TWI221001B - A method for growing a GaAs epitaxial layer on Ge/GeSi/Si substrate - Google Patents

Description

1221001 玖、發明說明： (一） 發明所屬之技術領域 本發明係關於在矽鍺磊晶片上成長高品質砷化鎵磊晶之 方法，該方法結合各相關技術及觀念之改良，其運用了超 高真空化學氣相磊晶（UHVCVD)以成長鍺磊晶薄膜，然後再 以金屬有機物化學氣相磊晶法（M0CVD)於該鍺薄膜ί:成長一 砷化鎵磊晶層。 本發明亦關於一種能在矽鍺磊晶片上成長高品質砷化鎵 薄膜之方法，其藉由在矽鍺磊晶層將差排侷限化並利用應 β 變界面阻擋該線差排之傳遞，而使該方法具有大幅降低總 磊晶層之厚度、減少缺陷密度，及解決了表面粗糙度問題 等優點。由於這些優點使本發明之技術具有成本低廉、方 法簡單及產能高等特性，故本發明對於製作I V族高速元 件、光學元件以及整合I V族與I I I - I V族積體電路之技術 而言，非常具有競爭力及產業上之利用價値與潛力。 (二） 先前技術 對於較先進之半導體元件之製造而言，於矽晶片上成長 ® 高品質的砷化鎵或其他I I I - V族化合物半導體係爲此一領 域長久期待及努力的目標。此種材料構造上的優點包括， 在應用方面，砷化鎵具有高的電子遷移率及光學特性，而 矽晶片具有較優的機械強度及良好的熱傳導性質；此外對 其他先進之電子元件而言，由於I I I - V族化合物與砂晶片 之結合，其亦提供了整合砷化鎵之可能性。 惟在矽晶片上異質磊晶砷化鎵，該元件構造上的主要限 -6 - 1221001 制爲在兩種材料間，其具有晶格常數（ut tlce constant )4 . 1 %之差距及本質的熱膨脹係數差異，此種在異質界面 上之晶格失配（m i s m a t c h )形成了失配差排網絡和所謂之 反相區域（anti-phase domain)。在典型之磊晶成長條件 下，這些缺陷之存在將嚴重地限制在砍上砷化鎵元件之應 用。 目前用以克服在矽上成長砷化鎵所產生缺陷之方法包括 :改變直接在矽上成長砷化鎵之成長條件、利用應變超晶 格緩衝層以過濾線差排（t h r e a d i n g d i s 1 〇 c a t i ο η )、及利 春 用鍺含量漸變矽鍺緩衝層之技術。類似方法仍分別存在著 線差排密度過高、或磊晶過程之間或之後，在磊晶層內之 龜裂、或磊晶層過厚等問題。 例如，在矽上直接成長砷化鎵層之技術，其爲了降低由 於砷化鎵/矽晶格失配所引起的大量線差排，習知技藝者係 採退火技術或應變界面超晶格緩衝層過濾技術來解決，相 關之揭示包括由美國專利US 5 9 5 9 3 0 8、5 87 9 9 6 2、5 47 3 1 7 4 、5308444、5438951、523886 9、5183776 及 5141893 所揭 Φ 示，及A.C.Gossard等人所發表文獻” Subpicosecond carrier dynamics in low-temperature grown G a A s on Si substrates”（Applied Physics Letters，Vol .75，Νο·17，2 5 Oct_1999)、以及 p.J.Goodhew 等人所發表文獻”Growth of high quality gallium arsenide on HF-etched silicon by chemical beam epitaxy”（Applied Physics Letters， Vol.62,No.l4, 5 April 1993)及 T.F.Carruthers 等人所 -7- 1221001 發表文獻”Integration of low-temperature GaAs on Si substrates "(Applied Physics Letters，Vol.62,No.3，18 Jan. 1 99 3 )。