CN101410557B - 半导体衬底、电子器件、光学器件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供制造半导体衬底的方法，所述方法包括：在包含选自碱金属和碱土金属中的多种金属元素的助熔剂混合物中，使氮(N)与作为III族元素的镓(Ga)、铝(Al)或铟(In)反应，由此生长III族氮化物基化合物半导体晶体。在搅拌下混合所述助熔剂混合物和所述III族元素的同时，生长III族氮化物基化合物半导体晶体。其上生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体的基础衬底的至少一部分由助熔剂可溶材料形成，并且在所述半导体晶体的生长期间，在所述III族氮化物基化合物半导体晶体的生长温度附近的温度下，所述助熔剂可溶材料溶解于所述助熔剂混合物中。

Description

半导体衬底、电子器件、光学器件及其制造方法

技术领域

本发明涉及制造半导体衬底的方法，所述方法包括通过采用助熔剂的助熔工艺来生长III族氮化物基化合物半导体晶体；涉及通过所述制造方法制造的用于电子器件的半导体衬底；涉及电子器件；涉及晶体管；涉及光学器件衬底；涉及半导体发光器件；和涉及半导体感光器。

如本文所用的，术语“电子器件”包括由晶体管、二极管等形成的包括半导体晶体层的半导体器件(例如，放大器、开关器件和整流器件)。术语“电子器件”还包括具有这种半导体晶体层以及选自电阻器、电容器和感应器中至少一种的半导体集成电路。

前述晶体管可以是场效应晶体管或双极晶体管。根据本发明可制造的场效应晶体管的例子包括半导体器件，如MISFET、MOSFET、HFET、MODFET、JFET、HJFET和HEMT；以及用于功率控制的功率晶体管，如功率MOSFET和IGBT。

前述III族氮化物基化合物半导体包括具有任意组成比例的两组分、三组分和四组分InAlGaN半导体晶体；以及包含p-型或n-型杂质的这种半导体。

背景技术

常规使用的在Na助熔剂中生长氮化镓晶体的钠(Na)助熔工艺可在约5MPa的压力下和在600～800℃的相对低的温度下生长GaN单晶。

如在例如以下描述的专利文献1至5中所公开的，在制造III族氮化物基化合物半导体晶体的常规方法中，通过助熔工艺生长晶体。这种常规制造方法通常使用：通过在蓝宝石衬底上连续提供缓冲层和半导体层(例如，单晶GaN层)形成的模板；GaN单晶自支撑衬底；或类似的衬底作为基础衬底(种晶)。

[专利文献1]日本专利申请公开(kokai)No.H11-060394

[专利文献2]日本专利申请公开(kokai)No.2001-058900

[专利文献3]日本专利申请公开(kokai)No.2001-064097

[专利文献4]日本专利申请公开(kokai)No.2004-292286

[专利文献5]日本专利申请公开(kokai)No.2004-300024

发明内容

本发明所要解决的问题

尤其是当例如由半导体器件衬底制造场效应晶体管时，对于有利于控制在半导体晶体层之间的界面附近的二维电子气的形成或移除、减小所述层的薄层电阻、降低器件的驱动电压或漏电流、或改善器件的静电击穿电压、使用寿命、良品率等而言，衬底的晶体品质是非常重要的因素。

同时，当用于半导体光学器件(例如，LED、LD或光学传感器)的衬底由III族氮化物基化合物半导体晶体制造时，对于改善半导体器件的内部或外部量子效率、降低半导体器件的驱动电压、或改善半导体器件的静电击穿电压、使用寿命、良品率等而言，器件衬底的晶体品质是非常重要的因素。

然而，常规的Na助熔工艺在制造具有低位错密度和具有几乎平坦的晶体生长表面的高品质半导体晶体方面存在困难。尤其是，对于制造可用于光学器件的低位错密度的透明半导体晶体存在困难。此外，常规的Na助熔工艺还造成晶体生长速率和产率方面的问题，并且因此在将助熔工艺应用于制造半导体衬底(例如，用于电子器件的半导体衬底或光学器件半导体衬底)方面存在困难。在生长由In_xAl_yGa_1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)形成的III族氮化物基化合物半导体晶体的情况下，也会出现这样的问题。

