Etching pits density ( EPD )分析

如第二章第一節所述，藍寶石基板與氮化鎵磊晶層之間會因為晶格常 數以及熱膨脹係數差異的關係，在基板與磊晶層之間產生各種穿隧性差 排。這些差排相較周圍具有較高的能量，屬較不穩定的區域，因此當試片 遇到酸鹼性溶液時，差排處的蝕刻速度較快而於試片表面形成腐蝕坑

( etching pit )[39]。文獻指出[40]，利用 KOH 溶液在 360℃下蝕刻 n-GaN 表面一分鐘後，會於差排上方形成表面六邊形的腐蝕坑，如圖 3-14。藉由 TEM 中 g．b ≠ 0 會顯現對比的分析方法後，可得知含有螺旋分量或是刃差排 分量的差排皆會於蝕刻過後在試片表面形成腐蝕坑，其側邊形狀呈倒三角 形，如圖 3-15 所示。因此本實驗利用此方法估算於磊晶層內部的差排數量。

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圖 3-14 利用 KOH 蝕刻 n-GaN 表面一分鐘後，

於表面形成六角形腐蝕坑[40]

圖 3-15 藉由 TEM 中 g．b ≠ 0 會顯現對比的方式，在 g = 002 時看出含有螺 旋分量或是 g = 110 時含有刃差排分量，得知兩種差排皆會於試片表面形成

腐蝕坑[40]

本實驗先將已磊晶並切割完成的元件研磨至主動層之下，裸露出 n-GaN 及 undoped-GaN，如圖 3-16 中虛線圈起的區域，接著利用純磷酸為蝕刻溶

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液，在 210℃下蝕刻 n-GaN 於 WPSS、 DWPSS I、 DWPSS II 三種基板上，

蝕刻時間為五分鐘。蝕刻過後的表面 SEM 俯視圖如圖 3-17，腐蝕坑密度則 統計於表 3-6。可由圖表結果看出，增加電漿處理於 WPSS 基板上後，DWPSS

I 與 DWPSS II 的 EPD 皆下降，顯示 n-GaN 中的穿隧性差排數量降低；電 漿處理的時間越長，EPD 下降越明顯，顯示 DWPSS II 磊晶層中缺陷數量 較低、性質較好。

圖 3-16 將磊晶後的元件研磨至裸露出虛線圈起的區域，再用純磷酸進行蝕 刻、計算 etching pits density

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圖 3-17 經過 210℃純磷酸蝕刻五分鐘 n-GaN 於(a)WPSS；

(b)DWPSS I；(c)DWPSS II 表面所形成之腐蝕坑

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表 3-6 經過 210℃純磷酸蝕刻五分鐘後，於

WPSS、DWPSS I、DWPSS II 表面所形成之腐蝕坑密度

WPSS DWPSS I DWPSS II 電子顯微鏡( transmission electron microscopy，TEM )分析磊晶層中的橫截 面。其中 TEM 試片是由聚焦離子束顯微鏡( focused ion beam，FIB )所製作，

所顯示區域為微區觀察，實際穿隧性差排數值仍是以 EPD 方式計算為準。

圖 3-18 為 LED 結構成長於 WPSS、DWPSS I、DWPSS II 之橫截面影 像，sapphire 左半邊凌線部分為角錐斜面與斜面的交接處，右半邊凌線則由 斜面側壁投影而來。由圖可看出，於 WPSS 基板上成長的磊晶層具有較多 的差排在其中，其來自於底部裸露出的 bottom c-sapphire 與氮化鎵磊晶層介 面晶格常數差異以及晶粒縫合時產生的縫合缺陷。而增加電漿處理於 PSS 基板上後，成長於 DWPSS I 與 DWPSS II 上的氮化鎵含有較少的穿隧性差

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排，其中於 DWPSS I 橫截面影像中的黑點來自於利用 FIB 製作試片時鎵原 子形成的 Ga drop；隨著乾式蝕刻處理時間的增加，DWPSS II 基板上的磊 晶層中差排數量較 DWPSS I 上的磊晶層更低，顯示電漿處理會影響到基板 與磊晶層間的關係，減少差排產生，進一步使得發光主動層被破壞的機會 降低，提升磊晶品質。

sapphire

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圖 3-18 LED 結構成長於 WPSS、DWPSS I、DWPSS II 之 TEM 橫截面影像

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為了觀察電漿處理對 PSS 基板之角錐斜面的影響，我們使用掃描穿透 式電子顯微鏡( scanning transmission electron microscopy，STEM )做進一步 的分析。

圖 3-19 為靠近基板角錐斜面的 STEM 橫截面影像，可看出在角錐斜面 處有不同大小及數量的氮化鎵晶粒在其上。在 WPSS 基板上的氮化鎵晶粒 數量多且大小不一，顯示由濕式蝕刻所形成的圖案化藍寶石基板，其斜面 可使得氮化鎵磊晶層成核於其上，但在此斜面上的氮化鎵晶粒成長速率不 相同，使得晶粒大小不一。而藉由增加電漿處理於濕蝕刻所形成的圖案化 藍寶石基板後，DWPSS I 與 DWPSS II 角錐斜面上氮化鎵晶粒變小、數量 也下降；隨著電漿處理的時間上升，以 BCl3轟擊圖案化藍寶石基板 600 秒 的 DWPSS II，其角錐斜面上幾乎已無明顯的氮化鎵晶粒，顯示較長時間的 電漿處理下使得斜面較不易磊晶。