這些習知技術對於克服直接在矽上成長砷化鎵 磊晶層，其所產生之線差排密度之降低幅度其實相當有限 ，一般約在108/cm 2，即令再經高溫退火處理也僅降至1〇7/ cm 2而已；且還由於砷化鎵與矽之間的熱膨脹係數差異較 大，因此熱處理過程所誘發之額外差排亦難以消除，故在 高性能元件之製作方面，上述習知的成長技術難以符合要 求。 鲁 此外，利用緩衝層於矽上成長砷化鎵，亦即構造爲砷化 鎵/緩衝層/矽，其中該緩衝層目前已知包括SeS2、ZnSe或 ST0膜等。例如，M. Umeno等人所發表之文獻”High-quality GaAs on Si substrate by the epitaxial lift-off technique using SeS2 ”（Applied Physics Letters，

Vo 1·75，Νο. 24，13 Dec· 1 9 9 9 )，曾揭示一種接合（bonding) 技術，即利用S e S 2作爲夾層把砷化鎵晶圓接合在矽晶片上 ’再用剝離（Π f t - 〇 f f )技術獲得所需要之砷化鎵層。然而 φ 很明顯地，此項技術成本很高，而且無法獲得大尺寸之矽 晶片上砷化鎵。 而 J .C.Tramontana 等人所發表之文獻” Use of ZnSe as an interlayer for GaAs growth on Si55 (Applied Physics Letters，Vo 1 · 6 1，No . 2，1 3 Ju1y 1 9 9 2 )，則揭示利用 ZnSe 作爲緩衝層於矽晶片上成長砷化鎵，即砷化鎵/ z n s e /矽。 但在矽晶片上成長高品質之ZnSe十分困難，而且ZnSe的 1221001 熱導係數小並不利於元件之製作，故此種技術並不具備實 用性。 再者’ K.Esenbeiser等人所發表之文獻” New research yield epitaxially grown GaAs on Si，，（Solid State Techno 1 ogy，45 , 6 1 2002 )，曾揭示利用STO膜作爲緩衝層 於砂晶片上成長砷化鎵，即砷化鎵/ S T 0 /政。但S T 0膜必須 利用分子束磊晶技術（ΜΒΕ )成長而成長技術困難、成本昂 貴且產量低，另外，STO膜本身的熱導矽數也很小（〇 . 〇 2 6 W / c m K )而不利於元件之散熱，故此種技術之實用性亦不被 · 看好。 至於採取矽鍺含量漸變緩衝層之技術者，例如 A.C.Gossard 等人所發表” Subpicosecond carrier dynamics in low-temperature grown GaAs on Si subs t rat es”該篇文獻中其利用Si 作爲中間之緩衝層 於矽晶片上成長砷化鎵，由於鍺與砷化鎵具有十分接近的 晶格常數和熱膨脹係數，因此這項技術相對地最具有應用 前景，但仍然存在著一些明顯的缺失。其爲獲得低的差排 · 密度之鍺磊晶層，於成長過程中，Si i_xGex中的鍺含量需要 由零漸增至百分之百，如此之鍺含量漸變緩衝層其厚度往 往達到1 0微米以上。過大的厚度將會增加元件製造的困難 度及磊晶製作的成本。另外，此種技術成長的鍺其表面會 出現井狀的圖案，而使得表面粗糙度增加而變差，爲解決 這種問題，彼等採用化學機械硏磨（CMP )技術進行消除，但 其運用同樣帶來技術上的難度及成本上的問題。 -9- 1221001 (三）發明內容 本發明之目的在於解決先前技術中應用緩衝層 上成長砷化鎵之缺失，特別是利用作爲 矽晶片上成長砷化鎵的技術，本發明提供了包括 總磊晶之厚度、解決過大之高鍺含量磊晶層之表 、及降低因爲晶格失配所形成缺陷密度過高等問 技術。 