节以及各要素的替代性组合将由下列详细描述变得清楚，并且均在本发明人的发明的范围之内。
【附图说明】
参考下列对本发明的优选实施方式的详细描述、本发明的具体实施方式的描述例和附图将更为充分地理解本发明，图中：
图1描述了示例性的现有技术工艺；
图2a～f描述了本发明的优选实施方式的步骤；
图3描述了本发明的一个实例；和
图4描述了本发明的另一个实例。
【具体实施方式】
本发明的方法据观察可制得具有减少的表面缺陷/位错密度的半导体材料层。据信，该减少是由于半导体材料外延生长时促进缺陷和位错的弯曲由此减少半导体材料的表面缺陷/位错密度的处理步骤所致。
首先，经由简要介绍来突出本发明的方法与已知方法(图1中所描述)的明显差异。在该介绍之后，参照图2a～2f描述本发明的优选实施方式。然后参照图3～4描述实例。此外，仅是为了方便简洁而非进行限制，下列描述和附图反映了III族氮化物尤其是GaN的一般特征。例如，III族氮化物往往必须生长在不具有精密匹配晶体性质的衬底上。因此，生长的III族氮化物层常常具有许多缺陷和位错(通常是无序晶体结构的区域)，其产生于衬底的界面，延续进入生长层中，并作为表面缺陷显现。
在已经确立的用于生长GaN层的方法中，基本上连续的GaN模板层103由图案化掩模覆盖，GaN材料通过掩模中的开口生长。图1描述了具有模板103的衬底101，所述模板103由具有规则排列的掩模开口107的规则图案化掩模105部分覆盖。规则图案化掩模通常使用标准光刻法制备。然后，GaN在掩蔽的衬底上生长，以使其首先在模板103表面的通过掩模开口107而露出的部分上(而非掩模上)成核，随后通过掩模开口垂直生长。在生长的最后阶段，GaN 109横向延伸在整个掩模上。如果适当选择衬底和掩蔽材料并且如果使掩模开口适当间隔，则经过一段时间后，横向生长的GaN 109将最终聚结而形成GaN层。
相反，此处描述的本发明的工艺则首先生长不连续的GaN岛状结构体，然后掩蔽衬底的露出部分，这与首先形成掩蔽层然后通过未掩蔽区域生长GaN的现有技术相反。图2d更为清晰地描述了该对比，其中制得分隔的岛9的形式的GaN(或其他的III族氮化物材料)，此处形成为基础衬底3上的截棱锥。然后，本发明的工艺生长(或其它方式的沉积)掩蔽材料17(如氮化硅)，优选为不连续膜的形式，由此掩蔽基础衬底和GaN岛的一部分，掩蔽材料不匀称地沉积在基础衬底上至足以基本上覆盖衬底的露出部分的深度。
尽管下面描述了其他的处理步骤，不过显然这些初始步骤均是生长不连续的岛状物然后掩蔽，明显不同于生长连续层然后掩蔽的那些方法。本发明所提供的这样的改进工艺产生了明显优势，其中包括可能在横向生长面合并时出现的缺陷的较低的密度和改进的分布。
此外，现有技术的工艺通常利用标准光刻技术来产生掩蔽区域，因此掩蔽尺寸受到光刻技术的物理局限的限制，例如，对于图1中的条纹的形成。通过标准光刻技术提供的掩模尺寸足够大，以致在横向生长面结合时存在很大的可能性，在两个合并的晶体前沿可能已经发生晶体倾斜和/或扭曲，由此导致横向过生长面之间的合并点处的缺陷密度较高。因此，考虑到采用条纹状掩模形状的图1中的实例时，表面缺陷在外延层的整个表面上非随机分布，形成具有高缺陷密度的区域和具有相对较低缺陷密度的区域。尽管缺陷的这种非随机分布对于某些具有特定形状的器件而言是令人满意的，也就是说，由薄条纹形状构成的激光器结构可避免有缺陷的材料，但具有更宽的区域形状的器件，如晶体管和发光二极管等具有的器件面积可能同时包括高品质和低品质材料。在单一器件中包括高品质材料和低品质材料的混合物对于优化器件性能来说是有害的。