在前述模板用作基础衬底的情况下，当在基础衬底上生长目标III族氮化物基化合物半导体晶体至具有大厚度时，由于半导体晶体和蓝宝石衬底之间的热膨胀系数差异大，所以在从反应室中移除半导体晶体期间，在半导体晶体中产生大量裂纹。因此，在这种情况下，对于制造例如厚度为300μm或以上的高品质半导体晶体存在困难。

为了解决前述问题已经完成本发明。本发明的一个目的是通过低成本的助熔工艺来生产用于制造电子器件或光学器件的高品质半导体衬底。

本发明的另一目的是促进改善由这种半导体衬底制造的任意前述电子器件的操作特性。

本发明的又一目的是由这种半导体衬底制造表现出高运行效率和高静电击穿电压的半导体光学器件。

解决问题的手段

通过落入下述方面的技术有效地解决了前述问题。

在本发明的第一方面中，提供一种制造用于电子器件或光学器件的半导体衬底的方法，所述方法包括：在包含选自碱金属和碱土金属中的多种金属元素的助熔剂混合物中，使氮(N)与作为III族元素的镓(Ga)、铝(Al)或铟(In)反应，由此生长III族氮化物基化合物半导体晶体，其中在搅拌下混合助熔剂混合物和III族元素的同时，生长III族氮化物基化合物半导体晶体。

在本发明中，混合处理可通过反应容器的机械运动(例如，振荡、摇动或旋转)来实施，或可通过用例如搅拌棒或搅拌桨搅拌助熔剂混合物来实施。或者，混合处理可利用通过例如加热设备在助熔剂混合物中产生的热梯度从而通过助熔剂混合物的热对流来实施。亦即，在本发明中，混合处理可通过任意前述工艺来实施。这些工艺可采取任意合适的组合来实施。

在本发明的第二方面中，提供一种制造用于电子器件或光学器件的半导体衬底的方法，所述方法包括：在包含选自碱金属和碱土金属中的多种金属元素的助熔剂混合物中，使氮(N)与作为III族元素的镓(Ga)、铝(Al)或铟(In)反应，由此生长III族氮化物基化合物半导体晶体，其中其上生长III族氮化物基化合物半导体晶体的基础衬底的至少一部分由可在助熔剂混合物中溶解的材料(以下，所述材料可称为“助熔剂可溶材料”)形成；并且，在半导体晶体生长过程期间或半导体晶体生长完成之后，在III族氮化物基化合物半导体晶体的生长温度附近的温度下，所述助熔剂可溶材料溶解于助熔剂混合物中。

可使用的助熔剂可溶材料的例子包括但不必限于硅(Si)。

在前述助熔剂可溶材料的暴露表面上可形成保护膜，使得保护膜的厚度或成形图案任意地控制助熔剂可溶材料溶解于助熔剂混合物的时间或助熔剂可溶材料的溶解速率。用于形成这种保护膜的材料的例子包括氮化铝(AlN)和钽(Ta)。这种保护膜可通过任何熟知的技术如晶体生长、真空沉积或溅射形成。

在涉及第二方面的一个具体实施方案的本发明的第三方面中，至少一部分前述助熔剂可溶材料包含待加入III族氮化物基化合物半导体晶体中的杂质。

助熔剂可溶材料全部可由这种必要的杂质单独形成。

在涉及第二或第三方面的具体实施方案的本发明的第四方面中，在搅拌下混合前述助熔剂混合物和III族元素的同时，生长III族氮化物基化合物半导体晶体。

在这种情况下，混合处理可通过任意前述工艺来实施。

在涉及第一至第四方面中任一项的具体实施方案的本发明的第五方面中，前述助熔剂混合物包含钠(Na)、和锂(Li)或钙(Ca)。

亦即，包含Na作为主要组分的助熔剂混合物包含锂(Li)或钙(Ca)作为次要组分。

在涉及第一至第五方面中任一项的具体实施方案的本发明的第六方面中，在III族氮化物基化合物半导体晶体生长之前，通过使用氢(H₂)气、氮(N₂)气、氨(NH₃)气、稀有气体(He、Ne、Ar、Kr、Xe或Rn)或通过以任意比例混合选自这些气体中的两种或更多气体获得的气体混合物作为清洗气体，使基础衬底或种晶的晶体生长表面在900～1100℃温度下进行清洗处理1分钟或更长时间。