有關利用Si nGe,作爲緩衝層於矽晶片上成長 技術，E.A.Fitzgerald等人曾發表於” Impact buffer thickness on electronic quality of G a on graded Ge/GeSi/Si substrate”（Applied Letters，Vol.76,No.14,3 April 2000) ’ 彼等係] 上成長鍺含量漸變之矽鍺磊晶，再以分子束磊晶S 於該最頂層之鍺薄膜上進行一砷化鎵層磊曰气 E. A.Fi tzge raid等人已於美國專利案US 6 29 1 3 2 1、 中揭露了於矽晶片上成長Si 之技術，而有 進行碑化錄嘉晶’例如採分子束嘉晶法（MBE / Jeng-Ming Kuo等人之美國專利案 US 53 0 8444所 E.A.Fitzgerald 等人在 US 6 29 1 3 2 3 專利中所 導體構造，係爲一鍺含量梯度從零漸變之矽鍺磊 有低差排密度，然而總磊晶層厚度卻達十微米以 示之製造方法爲於矽晶片上，以MBE或超高真空 磊晶成長其含有矽鍺含量漸變之第一層’通常以_ %鍺含量之漸變速率，漸增至5 0%鍺含量後’接著 在矽晶片 緩衝層於 如何降低 面粗糙度 題之解決 砷化鎵的 of G aA s As grown Physic 於砂晶片 ^ ( MBE ) “；其中 6107653 關鍺表面 )則見於 揭示的。 揭示之半 晶層，具 上。其揭 化學氣相 ί微米10 利用C Μ Ρ 1221001 技術平坦化該層表面，此時第一層之厚度約爲5微米 後再成長弟一層’鍺含量由50%增至 75% ，接著再用 技術平坦化該第二層表面，此時第二層之厚度約爲2. 米；第三層後之高鍺含量磊晶層，改變其磊晶條件， g周降成長溫度及成長氣體分壓，此時成長之厚度約爲 微米以上。根據上述方法最佳實施例所製得之樣品爲 面無龜裂、線差排密度約1 〇6 / cm 2、表面粒狀物密度約 cm 2、粗糙度24奈米及總磊晶厚度至少i 〇微米以上之 層。 然後再根據其於”Impact of GaAs buffer thicknes electronic quality of G a A s grown on graded Ge/GeS subs t rate”文獻中所揭，使用分子束磊晶法於該鍺薄 ，再磊晶一層約2 . 5微米之砷化鎵。 然而’本發明方法特點之一爲，首先在砂晶片上成 層高鍺含量之矽鍺磊晶層（如0.5至0.8微米之Si。」 )’利用本層容納大量因晶格失配所產生之線差排於 底部與界面處。接著成長第二或第三層更高鍺含量之 磊晶層（如 0.5 至 0.8 微米之 SiG.osGem、Sio.wGeu 利用各層之間所形成的應變界面，以進一步阻擋在第 未湮滅掉而傳遞上去之線差排，最後成長爲總磊晶厚 數微米之鍺薄膜磊晶層，例如3微米以下。接著再以 有機化學氣相磊晶法，於該鍺薄膜表面磊晶一層特定 之砷化鎵磊晶。該砷化鎵磊晶厚度可視所製作元件之 需求而定，例如1至3微米厚。 ;妖 CMP 5微 包括 2.5 :表 150/ 嘉晶 s on i /Si 膜上 長一 G e 0 9 該層 矽鍺 8 ) ’ 一層 度僅 金屬 厚度 特性 1221001 在上述成長過程中，對每一單層作即時之高溫退火處理 ，即於6 5 0至80(TC下進行1 5至60分鐘，以進一步提高鍺 薄膜及砷化鎵之磊晶品質。 與E . A · F 1 t z g e r a 1 d等人之硏究及專利相較，本發明係採 取高含量鍺，例如Sin GeQ.9爲起始第一層之矽鍺磊晶，然 後以階梯式地提供其更高鍺含量，例如S^.^Ge^.M、或視 需要增加之Sio.^Geo.^^晶成長，其目的係利用成長具有 特定厚度之第一層，使大量因晶格失配產生之線差排發生 在此磊晶層內，然後再成長第二或視需要第三層，利用其鲁 所形成應變界面阻擋第一層線差排之向上傳遞，故本發明 顯然相對於採每微米漸增5 %或1 〇%鍺含量的成長方式係爲 截然不同之技術觀念，若依前者之漸變梯度至I 〇 〇 % ，則其 石夕鍺磊晶層厚度無法降至1 0微米以下，而本發明之總磊晶 層厚度可控制在約3微米以下（如果不計最後成長之砷化 鎵磊晶厚度）。 