相反，本发明的方法产生了更为有利的缺陷分布，即，低密度缺陷更随机地分布在III族氮化物外延层的整个表面上。本发明制得的衬底有利于ELO生长，且具有以无规律图案分布(也就是说，“无规的”或“基本上无规的”分布)的氮化物材料的岛状结构体，在这些结构体之间不连续的氮化硅材料层优先掩蔽大多数的或全部的基础衬底的露出部分。岛状物优选用作促进随后的ELO的晶种，并且不仅仅是无规排列，而且比标准光刻法能够实现的情况更加紧密地间隔。由于该紧密间隔(和横向晶体生长前沿之间的类似的紧密间隔)所致，由不同的岛状结构体生长的晶体前沿合并时产生的缺陷较少。因而，本发明的方法产生较少的且无规分布的表面晶体缺陷。
在优选的实施方式中，岛状结构体包括促进预期的半导体材料的随后外延生长的材料，所述半导体材料在岛状结构体上开始生长或成核。换言之，岛状结构体包括可用于“接种”随后的预期的半导体材料的外延生长的材料。此外，掩蔽材料优选包括阻碍随后的预期的半导体材料(如，III族氮化物半导体材料)的外延生长从而使得在掩蔽层上极少或不发生开始生长或成核的物质。换言之，掩蔽材料优选包括用作相对于预期的半导体材料(如，III族氮化物半导体材料)的“抗表面活性剂”。
随后描述本发明的改进工艺的其他优点，首先参照图2更详细地描述本发明的优选实施方式。参见图2a，首先，本发明的优选实施方式的方法利用具有适合于氮化镓(或其他的III族氮化物材料)的外延生长的暴露表面1的基础衬底3。优选的基础衬底3具有类似于GaN(或其他III族氮化物)或者以其他方式促进高品质GaN的生长的物理性质，诸如晶格尺寸和结构、热膨胀系数等。优选的基础衬底可以是非复合型(即均质的)，也可以是复合结构体，其中一种成分提供相似的热膨胀系数，而另一种成分提供相似的晶格尺寸和结构。例如，复合衬底可由SiC(或AlN)上覆绝缘体上覆蓝宝石结构体构成，其中蓝宝石提供限制外延层中缺陷形成所需的合理的晶格匹配，SiC(或AlN)提供匹配的热膨胀系数，防止较厚的III族氮化物在冷却时开裂。其他的复合衬底包括但不限于绝缘体上GaN(GaNOI)、多晶碳化硅上硅(SopSiC)和多晶SiC上SiC(SiCopSiC)。其他可能的非复合型衬底包括蓝宝石、碳化硅、硅、氧化硅、砷化镓、镓酸锂、铝酸锂等，其中优选蓝宝石。
参照图2b，在基础衬底3上施加基本上连续的成核层5，所述成核层包括多个晶核2和缺陷4。在描述成核层5之前解释此处使用的术语“成核”。外延生长(通常是晶体生长)一般始于用作宏观晶体生长的晶种的微小雏晶的自发形成。所述微小雏晶此处称为“晶核”2，其形成和初始生长的过程称为“成核”。在表面上成核的外延生长的情况中，表面的性质例如通过使某些构型和性质比其他的构型和性质更为稳定，可强烈影响晶核的立体构型和晶体性质。术语成核层指的是这样的表面性质，无论其是通过缓冲层的沉积/生长而获得，还是通过表面化学处理而获得，或是通过其他手段而获得。
优选的成核层促进GaN(或其他III族氮化物)以选定的空间密度和选定的晶体性质成核。在优选的实施方式中，选择成核层的生长条件以提供高密度的GaN晶核2(例如，通过低温沉积)，由此形成优选的基本上连续的层。当描述成核层为连续时，并非说该层必须由覆盖基础衬底的上部暴露表面1的单一的GaN晶体构成。在本文中，“连续”膜通常是指高度密堆积的多个GaN晶核2，其基本上包封全部的或几乎全部的基础衬底的上表面1，如图2b所示意。
