和三元以及四元化合物都是屬於直接能隙的材料 (Direct Band Gap)，發光效率 較高，將此系列之氮化物製成三元合金材料時，可以藉由調變合金中的組成而得
半界面間歐姆接觸(Ohmic contact)劣化，而影響其元件的壽命(Life time)及電 特性。因氮化鎵的物理特性，使其無法經由如矽一般的液相拉晶法得到大尺寸、
高厚度的塊材(bulk)，因而限制了氮化鎵基板的量產。因此無法使用拉晶法獲得 氮化鎵基板，故常採用異質磊晶的方式，以其它能隙、晶格常數(lattice
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constant)相近的材料做為晶種成長氮化鎵。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))等幾種，然 均未有與氮化鎵晶格常數匹配者(圖1-1-1為常見基板能隙與晶格常數的關係);
其中藍寶石基板(sapphire)雖非晶格差異最小的材料，但因其價格較與氮化鎵晶 格常數最相近的碳化矽(3.5%)為低，故成為氮化鎵異質磊晶時普遍採用的基板。
異質磊晶成長的氮化鎵會因磊晶層與基板間的晶格常數差異而形成晶格錯位，
並因此產生延伸至磊晶層表面的線差排，影響光電元件的操作效能；另一方面，
磊晶層與基板材料的熱膨脹係數差異會在降溫過程中使介面因兩種材料不同的 收縮程度而開始累積應力，最終造成翹曲(bowing)甚至崩裂(crack)，這兩種因 素很大程度地限制了異質磊晶氮化鎵的晶體品質。在1983年時Yoshida et al.，
他們先在藍寶石基板上高溫成長一層sapphire 晶格較匹配的AlN當緩衝層
(buffer layer)，接著在其上成長的氮化鎵薄膜會有較好的品質，用這個方法所
圖 1-1-1 基板能隙與晶格常數間的關係圖
得的氮化鎵薄膜的室溫遷移率(mobility)約在34cm2/s·V [1]。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
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衝層，然後再拉到高溫成長高品質GaN 薄膜，大約在緩衝層20 nm 左右，載子濃 度可提升到 4×1016/cm3、而其遷移率可達600cm2/s·V [2]。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[3]。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[4]，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[5]。
因此如果考量到成本消耗與晶格匹配的問題，大部分都會選擇成長在藍寶石 基板上，也是業界上用來量產的常見基板，在異質磊晶時首先遇到的問題為成長 基板與氮化鎵在晶格常數、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
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1-2 研究動機與目的
本實驗室是利用氫化物氣相磊晶法(HVPE)在藍寶石基板上成長氮化鎵厚膜，
再由雷射剝離技術將氮化鎵從藍寶石基板剝離下來，製作成獨立式的氮化鎵基板
，因為HVPE的成長速率快，每小時可以達到100 µm左右，所以表面上的高低起伏 過大，會影響到後續磊晶的品質，故可先藉由機械研磨(MP)去研磨氮化鎵基板表 面，使得表面達到初步平整化。但在MP研磨過程中發現，鑽石研磨液中的顆粒與 表面不斷撞擊及磨擦，除了會造成許多刮痕外，表面的晶格也受到扭曲破壞，導 致表面下的損害層形成[8]，此損害層嚴重影響到後續磊晶成長的品質，所以實 驗中我們會利用化學機械研磨(CMP)去除損害層，同時也能使得表面更為平坦[9]
。然而另一個方法則是藉由熱退火去除損害層[10][11]，比較不同氮化鎵基板表 面處理的方式，且希望找出理想的熱退火參數同樣也能達到損害層去除的效果。
為了驗證去除損害層的效果，後續會透過有機金屬氣相磊晶法(MOCVD)在氮化 鎵基板上成長u-GaN，再利用原子力顯微鏡(AFM)、陰極螢光光譜儀(CL)、光激螢 光光譜儀(PL)、X-射線繞射儀(XRD)去檢測及探討u-GaN成長品質。以期取得可供 再成長用之氮化鎵基板。
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