该清洗处理优选实施两分钟至10分钟。

在涉及第一至第六方面中任一项的具体实施方案的本发明的第七方面中，前述助熔剂混合物包含以下作为待加入III族氮化物基化合物半导体晶体中的杂质：硼(B)、铊(Tl)、钙(Ca)、含Ca化合物、硅(Si)、硫(S)、硒(Se)、碲(Te)、碳(C)、氧(O)、铝(Al)、铟(In)、氧化铝(Al₂O₃)、氮化铟(InN)、氮化硅(Si₃N₄)、二氧化硅(SiO₂)、氧化铟(In₂O₃)、锌(Zn)、铁(Fe)、镁(Mg)、氧化锌(ZnO)、氧化镁(MgO)或锗(Ge)。

助熔剂混合物可包含这些杂质中的仅仅其一或这些杂质中的多种。可任意选择这些杂质的一种或组合。

在本发明的第八方面中，提供一种用于电子器件或光学器件的半导体衬底(以下，所述衬底可称为“形成电子器件的半导体衬底”)，所述衬底通过根据本发明的第一至第七方面中的任意一项所述的制造半导体衬底的方法来制造，所述衬底具有1×10⁵cm^-2或更小的表面位错密度和1cm或更大的最大尺寸。

位错密度越低的衬底越优选，并且最大尺寸越大的衬底越优选。从工业应用的角度来看，半导体衬底特别优选呈现例如直径为约50～约150mm的圆形、尺寸为约27mm×约27mm的正方形或尺寸为约12mm×约12mm的正方形。

在涉及第八方面的具体实施方案的本发明的第九方面中，前述半导体衬底具有300μm或更大的厚度。

半导体衬底的厚度优选400μm或更大，更优选约400～约600μm。

在本发明的第十方面中，提供一种包括晶体生长衬底和设置在晶体生长衬底上的III族氮化物基化合物半导体晶体层的电子器件，其中晶体生长衬底由根据本发明的第八或第九方面所述的用于形成电子器件的半导体衬底所形成。

如本文中所用，术语“电子器件”包括由晶体管、二极管等形成的包括半导体晶体层的半导体器件(例如，放大器、开关器件和整流器件)。术语“电子器件”也包括具有这种半导体晶体层以及电阻器、电容器和感应器中的至少一种的半导体集成电路。前述晶体管可以是场效应晶体管或双极晶体管。

在本发明的第十一方面中，提供一种包括通过晶体生长形成的III族氮化物基化合物半导体晶体层的场效应晶体管，所述晶体管包括根据本发明的第八或第九方面所述的用于形成电子器件的半导体衬底；通过在用于形成电子器件的半导体衬底上直接或间接晶体生长形成的沟道层A；和通过在沟道层A上直接晶体生长形成的载流子供给层B，其中至少在沟道层A和载流子供给层B之间的界面附近，载流子供给层B的能带隙(E_B)大于沟道层A的能带隙(E_A)。

前述场效应晶体管的例子包括高频半导体器件，如MISFET、MOSFET、HFET、MODFET、JFET、HJFET和HEMT；以及用于功率控制的功率晶体管，如功率MOSFET和IGBT。

在涉及第十一方面的具体实施方案的本发明的第十二方面中，前述沟道层A和载流子供给层B中的至少其一由未掺杂的半导体晶体形成。

在涉及第十一或第十二方面的具体实施方案的本发明的第十三方面中，前述沟道层A由两组分或三组分Al_xGa_1-xN(0≤x<1)形成，而前述载流子供给层B由三组分Al_yGa_1-yN(x<y≤1)形成。

在涉及第十一至第十三方面中任一项的具体实施方案的本发明的第十四方面中，通过抑制存在于前述界面附近的沟道层A的一部分中的原子升华，使得前述界面形成为具有基本平坦的平面。