已经证明随后生长在成核层上的GaN外延层的结构、电学和光学性质极大地受到成核层生长时利用的沉积参数的影响。因此，随后由成核层生长的GaN外延层的性质依赖于成核层的沉积参数，例如，层厚度、生长速率、沉积温度等等。在优选的实施方式中，成核层5以低于600℃或更优选低于550℃的相对较低的温度形成，或者在更优选的实施方式中为低于525℃。现有技术中公知的低温成核对于增大选定的基础衬底上的成核位点的密度极为有利，由此导致GaN外延层的品质的提高(参见Amano et al.Applied Physics Letters，48，353，1986)。优选的实施方式中的成核层具有的厚度为小于100nm，或更优选小于75nm，或者在更优选的实施方式中为小于50nm。成核层可以通过本领域中公知的多种方法在合适的衬底上形成，这些方法包括但不限于物理气相沉积、溅射沉积、分子束外延、旋涂法和化学气相沉积。在本发明的优选实施方式中，成核层通过各种化学气相沉积(CVD)法形成，例如包括但不限于等离子体增强CVD、原子层CVD、金属有机CVD和氢化物(卤化物)气相外延(HVPE)。
前述的氮化物成核层的单独存在可能不足以提供随后的高品质的GaN外延层。不过，成核层的高温热处理可得到极大改善的用于高品质低缺陷密度的氮化物材料的基底(参见Wickenden et al.Journal of AppliedPhysics，75，5367，1994)。参照图2b，物品6(包括覆盖有初始成核层5的基础衬底3)被加热至足以促进成核层转化成为许多无规排列(换言之，以“无规律图案”排列)的基本上空间分隔的氮化物材料的岛状物的温度。当提及岛状物为基本上分隔时，应当理解，尽管如图2c所示岛状物之间的大部分区域均没有氮化物材料，不过在一些区域中可能仍然存留少量的残余氮化物。
物品6的加热可经由现有技术中已知的各种手段进行，包括但不限于炉、烤箱、热板和快速热处理。在优选的实施方式中，物品6经由用于成核层形成的CVD反应器加热，因而无需将物品从反应器中移出，并且消除了由于暴露于大气和生长中断而导致的问题。
在概述用于成核层热处理的优选参数之前，要提到一些执行该退火过程的理由。尽管低温成核层提供了用于随后的外延层生长的改善的基底，但随着反应器的温度朝着GaN的生长温度(即，900℃～1100℃)升高，初期成核层的结构明显演变。初期成核层由于基础衬底和成核层的晶体性质的差异所致通常具有高度缺陷。参照图2b，成核层5的晶核2具有对于高品质材料生长来说不理想的晶体品质。晶核包括可同时具有闪锌矿和纤维锌矿晶体结构的多面体3D结构，而低温生长条件据认为有助于形成在氮化物晶核中观察到的高密度晶体缺陷4(例如位错、堆垛层错)。不过，在升高成核层的温度时，在优化的条件下，发生转化从而得到改善更多的晶体结构(正如本领域中已知的)。
更为详细地说，在热处理成核层的过程中，层的表面形态变化显著(参见图2)，得到无规排列的具有侧面10的岛状结构体9。岛状结构体的晶体品质得到极大改善，如图2c示意性显示出的缺陷的减少所证明。图2c中显然有两种类型的缺陷，一种是紧邻岛状结构体的侧面10的缺陷，如缺陷8(a和b)，一种是实质上更远离岛状体侧面的缺陷，如缺陷7(a和b)。该差异十分重要，因为随后的两种缺陷类别的传播行为是不同的。