其次，本發明之另一特點爲，本發明在矽上成長矽鍺磊 晶之方法係採用超高真空化學氣相磊晶技術，在磊晶溫度馨 3 5 0至6 5 0°C範圍，以高純度之SiH4、GeH4爲成長氣體、成 長氣體壓力20至100毫托下，進行矽鍺磊晶之成長，其不 論第一磊晶層、第二層或視需要之第三層之高鍺含量成長 均維持特定之操作條件’僅改變成長氣體中總矽鍺之比例 。然而，習知之鍺含蓮:漸變技術爲達到特定之鍺含量漸變 卻必須小心地控制其鍺含量漸變梯度，例如爲了降低線差 排密度’則選擇較低之鍺含量漸變梯度，但卻造成磊晶層 -12- 1221001 厚度過高，及一旦成長溫度下降後在磊晶層與矽之間的熱 失配所產生之拉伸應變界面；但是如果選擇較高之鍺含量 漸變梯度，例如每微米漸增1 〇%鍺含量以上，則其線差排 密度變大。低鍺含量之漸變梯度磊晶層中上述現象尙不明 顯，但是達到高鍺含量區域，例如Sio.uGem以上時，以 超高真空化學氣相磊晶技術於初期如7 5 0°C下成長，進入高 鍺含量後需降低成長溫度，例如5 50°C，及更低分壓，例如 3毫托來緩和。 然而，本發明所採用之超高真空化學氣相磊晶技術中， 並不需改變其溫度條件及明顯之壓力變化，故可維持高品 質之鍺薄膜表面及利於砷化鎵磊晶之成長。 習知技術中更包括於每一層磊晶層成長階段之平坦化步 驟’例如以化學機械硏磨（CMP)方式消除其表面粗糙度並續 行其後一層之漸變梯度成長；然而本發明可省卻CMP複雜 之工序，特別係從提供具有平整表面之矽晶片，及在每一 磊晶層成長階段間之即時高溫退火著手，以達到同樣甚或 更佳之平坦化效果。本發明中具有平整表面之矽晶片之提 供’係先以標準淸洗步驟潔淨，再於1 0 %氨氟酸溶液中浸 濕，然後去離子水淸洗，最後再於8 0 0 °C下進行去除倶生氧 化層之處理，至於每一嘉晶層成長階段間之即時高溫退火 處理’係在7 5 0 °C下進行〇 . 2 5至1小時，進一步降低差排 密度提高單晶品質。 本發明之再一特點爲，透過本發明之方法可製作I v族 高速元件、光學元件以及整合IV族與III-IV族積體電路 -13- ^1001 t 術。I V族高速元件/光學元件，例如爲鍺金氧半場效電 曰曰曰體（Ge M0SFET)、鍺光感測器（Ge photodetector )之IV 方矢材料*高頻元件/光學元件；I I I - I V族之應用包括，例如利 $ @與砷化鎵晶格匹配，在鍺爲緩衝層下以成長高品質之 石申鎵材料，其可作爲I I I - I V族材料之晶片以及作爲整合 I Π - I V族與I v族之整合晶片。上述之π丨_丨v族材料其應 用包括作爲異質接面雙極電晶體（ΗΒΤ)、金半電晶體（MESFET) 、局電子遷移電晶體（HEMET)、發光二極體（LED)、雷射 (L a s e 1.)等結構之磊晶晶片。 φ (四）實施方式 本發明揭示如下列之實施例，但不受該實施例所侷限。 實施例 首先，利用標準淸洗步驟潔淨矽晶片，該潔淨處理包括 將矽晶片浸置於H202 : H2S04比例爲1 : 4之溶液中約10分 鐘’然後取出以去離子水（D . I . w a t e r )淸洗1 0分鐘後， 再以10% HF溶液浸濕約30秒並隨之以去離子水淸洗之。 隨後馬上送進UHVCVD系中，進行成長以前先於800°C下作鲁 預烘（pre bak mg)約10分鐘以去除表面氧化層，再緩降 溫度至400 °C，待溫度穩定後立即成長磊晶層。該超高真空 化學氣相磊晶系統爲具有加熱裝置之石英爐管，背景真空 可用分子幫浦抽至5x 10·8托（torr )以下。成長使用氣體 爲SiH4、GeH4，由質流控制器（MFC)控制成長流量，其中‘ SiH4 之流量保持固定，每次僅調整GeH4之供應流量，在特定之 操作條件下，包括： - 14- 1221001 (1 )磊晶溫度範圍·· 3 5 0至6 5 0°C，較佳爲400°C ; (2 )成長氣體壓力範圍：20至1〇〇毫托’較佳爲20毫 托； (3 )成長氣體種類：高純度之SiH4、GeH4氣體； 其次，更進一步地成長第二或第三層之更高鍺含量之石夕 鍺磊晶層（每層厚度至少〇 · 1微米以上’較佳爲0 . 