在这种情况下，前述沟道层A更优选由GaN晶体形成，而前述载流子供给层B更优选由Al_yGa_1-yN(0.15≤y≤0.30)形成。

在涉及第十一至第十四方面中任一项的具体实施方案的本发明的第十五方面中，前述载流子供给层B由Al_yGa_1-yN(0.45>y>0.04)形成，而所述载流子供给层B中的铝组成比例y通常随着与前述界面的距离的增加而单调减小。

在这种情况下，在前述界面处所确定的载流子供给层B中的铝组成比例y更优选为0.15～0.40，而在界面相反的表面处所确定的载流子供给层B中的铝组成比例y更优选为0.05～0.20。

在本发明的第十六方面中，提供一种包括晶体生长衬底和设置在晶体生长衬底上的多个III族氮化物基化合物半导体晶体层的半导体发光器件，其中所述晶体生长衬底由根据本发明的第八或第九方面所述的半导体衬底形成。

这种半导体发光器件的例子包括LED(发光二极管)和LD(半导体激光器)。

在本发明的第十七方面中，提供一种包括晶体生长衬底和设置在晶体生长衬底上的多个III族氮化物基化合物半导体晶体层的半导体感光器(photoreceptor)，其中所述晶体生长衬底由根据本发明的第八或第九方面所述的半导体衬底形成。

这种半导体感光器的例子包括成像设备的感光器，和光学传感器。

在涉及第十六方面的具体实施方案的本发明的第十八方面中，前述发光器件包括由III族氮化物基化合物半导体形成的发光层和设置在所述发光层上的III族氮化物基化合物半导体晶体层，所述半导体晶体层包含铝和受主杂质，并利用包含氢(H₂)和氮(N₂)的气体混合物的载气通过晶体生长处理来形成，在所述载气中氮的相对分压是40％～80％。

在本发明的第十九方面中，提供一种制造半导体发光器件的方法，所述方法包括在晶体生长衬底上提供多个III族氮化物基化合物半导体晶体层，其中所述晶体生长衬底由块状透明的III族氮化物基化合物半导体晶体形成，并且利用包含氢(H₂)和氮(N₂)的气体混合物的载气，通过晶体生长处理在发光层上提供包含铝和受主杂质的半导体晶体层，在所述载气中氮的相对分压是40％～80％。

在本发明的第十八和第十九方面中，氮的相对分压更优选为50～75％，更加优选为60～70％。不必要在晶体生长衬底上直接提供前述包含铝和受体杂质的半导体晶体层。通过例如另外的晶体生长处理，可在半导体晶体层和晶体生长衬底之间提供任选的半导体层。对于提供这样的任选半导体层而言，关于晶体生长条件(例如，前述的氮的相对分压)没有特定的限制。

在涉及第十六或第十七方面的具体实施方案的本发明的第二十方面中，所述光学器件包括至少一个接触层、有源层和设置在接触层和有源层之间的多个表现出耐静电压的结构(以下，这种结构可称为“耐电压结构”)，每个所述结构包括两层；即设置在接触层侧上的未掺杂的半导体层和设置在未掺杂的半导体层上的杂质掺杂半导体层(以下，这样的杂质掺杂半导体层可简称为“掺杂半导体层”)。

前述光学器件可以是LED、半导体激光器、用于成像装置的感光器或光学传感器。前述接触层可以是n-型或p-型接触层。n-型和p-型接触层均可采用前述耐电压结构。

前述杂质可以是n-型或p-型杂质。掺杂半导体层可包含多种n-型(或p-型)杂质。掺杂半导体层可包含n-型和p-型杂质二者。在形成包含n-型和p-型杂质二者的单个掺杂半导体层的情况下，当例如形成n-型接触层时，n-型杂质的用量大于p-型杂质的用量。

前述有源层可具有多量子阱(MQW)结构、单量子阱(SQW)结构或其它的层状结构。

在涉及第二十方面的具体实施方案的本发明的第二十一方面中，前述接触层是n-型接触层，并且前述杂质是n-型杂质。

在涉及第十六方面的具体的实施方案的本发明的第二十二方面中，半导体发光器件包括DBR多层，所述DBR多层通过在两个p-型半导体晶体层之间以重复的方式交替设置具有不同组成的多个未掺杂的III族氮化物基化合物半导体晶体层来形成。