正如本领域中已知的，成核层的生长参数(即，厚度、温度、气体环境等等)和成核层的加热参数(温度、升温速率、周围环境、保持时间等等)可对随后的所形成的岛状结构体的特征产生巨大影响，因而对最终的外延层产生巨大影响。因此，考虑到随后的ELO技术的应用来选择用于物品6退火的参数。在本领域中已知ELO用来制造具有更好品质的基本上连续的单晶GaN层。然而，材料品质可能取决于可由其引发ELO的充足生长位点的可得性。另外，应当优化这些生长位点的间隔以使来自不同生长位点的ELO结合成为具有最小晶界的单晶层。通常，优选的是岛状结构体9以促进随后的高品质的ELO的方式在空间上分隔，其平均间距为0.1μm～10μm，更优选0.2μm～3μm。
优化用于成核层生长和退火的全部参数以形成平均间距为0.1μm～10μm，更优选0.2μm～3μm的氮化物岛状结构体，由此降低横向生长面之间的晶体倾斜/扭曲的可能性，结果改善了材料的缺陷/位错密度。
现参照图2d，将薄掩蔽材料17施用于物品11(由基础衬底与氮化物岛状结构体的组合构成)的上表面，优选采用这样的方式，即岛状特征的侧面10的相当大的部分保持未被掩蔽的状态且易于进行随后的材料生长，而同时掩蔽基础衬底3的相当大的部分。换言之，岛状特征的侧面的相当大的部分通过掩蔽材料露出。掩蔽材料优选包括用作相对于III族氮化物生长的抗表面活性剂的物质，由此限制物品11的掩蔽部分的成核量。抗表面活性剂材料在二期材料上的沉积通过减小粘着系数(即，表面吸附化学物种的可能性)而改变了表面生长动力学。因此在GaN的情况中，抗表面活性剂可基本上排除Ga在抗表面活性剂表面上的吸附和混入，并随后防止GaN成核。在优选的实施方式中，抗表面活性剂材料包括介电材料；这样的材料的实例包括二氧化硅、氮化硅及其混合物。
在优选的实施方式中，氮化硅用作介电遮蔽材料17。氮化硅可以采用多种本领域中公知的方法形成在物品11的表面上，例如PVD、MBE、溅射沉积和旋转涂布技术。不过，有利的是介电掩蔽层的沉积在用于成核层的生长和退火的反应室中进行。正如前面提到的关于在同一个反应器中进行的成核层的形成和退火，理想的是在单一反应器中进行全部生长过程，而不与空气接触以进行原位外的处理。因此，单个生长循环将包括但不限于衬底预处理、成核、成核层热处理、介电掩蔽沉积、外延横向过生长、平面膜的继续生长至获得所需厚度，以上的所有步骤均在反应器未开放至大气的条件下完成。能够排除原位外处理要求不仅明显简化了工艺方案，而且还因设备简化所致而相当多地降低了操作成本。
氮化硅层可以在本领域已知的条件下例如由气态硅烷(SiH4)和氨(NH3)通过CVD工艺生长至基本上覆盖基础衬底的暴露部分。用于制造III族氮化物材料的CVD反应器经常采用NH3作为含有V族元素的前体的来源，因此对于氮化硅的沉积，唯一的要求是额外的SiH4输入反应室以及任何额外的辅助性夹具。氮化硅层17的生长厚度优选维持在低于约20的平均值以进一步促进掩蔽层覆盖物品11的不连续性。
如图2d所示，基础衬底3基本上被覆有优选的氮化硅介电材料17，而III族氮化物的岛状特征9的相当大的部分仍然保留未被掩蔽的状态，无掩蔽材料存在。不连续的掩蔽层使得岛状特征9的侧面10的相当大的部分仍然未被掩蔽，而易于随后的材料生长；同时掩蔽基础衬底的相当大的部分。在优选的实施方式中，基础衬底是通常用于III族氮化物材料生长的(0001)蓝宝石衬底。
在沉积氮化硅的不连续薄层时，与氮化硅岛状结构体上的沉积水平相比，更大部分的氮化硅沉积在蓝宝石衬底上。这并不是说氮化物岛状特征完全无掩蔽材料存在和蓝宝石衬底完全被覆盖。不过，试验证据确认，与氮化物岛状结构体相比，不成比例的量的掩蔽材料覆盖蓝宝石基础衬底。
