4-1-1. Maskless m-stripe 形貌之 a-plane GaN
在尋找較適合成長 a-plane GaN 參數的過程中，我們發現一種很特別的形貌，
在如下表 4-1-1-1 之成長環境下我們發現可得如下圖 4-1-1-1 之 m-stripe a-plane GaN，而此形貌為我的論文的核心研究。
Ⅴ/Ⅲ ratio Pressure (mbar) Temperature Co HCL (sccm)
50 100 1000 40
表 4-1-1-1.m-stripe a-plane GaN 成長參數
圖 4-1-1-1.m-stripe a-GaN SEM tilt view
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圖 4-1-1-2. m-stripe a-GaN SEM cross-section view
如果是以要製作氮化鎵基板為前提的話，要成為可以用來做元件的基板表面 需要很高的平坦度，雖說製作基板的過程會經過 CMP 研磨，但在磊晶過程中，
如果表面太過於崎嶇不平也將造成研磨的困難，因此一般來講我們會較偏向於尋 找可以使成長過後是比較平坦的參數，然而，圖 4-1-1-1 明顯是非常崎嶇不平之 形貌的 a-plane GaN，為何在此我會選擇如此形貌的 a-plane GaN 當成我主要的研 究主題?主要原因是，我們可以看到此形貌相當類似於圖 4-1-1-3 最右邊的圖，此 為文獻中以 ELOG 成長的一種形貌，
圖 4-1-1-3.利用 ELOG 技術之側向成長過程[16]
圖中的這種 ELOG 技術，是先在 r-sapphire 上先長一層 a-plane GaN 薄膜，
接著在上面利用微影製程在這層薄的 GaN 上鋪上 m 方向長條形圖案的 SiO2，覆 蓋上 mask 的地方稱為 Wing 區，沒有覆蓋的地方稱為 Window 區，後續的氮化 鎵成長可發現只從孔洞的區域生長，而 mask 的區域則是初始不成長的狀況，此 方式是利用所謂選擇性成長(Selective Area Epitaxy: SAE)的方法來達成，這種方
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式可以有效降低 TD 於 mask 下方而降低沿伸至表面的密度。
許多文獻指出，使用 ELOG 技術相對於沒有做任何處理的成長方式將可使 得 threading-dislocation density (TDD)數量級約從 1010cm-2減少到 107cm-2[4,5,6]，
減少約３個數量級，而 basal-plane stacking-fault (BSF) density 則從 105減少到 103~104 [6]，減少約 1~2 個數量級。
另外，有文獻[15,17]也指出利用 ELOG 可在側向成長過程中產生孔洞，而孔 洞的產生對晶格品質主要會有兩點好處
1. 局部阻擋線缺陷、面缺陷的延伸(如示意圖 4-1-1-4)
2. 減緩在磊晶結束後降溫過程造成的熱應力(如示意圖 4-1-1-5)
從示意圖 4-1-1-5 我們認為孔洞的產生可能可以提供一個空間讓氮化鎵釋放一些 應力而減少一些翹區度。
圖 4-1-1-4.缺陷的阻擋效應
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圖 4-1-1-5.由於熱應力造成的基板翹曲示意圖
對造文獻中的 ELOG 技術圖 4-1-1-3 與 m-stripe a-GaN 圖 4-1-1-1 的形貌，此 時我們可能會有一個想法，「是否在沒有做任何的黃光微影製程情況下，我們也 可以得到利用 ELOG 技術長晶能產生孔洞的這個優點來減少缺陷密度和熱應力 來製成更厚、晶格品質更好的氮化鎵厚膜」，如果此方法可行，那我們將可以以 更省成本、更簡單的方法去製作出非極性的氮化鎵厚膜，也可免去由於做 pattern 後可能造成雷射剝離時的困難。基於此想法，後續我們將固定以 4-1-1-1 之 m-stripe 形貌的 a-plane GaN 來當成第一階段的成長形貌，並且以此形貌為基準 去做第一階段成長的研究，而我們也將看到我們的確可以使用此方法得到一些孔 洞。
4-1-2. Maskless m-stripe 形貌之 a-plane GaN 形成 之機制討論
圖 4-1-1-1 的形貌為一種很規則性排列的 a-plane GaN，而我們好奇的是，「為 何在沒做任何 mask 情況下會產生如此規則排列形貌的非極性氮化鎵？」。
首先我們注意到在下圖 4-1-2-1 的正 C 方向的斜面，我們經由多次實驗，我
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們發現此正 C 方向的所有斜面都與 r-plane sapphire 夾一樣的角度，經量測大約 為 30o，而在 GaN 較常出現的面中，[11-22]這個 semi-polar 面與 r-sapphire 夾角 約為 32 度最接近這個值，因此我們初步推估此平面為[11-22]面。
圖 4-1-2-1.m-stripe a-GaN cross-section view