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圖 3-19 氮化鎵成長於各基板(a)WPSS；(b)DWPSS I；(c)DWPSS II 角錐斜面之 STEM 橫截面影像

3.3.8 氮化鎵成長階段示意圖

由圖 3-18 與圖 3-19 的 TEM 橫截面影像可看出磊晶層中內部差排變化 以及各基板角錐斜面上的晶粒成長情形，我們進一步推估氮化鎵的成長過 程。

圖 3-20 為在濕式蝕刻所形成的圖案化藍寶石基板 – WPSS 上的氮化鎵 成長圖。第一階段為 GaN 成核階段，在角錐斜面以及基板底面( bottom

c-sapphire )皆會於其上成核；第二階段角錐斜面與基板底部上的氮化鎵晶粒 開始成長；第三階段角錐斜面上方的晶粒持續成長，另外部分氮化鎵由基 板底部向上成長的同時，會於角錐上方產生側向成長，使得差排也產生彎

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曲( bending )的現象；第四階段為磊晶完成示意圖。

圖 3-20 於 WPSS 上的氮化鎵成長示意圖

圖 3-21 為利用電漿處理在濕式蝕刻所形成的圖案化藍寶石基板 –

DWPSS 上的氮化鎵成長圖。第一階段為氮化鎵成核階段，此時由於 sapphire 表面曾與乾蝕刻氣體- BCl3反應，影響基板表面鍵結使得氮化鎵較不易成核 於其上；第二階段時由於 bottom c-plane 成長速度較其他平面快且較易成 長，因此開始向上成長氮化鎵晶粒，另外角錐斜面部分仍是不易成長晶粒。

第三階段由基板底部 c-plane 成長的氮化鎵速度快於角錐斜面上的晶粒成長 速度，部分由基板底部向上成長的氮化鎵會於角錐上方產生側向成長，連 帶使得部份穿隧性差排彎曲；第四階段晶粒縫合後並向上成長，形成完整 的磊晶結構。

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圖 3-21 於 DWPSS 上的氮化鎵成長示意圖

3.3.9 不同表面處理下的氮化鎵成長比較

由第三章第一節以及圖 3-2 可看出，利用氣體 CF4同樣也可以改善濕 式蝕刻所形成的圖案化藍寶石基板表面，提升 GaN 磊晶品質以及 LED 元件 效率。但由於 CF4與藍寶石基板屬物理性蝕刻的關係[35]，兩者間純粹藉 由帶電離子(電漿)轟擊基板表面而不與基板產生化學反應，在長時間由 CF4

電漿轟擊 sapphire 基板表面的情況下，會同步使得角錐斜面以及底部 bottom

c-plane 表面粗糙度上升，使得氮化鎵難以成核於其上，如圖 3-22 所示。

本實驗實際利用氣體 BCl3以及 CF4轟擊經過濕式蝕刻所產生的圖案化 藍寶石基板，在 pattern 的高度、底寬相近的情況下，其經過不同氣體轟擊 後的基板表面形貌以及橫截面 AFM 影像如圖 3-23 及圖 3-24 所示。兩種氣

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形。

相對 CF4與藍寶石基板間屬物理性蝕刻的關係，本次實驗所選擇的反 應氣體-BCl3則與藍寶石基板有著化學性蝕刻的關係[25,41]。 BCl3與藍寶 石基板之間主要是靠自由基 - BCl 與 sapphire 反應，當角錐斜面與 BCl 自 由基的反應時間越長，斜面上的鍵結改變，氮化鎵晶粒越不易成長於其上。

另外一般在利用乾式製程蝕刻藍寶石基板時多選擇以 BCl3為主的反應性氣 體[25-30]，也說明此氣體相較 CF4較不易破壞底部 bottom c-plane。因此可 得知相較氣體 CF4，BCl3對於基板底部的破壞性較低，更可有效抑制氮化鎵 於基板斜面端的生成。

有鑑於基板底部 c-plane 為氮化鎵磊晶成長的主要晶面，我們可推測 BCl3相較 CF4為較佳的電漿反應氣體。

圖 3-22 CF4與 PSS 表面經過不同時間反應後，改變基板粗糙度以及磊晶關 係[34]。

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圖 3-23 經過不同氣體 (a) BCl3；(b) CF4 轟擊 PSS 後的 表面形貌 AFM 影像

圖 3-24 經過不同氣體 (a) BCl3；(b) CF4 轟擊 PSS 後的 橫截面 AFM 影像

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圖 3-25 成長薄層氮化鎵磊晶層於不同氣體 (a) BCl3；(b) CF4

轟擊 PSS 後的 SEM 影像

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圖 3-26 不同氣體 (a) BCl3；(b) CF4 轟擊 PSS 後，

氮化鎵磊晶層厚度與蝕刻時間變化關係圖

圖 3-27 各蝕刻氣體下，基板斜面端的磊晶層厚度和基板底面端的磊晶層厚 度比值與電漿處理時間關係圖

60 定電流 350 mA 下，LED-DWPSS II 相較於 LED -WPSS、LED-DWPSS I，

可提升 6.7% 和 3.7%的光輸出功率。而在固定電流 1000mA 下，LED-DWPSS 板反應，使 bottom c-plane 較不會受到破壞，更可有效抑制氮化鎵於基板斜 面處成長，進一步提升磊晶品質。

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