提供氮化硅和氧化硅(及其它)掩蔽材料以防止晶片特定区域的成核，取而代之的是材料由未掩蔽的晶种材料成核并由该晶种长大而横向覆盖掩蔽区域。由于横向的材料生长由具有匹配的晶体性质(如晶格参数、热膨胀系数等)的晶种开始，因此得到的外延层具有明显降低的缺陷/位错密度。
本发明所阐述的实施方式中用于ELO的晶种由岛状结构体9的侧面10构成(图2d)。因而优化生长参数以从岛状结构体9的侧面10横向生长。有利于垂直生长或横向生长的条件在常见的VPE工艺(如MBE、MOCVD或HVPE工艺等)的技术中是已知的并有记载。例如，参见美国专利6,325,850；还参见phys.Stats.Sol(c)3，No.61750-1753(2006)。通常，横向生长对垂直生长的相对速率已知受到生长温度、V/III前体比、载气(H2或N2或其组合)的组成和反应器压力的影响。例如，通过较高的生长温度，或通过增大的V/III比，或通过较高的N2/H2比，或通过较低的压力(小于或约1atm)，或通过这些方式的组合能够增强横向生长。
图2e描述了在侧向生长前沿完全合并之前的从岛状特征开始的ELO生长。出现在岛状结构体上表面的缺陷/位错7(a和b)(通常是穿透位错)在随后的横向过生长过程中不受影响。不过，与岛状物侧面相交的缺陷/位错8(a和b)显示出改变了其传播方向，弯曲至更为水平的方向。
不连续的氮化硅层17的存在显示出不仅获得了掩蔽效果，正如在标准的ELO技术中那样，而且还具有缺陷弯曲效果。远离(0001)方向，即晶体生长方向的缺陷的弯曲增大了两个缺陷可能相交的统计概率，通常导致缺陷聚结/湮灭，以及随后的缺陷密度的降低。
已知两个缺陷可相互接近并彼此合并(聚结)以形成单一向前传播的缺陷7b。如果两种缺陷由相反的方向接近，则聚结可导致两个缺陷8a和8b的相互湮灭。在本领域中，缺陷往往由其伯格斯矢量表征，缺陷的聚结/湮灭可按照缺陷的伯格斯矢量的组合来描述。这样的缺陷相互作用，以及缺陷弯曲及其他效果据认为由最小能量效果控制。
除了经由具有相反伯格斯矢量的两个位错的湮灭而减少缺陷之外，由缺陷弯曲导致的缺陷减少的另一个过程是位错聚结，即，两个独立的缺陷合并成为一个缺陷。在这些过程中，两个具有不同伯格斯矢量的位错相互作用并结合以形成一个新位错，条件是满足位错网络中的伯格斯矢量的守恒定律，这种相互作用的实例描述于Shen等人的著作中(AppliedPhysics Letters 87，101910，2005)，并如图2c中的7b示意性显示。
因此，由小平面的岛状物、原位掩蔽和ELO产生的位错传播方向的改变明显增大了缺陷在晶体生长方向(0001)以外的其他方向的传播。所产生的传播方向的改变增大了缺陷彼此相互作用的几率，由此随后增大了缺陷湮灭和聚结的可能性。
从氮化物岛状特征侧面开始的进一步的横向生长将促进缺陷弯曲，增大缺陷/位错湮灭/聚结的可能性。连续的生长最终导致膜聚结成为基本上连续的氮化物材料的平面外延层，参见图2f。随着生长前沿由各个岛状物传播，它们的性质可逐渐变化，在本领域中称为“晶体倾斜/扭曲”的过程。有利地是，在本发明中，来自岛状特征横向过生长的生长前沿19相遇，而没有引入由晶体倾斜/扭曲产生的缺陷的实质上增加。正如先前所概述的，相比于现有技术的情况，减小的ELO生长面之间的距离降低了膜聚结时产生更多位错的可能性，由此极大地改善了表面缺陷密度。