DBR多层可具有包括至少一对层的多层结构。DBR多层优选具有包括约2～约10对的层的多层结构。当DBR多层中包含的层数目小时，可能无法改善DBR多层的光反射率，或不太可能改善静电击穿电压。相反，当DBR多层中包含的层数目过大时，驱动电压增大。

前述两个p-型半导体晶体层之一更优选是p-型接触层。该结构由于设置有DBR多层因而可抑制发光器件驱动电压的增加。

在涉及第二十二方面的具体实施方案的本发明的第二十三方面中，前述DBR多层包括多个未掺杂的GaN晶体层和多个未掺杂的Al_xGa_1-xN(0<x<1)晶体层。

在本发明的第二十四方面中，提供一种制造半导体光学器件的方法，所述方法包括：在晶体生长衬底上提供多个III族氮化物基化合物半导体晶体层，其中晶体生长衬底由根据本发明的第八或第九方面所述的半导体衬底形成，并且，在生长III族氮化物基化合物半导体晶体层之前，通过使用氢(H₂)气、氮(N₂)气、氨(NH₃)气、稀有气体(He、Ne、Ar、Kr、Xe或Rn)或通过以任意比例混合选自这些气体中的两种或更多气体获得的气体混合物作为清洗气体，使半导体衬底的晶体生长表面在900～1100℃温度下进行清洗处理1分钟或更长时间。

所述清洗处理优选实施两分钟至10分钟。本发明的前述措施可有效地或合理地解决前述问题。

发明效果

通过本发明的前述方面获得的效果如下。

具体地，根据本发明的第一至第七方面中任意一项，通过助熔剂工艺可以高效和低成本地制造高品质半导体晶体。因此，可以在实际生产水平上高品质和高效地制造根据本发明的第八或第九方面所述的用于制造电子器件或光学器件的半导体衬底。

尤其是根据本发明的第一方面，通过在搅拌下混合有效地增加氮在助熔剂混合物中的溶解速率，并且使晶体材料在助熔剂混合物中均匀分布。此外，这种适合的助熔剂可以始终均匀地提供给晶体生长表面。因此，根据本发明的第一方面，可以示出一种用于制造电子器件或光学器件的高品质的透明半导体衬底，所述衬底具有低位错密度和几乎平坦的晶体生长表面。由于通过前述效果获得高的晶体生长速率和产率，所以可根据需要通过晶体生长容易地制造高品质的块状半导体衬底。

根据本发明的第二方面，在半导体晶体生长期间或半导体晶体生长完成之后，在半导体晶体生长温度附近的温度下，在助熔剂混合物中溶解助熔剂可溶材料。因此，当从反应室移除目标半导体晶体时，在半导体晶体(即，用于电子器件或光学器件的半导体衬底)和基础衬底之间没有施加应力—否则所述应力会由于例如当将半导体晶体从反应室移除时的温度降低而产生。因此，根据本发明的第二方面，与常规半导体衬底相比较，目标电子器件形成半导体衬底的裂纹密度可显著减小。

采用的前述助熔剂可溶材料可以是相对廉价的材料例如硅(Si)。因此，与采用GaN单晶自支撑衬底作为基础衬底的常规技术相比较，可以降低制造成本。

根据本发明的第三方面，当采用在助熔剂混合物中溶解前述助熔剂可溶材料作为加入杂质的技术时，将杂质加入目标半导体衬底不需要任何其它技术。此外，还可节省所需的杂质材料的量。

根据本发明的第四方面，类似于在第一方面中通过搅拌混合获得的那些效果也可在第二或第三方面中获得。

根据本发明的第五方面，可以通过改变助熔剂混合物中锂(Li)或钙(Ca)的混合比来合适地或最优地调节半导体晶体的产率或生长速率，并且因此可合适地或最优地调节目标电子器件形成半导体衬底的生产能力。

根据本发明的第六方面，异质或杂质被成功地从其上将生长半导体晶体的晶体生长表面移除，并且因此可通过晶体生长制造更高品质的目标电子器件形成半导体衬底。

根据本发明的第七方面，可以通过晶体生长根据需要制造具有期望的导电性或能带隙的用于电子器件或光学器件的半导体衬底。

根据本发明的第八方面，可在实际水平上以低成本制造高品质晶体生长衬底，所述衬底可用作用于电子器件或光学器件(例如，发光器件(LED或LD)或感光器)的衬底，或用作用于这种器件的半导体晶片衬底。

