第一章 緒論
1-1：氮化鎵材料特性簡介
半導體發光材料已有三十多年歷史，紅光、黃光等發光二極體 (Light Emitting Diode: LED)均有高亮度商業產品。而在近十年來各研究團體積極發展 高亮度藍光及綠光發光二極體[1][2][3]，而在眾多的半導體材料中，三族氮化 發光或吸光元件，像是發光二極體(Light Emitting Diode: LED)、雷射元件 (Laser Diode: LD)[4][5][6][7]、光檢測器(Photo Detector)[8]、及太陽能電 池[9][10][11]等。在電性方面，GaN 的高崩潰電壓與飽和電流，用來製作元件 有高速、低雜訊且可在高溫下操作的特性，這些優於傳統半導體材料矽(Si)的特 性，使其成為眾所矚目的研究課題。
然而由於 GaN 受限於物理特性，熔點的分解壓力大於 105 Bar，如此高的壓 力，使其無法如 Si 一般直接由液相拉晶的方式量產成長大尺寸且高厚度的基板
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(substrate)，因此只能採用異質磊晶的方式，利用其他能隙、晶格常數(lattice constant)相近的材料來做晶種成長，常見的基板有氧化鋁(Al2O3)、碳化矽 (6H-SiC(0001))、矽(Si(111))、砷化鎵(GaAs(100)；GaAs(111))等材料，所以 於 1983 年時 Yoshida et al.，他們先在藍寶石基板上高溫成長一層與 sapphire 晶格較匹配的 AlN 當緩衝層(buffer layer)，然後在其上成長的氮化鎵薄膜會有 較好的品質，用這方法所得的氮化鎵薄膜的室溫遷移率(mobility)約在 34cm2/s·
V [12]。然後 1991 年 Nakamura et al.使用兩階段成長方式，先在低溫長一層 品質較不好的 GaN 當緩衝層，然後再拉到高溫成長高品質 GaN 薄膜，大約在緩衝 層 20nm 左右，載子濃度可提升到 、而其遷移率可達 600cm2/s·V [13]。最初自 然長晶下氮化鎵薄膜均是 n-type，是因為長晶品質不好控制，所以在成長 p-type 氮化鎵方面有很高的難度，直到 1988 年才由 Amano et al.摻雜鎂(Mg)原子，成 功成長出 p-type 氮化鎵[14]。1991 年 Nakamura 先是把 p-type 氮化鎵的電洞濃 度提高，降低電阻率(resistivity)並提高遷移率[15]，隨後做出全世界第一顆 高功率藍光 LED。外部量子效應(external quantum efficiency)達 0.18%，當驅 動電流為 20mA 時其正向偏壓(forward voltage)大約為 4V，當驅動電流為 10mA，
其 電 激 發 光 (Electroluminescence -EL) 強 度 的 半 高 寬 (full width half-maximum,FWHM)為 55nm，當驅動電流為 4mA，其功率為 20uW，功率比當年 SANYO 公司的 LED 大十倍[16]。
考量到成本以及晶格匹配的問題，通常最常見的材料是 Al2O3，也是業界量 產時最常用來做為基板的材料。無可避免的，在異質磊晶時，基板與成長的材料 在晶格常數、熱膨脹係數(thermal expansion coefficient)的不同而有很大的 差 異 ： 例 如 晶 格 常 數 的 差 異 ， 會 造 成 晶 格 間 的 應 力 (stress) 而 產 生 差 排 (dislocation)或是隨後延伸到表面的缺陷(defect)，降低晶格品質，進而影響 了元件的操作性，如 LED 元件的使用壽命(lifetime)等。而異質磊晶時兩介面不 同的熱膨脹係數，也會由於收縮的程度不同造成介面之間拱起(bowing)甚至介面 間的熱應力(thermal stress)使材料崩裂(cracking)，大幅的提高了成長 GaN 厚
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圖1-2-1 缺陷密度隨厚度之變化[19]
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