圖 4-1-2-1 為 SEM 的 cross-section 圖，由於在製作 sample 的過程中不可能 完美的切出 m 面出來，也就是說切出來的面會與 m 面夾一個小角度，我們推測 可能因此我們才沒有測量出剛好 32 度。我們可從示意圖 4-1-2-2 來解釋，圖 4-1-2-2-1 為完美切出 m-plane cross-section 的其中一個 m-stripe 非極性氮化鎵，
如果完美切出 m-plane cross-section 則[11-22]面將與 r-sapphire 夾 32o角，如圖 4-1-2-2-2。但假設在準備 sample 時沒有剛好切出 m 面，如圖 4-1-2-2-3 的虛線部 分，則我們發現[11-22]面與 r-sapphire 會夾小於 32o，如圖 4-1-2-2-4 所示，原因 在於兩個三角形的高 H 不管怎麼切都不會變，但底變大了就會造成角度變小。
經由以上推論，我們可推測此面為[11-22]semi-polar 面。
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西元 1999 年由日本 Mie University 的 K. Hiramatsu 率領的團隊利用 ELOG 技術在 c-plane sapphire 上長用 MOCVD 長 c-plane GaN 並研究在變溫變壓的情 況下各個面在不同環境下的成長速度與穩定度的消長關係[18]。其中，在此文獻 中利用 m-stripe ELOG 做的研究出現了三種穩定面，分別為[0001] c 方向、[11-20]
a 方向、[1-100] m 方向。圖 4-1-2-3 為此團隊調變溫度壓力時出現的形貌變化圖，
圖 4-2-2-4 為趨勢變化的示意圖，他們發現當溫度上升時，c 面與 a 面越趨穩定，
反觀 semi-polar[11-22]面在高溫時漸漸不見了，代表在高溫時此面是相對不穩定 的。而壓力的趨勢正好與溫度相反，[11-22]面在低壓情況下相對是較不穩定的。
圖 4-1-2-3 .文獻[18]變溫變壓實驗 圖 4-1-2-4.文獻[18]變溫變壓趨勢表
會造成上述結果主要由兩個因素主宰，其一個為各面的 dangling bond (DB)密度，
其二為各面的表面極性(surface polarity)。首先，如果只考慮 DB 密度這個影響因 素，從圖 4-1-2-5 顯示 DB 密度為[11-22] > [11-20] > [0001]，而 DB 越多越容易抓 住 Source 原子進行成長，也意味著 DB 密度大的面較不穩定也較不容易出現，
因此如果只考慮 DB 密度則[0001]面最容易出現，[11-20]次之，[11-22]面為最不 穩定。
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圖 4-1-2-5.各個面的 DB 密度
然而事實上，我們也時常看到[11-22]面與[11-20]面出現，是因為受到各個面的極 性所影響，[0001]面為 Ga-polarity，[11-20]為 non-polarity，[11-22]則 Ga-polarity 或 N-polarity 都有可能，而此文獻有提到由於在高五三比的情況下他們的[11-22]
面為 N-polarity，並且文獻中的成長參數是偏較高的五三比的，在高五三比的環 境下 N-polarity 面是比較穩定的狀況，相反的 Ga-polarity 的[0001]面比較不穩定，
在此情況下，[11-22]面可能就會形成，然而，N 原子在溫度變高的時候，N-polarity GaN 上的 Nitrogen 原子會變得非常不穩定，此時[11-22]面就漸漸消失，而低壓 的情況更會使此情形變得更加嚴重。
由上述論點，我們觀察 m-stripe a-plane GaN 的磊晶參數，我們的長晶溫度 在 1000 度 C，五三比為 50，壓力為 100mbar，在這裡五三比 50 在我們的機台是 相對較高的五三比，因此我們推測形成的[11-22]面為 N-polarity，因此在 1000 度 相對低溫下[11-22]面呈現較穩定的狀態，也因此才會產生此種形貌的 a-plane GaN。而在後續的變溫變壓研究（4-2-1）中也將證實在上述的趨勢也與我的實驗 符合。
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4-1-3. 隨時間變化 m-stripe a-plane GaN 形貌變化之
討論
下圖 4-1-3-1、4-1-3-2 分別為第一階段成長隨時間變化的 SEM plane view、
cross-section view
Step1 10min Step1 15min
Step1 20min Step1 25min
Step1 40min
m-axis
c-axis
250um 250um
250um
250um 250um
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圖 4-1-3-1 第一階段成長隨時間變化 SEM plane-view
Step1 10min Step1 15min
Step1 20min Step1 25min
Step1 40min