由于本发明的半导体衬底与常规的半导体衬底相比具有很高的晶体品质，所以在衬底上通过晶体生长形成的半导体晶体层表现出高的晶体品质。因此，与常规电子器件相比较，可以改善所得电子器件的前述期望的特性(例如，方块电阻)。而且，由于半导体衬底的晶体品质增加导致半导体衬底表现出增加的导热性，所以所述衬底与常规衬底相比表现出高热辐射效应。

根据本发明的第九方面，可以避免电子器件或光学器件的产率下降—否则这种产率下降会由于在制造电子器件或光学器件期间对这种半导体衬底的破坏或损伤而产生。

根据本发明的第十方面，采用高品质的电子器件形成半导体衬底作为用于电子器件的晶体生长衬底，因此以高品质形成构成电子器件的半导体晶体层。

因此，根据本发明的第十方面，可以制造表现出极好的运行特性(例如，方块电阻和漏电流)的电子器件。当电子器件形成半导体衬底的厚度调节至300μm或更大时，可增加目标电子器件的产率。

根据本发明的第十一方面，可以在沟道层A和载流子供给层B之间的界面处成功地形成二维电子气，并且因此可在场效应晶体管中成功地形成其中气体用作载流子的沟道。因此，根据本发明的第十一方面，可制造具有极好运行特性的场效应晶体管。

根据本发明的第十二方面，沟道层A或载流子供给层B可由高品质半导体晶体层形成，并且因此可在前述界面处增加载流子的迁移率。因此，根据本发明的第十二个方面，可以降低沟道层的方块电阻。

根据本发明的第十三方面，可适当保持沟道层A和载流子供给层B之间的能带隙差异，同时使每个半导体晶体层的晶体品质保持在高水平。因此，沟道层A优选由未掺杂的GaN晶体层形成。同时，载流子供给层B优选由未掺杂的AlGaN晶体层形成以抑制电流泄漏至栅电极。

根据本发明的第十四方面，与常规的情况相比，可使沟道层A和载流子供给层B之间的界面变平坦，并且因此在界面处不大可能发生载流子散射。因此，根据本发明的第十四个方面，可以减小沟道层的方块电阻。

根据本发明的第十五个方面，可适当保持沟道层A和载流子供给层B之间的能带隙的差异，同时使载流子供给层B的结晶品质保持在高水平。因此，根据本发明的第十五个方面，在沟道层的方块电阻减小的同时，还可减小载流子供给层的漏电流。

根据本发明的前述方面，可容易地或合理地解决前述问题。

根据本发明的第十六方面，由于与常规的情况相比较，可容易地提高用于半导体发光器件的晶体生长衬底的晶体品质，所以可容易地大量制造表现出优于常规发光器件的特性的半导体发光器件。通过提高晶体生长衬底品质而改善的半导体发光器件的特性的例子包括内部量子效率、外部量子效率、驱动电压、静电击穿电压、使用寿命和良品率。

尤其是在半导体激光器的情况下，提高谐振器中输出光的谐振效率的一个重要因素是由发光层发出的光在频率轴方向上具有足够窄的半宽，或在谐振器的反射面处具有高的光反射率。具体在例如端面发光激光器的情况下，要点是谐振器的端面通过解理而洁净地形成。具体在表面发光激光器的情况下，要点是晶体生长表面具有小的粗糙度(不规则度)。由于由发光层发出的光在被输出之前在谐振器中进行多次反射，所以谐振器本身的透明度对于提高输出性能是至关重要的因素。考虑到以上所述，根据本发明的第十六方面，与常规的情况相比，可以容易地提高半导体激光器的输出性能。

根据本发明的第十七方面，由于与常规的情况相比，可以容易地提高用于半导体感光器的晶体生长衬底的晶体品质，所以可容易地大量制造表现出优于常规半导体感光器的特性的半导体感光器。通过提高晶体生长衬底品质而改善的半导体感光器的特性的例子包括内部量子效率、外部量子效率、驱动电压、静电击穿电压、使用寿命和良品率。