5至0 . 8 微米，特佳爲〇·8微米之SiQ.Q5GeG.95、SiG.Q2GeQ.98)以利 用所形成之應變界面更能阻擋在第一層未湮滅掉而傳遞上 去之線差排，接著成長爲一定厚度之鍺薄膜’例如1微米 H 厚。最後再以金屬有機化學氣相磊晶法’於6 5 0 °C下成長厚 度約1至3微米之砷化鎵磊晶層。 上述該成長過程中，每一單層應作即時（i η - s i t u )高溫 退火，即於6 5 0至800°C，較佳爲7 5 0°C下，進行0 . 25至1 小時、退火之氛圍爲氫氣、壓力範圍爲5至20毫托，以進 一步提高鍺薄膜及砷化鎵磊晶之品質。 有關在矽晶片上進行鍺磊晶成長過程中，第一層之鍺含 量至少大於70% ，較佳爲70%至90%之間，特佳爲90% ; · 其次第二層之鍺含量爲80%至98%之間，較佳爲95% ;可 視需要地進行第三層磊晶之成長，選擇之鍺含量介於第二 層與純鍺之間；最後一層之鍺含量爲100% ，又由於鍺與砷 化鎵之晶格常數相同，故再直接於鍺薄膜表面成長砷化鎵 〇 有關本發明最佳之矽鍺磊晶上成長砷化鎵之結果，其中 係以鍺含量爲90%之Si 作爲起始第一層之矽鍺磊晶

Claims (1)

1221001 拾、申請專利範圍： 《5年4月）日 修正本 第92120501號「在矽鍺磊晶片上成長砷化鎵磊晶之方法」專利案 (93年6月3日修正本) 1 . 一種於矽鍺晶片上成長砷化鎵磊晶之方法，包括： (1 )提供一潔淨平坦之矽晶片； 大 面 差 之 於 20 學 金 退 係 (2 )成長具有特定厚度之第一矽鍺磊晶層，使其容納 量因晶格失配所產生的線差排於該層底部及界 處， (3 )進行第一矽鍺磊晶層之即時高溫退火，以降低線 排密度； (4)成長第二及視需要之第三矽鍺磊晶層，使其產生 應變界面阻擋第一磊晶層向上傳遞之線差排，並 兩次成長期間進行即時高溫退火； (5 )於步驟（4 )之最上層磊晶表面，成長一純鍺薄膜 及 (6 )最後，在純鍺薄膜上，成長一砷化鎵磊晶； 其中，磊晶係於3 50至650°C、成長氣體壓力 至100毫托下，步驟（1 )至（5 )以超高真空化 氣相磊晶法進行成長，而步驟（6 )之磊晶係以 屬有機化學氣相磊晶法進行成長；又，即時高溫 火處理係在6 5 0至800°C下進行0.25至1小時。 2.如申請專利範圍第1項之方法，其中步驟（1 )矽晶片 以標準淸洗步驟潔淨，經1 0 %氫氟酸溶液浸濕，並於 80(TC下預烘10分鐘以去除氧化層。 1221001 3 ·如申請專利範圍第1項之方法，其中第一矽鍺磊晶層爲 至少〇 · 1微米以上之S“· lGe().9。 4 .如申請專利範圍第1或3項之方法，其中第一矽鍺磊晶 層爲0.5至0.8微米之si lGeM。 5 ·如申請專利範會第1項之方法，其中第二矽鍺磊晶層爲 至少〇 · 1微米以上之Sio.uGe。.^。 6 ·如申請專利範圍第1或5項之方法，其中第二砂鍺磊晶 層爲0.5至0.8微米之 7. 如申請專利範圍第1項之方法’其中視需要之第三砂鍺 磊晶層爲至少0.1微米以上之SlQ〇2GeQ.98。 8. 如申請專利範圍第1或7項之方法，其中視需要之第三 矽鍺磊晶層爲〇·5至0·8微米之Siu2GeQ.98。 9. 如申請專利範圍第1項之方法’其中第一砍鍺嘉晶層之 鍺含量可爲70至90%° i 〇.如申請專利範圍第1項之方法，其中第二矽鍺磊晶層之 鍺含量可爲80至95% ° i i .如申請專利範圍第1項之方法，其中磊晶成長溫度係於 4 0 0 °C下進行。 1 2 ·如申請專利範圍第1項之方法，其中即時高溫退火係於 7 5 0 °C下進行至少15分鐘° 1 3.