图3描述了用于此处概述的减少外延材料中的缺陷所用的过程的时间和温度的实例。应当理解，图3中描述的时间和温度仅是用于描述的目的，而不应当视为限制性。例如，900℃～1150℃的生长温度范围和900℃～1150℃的退火清洁温度对于III族氮化物如GaN的生长是适宜的。对于其他材料，这些温度可能是不同的。
所描述的过程的开始阶段于时间零点开始，生长成核层202。应当注意，在生长成核层之前可以进行多个处理阶段，这些阶段在时间段301进行。处理阶段301可包括但不限于用于除去有害污染物的衬底清洁循环(例如，含氢环境中的高温焙烧)、衬底上表面的氮化或更多的取决于生长材料和基础衬底的化学性质的表面预处理。
成核层的生长在大约500℃的温度进行20分钟，如303所示。反应器的温度随后升高用于成核层的热处理，由此将该层转化为多个空间分隔的岛状特征(如305所示)。在该实例中，反应器中的温度在20分钟的时间内升至1100℃的温度，不过应当理解温度和升温速率也可以依照所需的岛状特征的空间密度和尺寸而在很宽的范围内变化。反应器的温度随后冷却(如307所示)，用15分钟冷却至大约500℃的温度。将硅烷气体和氨气引入室中用于不连续的掩蔽层的生长309，在该例中，生长时间为在大约500℃的温度进行20分钟，不过，通过掩模露出的未掩蔽区域的密度可经由沉积参数调整。
当不连续的掩蔽层完成时，反应器的温度再次升高(如311所示)，升高至1100℃的生长温度。将用于块体生长的初期阶段的前体流动参数优化以进行ELO，得到2D生长模式，当III族氮化物聚结成为连续膜时，流动参数再次进行变化以生长残余的块体GaN材料。生长GaN层的时间取决于所需的目标厚度以及反应器过程的可持续性，还应当注意，在时段315中，除了生长终止和反应器冷却之外还可以进行许多的后续过程。其他的处理步骤可包括用于减少缺陷的追加过程，以及用于多种包含III族氮化物的材料的生长(例如，用于创建器件结构)的冷却和升温循环。
实施例
图4描述了通过上述方法生长的氮化镓样品的实例。图4展示了在(0001)蓝宝石衬底上生长的氮化镓晶体的截面样品的透射电子显微照片(TEM)，衍射条件g＝<11-20>。蓝宝石衬底显示于图像的底部403，图像中的多根暗线相当于GaN晶体中的缺陷。缺陷结构402未因引入介电层而受到影响，因此有可能相当于图2e中的缺陷结构7。不过，缺陷结构401显示出传播方向的变化，如图2e中的缺陷结构8，因而更可能与其他缺陷相互作用，导致缺陷的湮灭/聚结，以及随后的缺陷密度的降低。通过本发明的方法可能实现的缺陷密度的降低可经图4再次评估。对图4左侧部分的检查显示出GaN膜的截面分成三个任意区域：区域405、区域407和区域409。在最靠近衬底与GaN生长之间的界面的区域405中，显然存在缺陷材料的密集分布，对应于该区域中明显的多根暗线。在区域405之上并进入区域407中，仍然明显存在大量的缺陷，不过相比于区域405其密度明显降低，区域407中的大部分缺陷可以看出朝向远离晶体生长方向的更为水平的方向弯曲。最后，在区域409中，尽管缺陷仍然明显，不过密度与区域405和甚至区域407相比大大降低。
以上描述的本发明的优选实施方式并未限制本发明的范围，因为这些实施方式是本发明的数个优选方面的例示。任何等效的实施方式在本发明的范围之内。事实上，除了此处已经示出并描述的实施方式之外的本发明的各种改进，例如，替代性的所描述的要素的有用组合，将由随后的说明而对于本领域的技术人员来说变得清楚。这样的改进同样落入所附权利要求的范围之内。在下面(以及整个申请中)，标题和图示仅是为清楚和便利的目的而使用。