根据本发明的第十八或第十九方面，可以提高包含受主杂质和铝的III族氮化物基化合物半导体晶体层的载流子迁移率和光致发光强度；可以降低半导体晶体层的表面粗糙度；并且可以减小例如半导体晶体层各部分之间的铝组成比例或厚度的变化。这是由于通过最优化载气的氮含量而改善了含铝的III族氮化物基化合物半导体层的晶体品质，并且因此获得平坦的表面形态。可以想见，这些效果可能是由于通过来自外延生长晶体的原子的再蒸发而抑制缺陷或表面粗糙产生的结果。

这种半导体晶体层的提供可改善光学器件如发光二极管(LED)、半导体激光器(LD)、用于成像器件的感光器、光学传感器或光耦合器的运行效率等。

根据本发明的第二十方面，半导体器件包括多个耐电压结构，每个耐电压结构包括两层；即设置在接触层侧上的未掺杂的半导体层和设置在未掺杂的半导体层上的掺杂半导体层。也就是说，包括多个耐压结构的半导体器件的有利于提高静电击穿电压的那一部分包括至少两个掺杂半导体层。与常规情况相比，该结构可成功地降低器件的晶体缺陷中载流子的浓度，否则这会通过施加高的静电压而发生。因此，根据本发明的第二十方面，与常规情况相比，可以进一步改善器件的静电击穿电压，同时足以使器件的发光或接收光的性能(例如，发光强度或光接收灵敏度)保持在与常规半导体器件相当的水平上。

因此，根据本发明的第二十一方面，当在接近晶体生长衬底的一侧上(即，下侧上)提供n-型半导体层，而在相反侧上(即，上侧上)提供p-型半导体层时，多个前述耐静电结构形成为邻接或靠近在接近晶体生长衬底的一侧上的接触层。因此，根据本发明的第二十一方面，即使在前述耐电压结构中提供高温生长层(即，在高于用于形成有源层的晶体生长温度的温度下通过晶体生长形成的层)时，用于形成高温生长层的高温晶体生长不会导致对有源层的任何热损伤。

因此，根据本发明的第二十一个方面，当在接近晶体生长衬底的一侧上(即，下侧上)提供n-型半导体层，而在相反侧上(即，上侧上)提供p-型半导体层时，有源层的晶体品质和前述耐电压结构的晶体品质二者可保持在高水平上，并且因此可有效地保持或提高光学器件的发光或接收光的性能。

根据本发明的第二十二方面，由于包括未掺杂半导体晶体层的DBR多层的光学反射作用，因而可以提高发光器件的外部量子效率，以及由于未掺杂层的电导率使得可提高器件的静电击穿电压。可以想见，静电击穿电压的这种提高可能是由于例如类似于第二十方面的情况的载流子浓度降低的结果。

根据本发明的第二十二方面，由于晶体生长衬底具有低位错密度，所以可降低每个半导体晶体层的位错密度。因此，可以想见，由于这种晶体品质的提高和未掺杂层的提供的协同效应，因而可进一步提高半导体发光器件的静电击穿电压。

由于半导体发光器件具有芯片倒装型式，因此通过本发明的前述操作和效果获得的光学器件衬底透明度的显著提高非常有助于提高前述外部量子效率。

根据本发明的第二十三方面，前述DBR多层的界面之间折射率的大差异可保持在一定范围内，使得发光器件的驱动电压或内部量子效率不受明显的影响。因此，在这样的范围内，可有效地提高DBR多层的反射率。

根据本发明的第二十四方面，异质或杂质被成功地从其上将生长半导体晶体的晶体生长表面移除，并且因此可以通过晶体生长以更高品质制造构成目标半导体光学器件的半导体晶体层。