如申請專利範圍第1或1 2項之方法，其中即時高溫退火 之氛圍爲氫氣、退火之氣體壓力爲20毫托。 1 4 · 一種於矽鍺磊晶片上成長砷化鎵磊晶之方法，包括： (1 )提供一潔淨平坦之矽晶片； -2 - 1221001 (2)成長具有特定厚度且鍺含量至少7〇%以上之第一 石夕錯嘉晶層； (3 )進行矽晶片與第一矽鍺磊晶層之即時高溫退火； (4)成長鍺含量更高之第二矽鍺嘉晶層及視需要之第三 石夕鍺嘉晶層，並於兩次成長期間進彳了即時局溫退 火； ‘ (5 )於步驟（4 )之最上層磊晶表面上，成長一純鍺薄 膜； (6 )最後，在純鍺薄膜上，成長一砷化鎵磊晶； 0 其中，步驟（1)至（5)磊晶層之鍺含量由第一矽 鍺磊晶層、第二矽鍺磊晶層、視需要之第三矽鍺磊 晶層至最上層之純鍺薄膜，係呈階梯式增加，係於 350至650 °C、成長氣體壓力20至100毫托下，以 超高真空化學氣相磊晶法進行成長，而步驟（6 ) 之磊晶係以金屬有機化學氣相磊晶法進行成長； 又，即時高溫退火處理係在6 5 0至8 0 01：下進行〇 . 2 5

1 5 ·如申請專利範圍第1 4項之方法，其中步驟（1 )矽晶片 係以標準淸洗步驟潔淨，經丨〇%氫氟酸溶液浸濕，並於 800 °C下預烘10分鐘以去除氧化層。 1 6 ·如申請專利範圍第1 4項之方法，其中第一矽鍺磊晶層爲 至少0 . 1微米以上之Si。lGe。9。 1 7 ·如申請專利範圍第1 4或丄6項之方法，其中第一矽錯嘉 晶層爲0.5至0.8微米之Si。iGeQ 9。 一3- 1221001 1 8 ·如申請專利範圍第1 4項之方法，其中第二矽鍺磊晶層爲 至少0· 1微米以上之Si 〇. (^“.95 ° 1 9 ·如申請專利範圍第1 4或1 8項之方法，其中第二砂鍺裔 晶層爲0.5至0.8微米之Sio.05Geo.95。 2 0 ·如申請專利範圍第1 4項之方法’其中視需要之第三矽鍺 磊晶層爲至少0.1微米以上之SiU2GeQ.98。 2 1 ·如申請專利範圍第1 4或2 0項之方法，其中視需要之第 三矽鍺磊晶層爲0.5至0.8微米之SiQ G2GeG.98。

2 2.如申請專利範圍第1 4項之方法’其中第一矽鍺磊晶層之 鍺含量可爲70至90% 。 2 3 .如申請專利範圍第1 4項之方法’其中第二矽鍺磊晶層之 鍺含量可爲80至95% 。 24·如申請專利範圍第1 4項之方法’其中磊晶成長溫度係於 40〇°C下進行。 2 5 ·如申請專利範圍第1 4項之方法’其中即時高溫退火係於 7 50°C下進行至少5分鐘。

2 6 ·如申請專利範圍第1 4或2 5項之方法，其中即時高溫退 火之热圍爲氣氣、退火之氣體壓力爲20笔托。 27· —種砷化鎵磊晶半導體構造，包含一砂晶片，一鍺含量 至少70%之第一矽鍺磊晶層，一較高鍺含量之第二矽鍺 磊晶層，及視需要之第三矽鍺磊晶層且其鍺含量比第二 石夕鍺磊晶層更高，一純鍺之薄膜，及最上層爲一砷化鎵 磊晶層，其特徵在於：第一矽鍺磊晶層可容納因大量晶 格失配而產生之線差排於該層底部及界面，而第二砂鍺 一 4 一 1221001 磊晶層及視需要之第三矽鍺磊晶層可利用其應變界面阻 擋該第一矽鍺磊晶層線差排之往上傳遞。 2 8 . —種砷化鎵磊晶半導體構造，包含一矽晶片，一鍺含量 至少70%之第一矽鍺磊晶層，一較高鍺含量之第二矽鍺 磊晶層，及視需要之第三矽鍺磊晶層且其鍺含量比第二 矽鍺磊晶層更高，一純鍺之薄膜，及最上層爲一砷化鎵 磊晶層，其特徵在於：矽鍺磊晶層中之鍺含量相對於磊 晶層之厚度係呈階梯式增加，在不計砷化鎵層厚度下， 總磊晶層厚度可控制不大於3 . 0微米。 2 9. —種砷化鎵磊晶半導體構造，包含一矽晶片，一鍺含量 至少70%之第一矽鍺磊晶層，一較高鍺含量之第二矽鍺 磊晶層，及視需要之第三矽鍺磊晶層且其鍺含量比第二 矽鍺磊晶層更高，一純鍺之薄膜，及最上層爲一砷化鎵 磊晶層，其特徵在於：利用申請專利範圍第1或1 4項之 方法，線差排密度可控制不大於1 06 / cm 2。