圖 4-1-3-2. 第一階段成長隨時間變化 SEM cross-section view a-axis
c-axis 40um
40um
250um 40um
40um
40um
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從 plane view 我們可看到在成長時間只有 10 分鐘的時候，大部分區域都是 非常不規則、不平整的形貌，只有少部分地區已經出現連起來的 m-stripe 條紋，
而從 cross-section 可看出已經有斜面形成，並且形成的斜面大約與 r-sapphire 夾 30 度，此為[11-22]的 semi-polar 面，因此我們可知在高五三比並且相對低溫的環 境下，[11-22]面成長十分鐘的時候就已經形成，但此時大部分區域還是較不規則 的 island，只有少數區域是已經連成 m-stripe 的[11-22]面。而當成長時間漸漸拉 長，從 plane-view 我們觀察到沿著 m 方向的 stripe 漸漸變寬，不規則區域的比例 漸漸變小，到 20 分鐘的時候只剩些許比例的不規則區域，到 25 分時就幾乎都已 經變成 m-stripe 條紋了。
從 cross-section 看此 m-stripe a-plane GaN 為三角形形貌，我們也發現此三 角形的寬度隨著第一階段成長時間變長而變長，如下表 4-1-3-1 為隨著時間變化 m-stripe 寬度的變化，會造成此結果應該是因為隨著時間增加相鄰的 island 有機 會結合在一起，因此才會慢慢增加寬度。
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度變化作後續成長研究，此部分將會在 4-2-2 節討論。
4-1-4. 隨時間變化第一階段成長之量測探討
圖 4-1-4-1 為第一階段成長隨時間變化的 XRD 量測圖，分別有 20min、25min、
40min，另外因為 a-plane GaN 的表面結構為非對稱結構，在做 XRD 量測時隨著 Φ變化而有很大的差異性，因此在這邊我們方位角Φ將各沿著 m 方向與 c 方向 都做量測並且比較差異性，其中方位角 0o為沿著 m 方向打，方位角 90o為沿著 c 方向打，而圖 4-1-4-2 是把隨著成長時間變化的 XRD racking curve 圖放在一起，
在這邊會把各自的圖放上來主要是為了可以更清楚看到在不同成長時間時圖形 的形狀變化。
方位角 0o 方位角 90o
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圖 4-1-4-1. 第一階段隨時間變化 XRD racking curve
方位角 0o 方位角 90o
圖 4-1-4-2. 第一階段隨時間變化 XRD racking curve
表 4-1-4-1. 第一階段隨時間變化 XRD racking curve 半高寬
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先從圖 4-1-4-1 的方位角 0o來看，我們發現三種不同的 step1 成長時間圖形 皆為對稱的高斯分佈，並且從圖 4-1-4-2 看到半高寬隨著成長時間並無太大變化，
表 4-1-4-1 統計了不同方位角與不同第一階段成長時間的 XRD 半高寬，我們可 以看到在方位角 0o的時候半高寬並無太大的變化。我們知道在接合的過程 dislocation 較容易 merge 在一起，使得 dislocation density 變小，crystal quality 變 好，對造圖 4-1-3-1，由於在第一階段成長時間大於 20 分鐘後大部分區域皆已形 成 m-stripe 條紋，代表著大部分區域的 m 方向都已經接合，推測可能因此即使 成長時間變長 crystal quality 也並沒有太大的提升。
再來我們觀察在方位角 90o的情況，從圖 4-1-4-1 我們發現在隨著第一階段 成長時間增加圖形會趨向不對稱的狀況，從許多文獻中我們發現利用做
m-stripe mask 來做 ELOG 成長都會出現這種狀況[19,20]，圖 4-1-4-3 為文獻[19]
中利用 ELOG 成長的 SEM 圖，圖 4-1-1-4 為此文獻中改變不同方位角的 XRD 圖，
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度，在接合的時候接合處將會產生大量的 dislocation 來消除正負 C 面互相 tilt 的 情況，也因此會降低 crystal quality，這是我們不樂見的，從以上推論，我們會希 望 tilt 的狀況越少越好，因此從 XRD 量測圖來看第一階段成長時間為 20 分鐘為 最適合的參數。
圖 4-1-4-3.文獻[19]利用 ELOG 成長方式之 SEM 圖
圖 4-1-4-4.文獻[19]利用 ELOG 成長方式之 XRD 圖
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4-2. 二階段成長之厚膜研究
4-2-1. 在變溫、變壓下第二階段成長之形貌變化探討
4-2-1. 在變溫、變壓下第二階段成長之形貌變化探討