附图说明

图1是显示用于第一实施方案的晶体生长设备的截面图。

图2-A是显示用于实施方案1的晶体生长设备的操作的截面图。

图2-B是显示用于实施方案1的晶体生长设备的操作的截面图。

图2-C是显示用于实施方案1的晶体生长设备的操作的截面图。

图3是显示在实施方案2中制备的模板10的截面图。

图4-A显示用于实施方案2的晶体生长设备的结构。

图4-B是显示用于实施方案2的晶体生长设备的部分截面图。

图5-A是显示实施方案2中半导体晶体生长的截面图。

图5-B是显示实施方案2中半导体晶体生长的截面图。

图5-C是显示实施方案2中半导体晶体生长的截面图。

图6是显示实施方案3的场效应晶体管100的层状结构的截面图。

图7是显示制造场效应晶体管100的条件及其性能的表。

图8是显示实施方案4的场效应晶体管200的截面图。

图9是显示场效应晶体管200的漏电流特性的图。

图10-A是显示实施方案5的放大器电路300的示意透视图。

图10-B显示实施方案5的放大器电路300的示意图。

图11是显示常规的场效应晶体管900的层状结构的截面图。

图12是显示实施方案6的LED400的截面图。

图13是显示实施方案7的LED500的截面图。

图14是显示实施方案8的LED600的截面图。

附图标记说明

2：反应室

3：反应容器

8：种晶

9：助熔剂混合物

H：加热器

10：模板

20：半导体衬底

100，200：场效应晶体管

103，203：沟道层

104，204：载流子供给层

400：LED

401：半导体衬底

407：p-型AlGaN层

最佳实施方式

在本发明的第二方面中，可通过任意熟知的技术诸如光刻或蚀刻，在助熔剂可溶材料的暴露表面上形成前述的成膜图案。在暴露表面上形成的保护膜的厚度越小，则前述溶解时间就越早。暴露于助熔剂混合物的助熔剂可溶材料的一部分的面积越大，则前述溶解速率就越高。当助熔剂可溶材料的暴露部分与高温助熔剂混合物接触时，助熔剂可溶材料在助熔剂混合物中的溶解开始，并且溶解速率几乎正比于所述暴露部分的面积。因此，通过适当确定保护膜的厚度和助熔剂可溶材料暴露部分的面积，可任意地控制助熔剂可溶材料溶解开始的时间、助熔剂可溶材料溶解所需要的时间、溶解速率等。通过改变例如助熔剂可溶材料的类型或厚度或助熔剂混合物的温度可调节助熔剂可溶材料溶解所需要的时间。

对于制造种晶或通过助熔剂工艺制造用于前述晶体生长的基础衬底的方法没有具体限制，并且可通过例如助熔剂工艺、HVPE、MOVPE或MBE有效地制造种晶或基础衬底。对于种晶或基础衬底的尺寸或厚度没有具体限制，但是，从工业应用的角度来看，种晶或基础衬底优选呈现例如直径为约50mm至约150mm的圆形、尺寸为约27mm×约27mm的正方形或尺寸为约12mm×约12mm的正方形。种晶或基础衬底优选具有大曲率半径的晶体生长表面。

种晶或基础衬底优选具有低位错密度。然而，在使用根据本发明的第二至第四方面中任意一项所述方法的情况下，种晶或基础衬底不必需要具有低位错密度。应该注意，在这种情况下，当位错密度过低时，前述助熔剂可溶材料(基础衬底)可能难以溶解于助熔剂混合物中。

对于所使用的晶体生长设备没有具体限制，只要可利用所述设备实施助熔剂工艺即可。例如，可使用专利文献1至5中任意其一所述的晶体生长设备或其改进设备。当通过助熔剂工艺实施晶体生长时，使用的晶体生长设备的反应室的温度优选可以任意地升高或降低至约1000℃。反应室的压力优选可以任意地升高或降低至约100atm(约1.0×10⁷Pa)。所使用的晶体生长设备的电炉、反应容器、原料气罐、管道等优选由例如不锈钢(SUS)材料、氧化铝材料或铜形成。

尤其是在制造根据本发明的第十四方面所述的场效应晶体管的情况下，确定用于抑制构成沟道层A表面部分的原子升华的晶体生长条件的重要参数是例如：晶体生长温度、气体材料的分压、所用载气的类型、载气分压、V/III比率和晶体生长速率。因此，当例如构成GaN晶体的Ga原子特别容易升华时，气体材料(例如，三甲基镓(TMG))的分压可相对或绝对地升高，或可采取类似的措施。

在这种情况下，优选将用于载流子供给层B的晶体生长温度(T_B)调节至低于用于沟道层A的晶体生长温度(T_A)。

为了有效地防止这些层之间的界面变粗糙，将用于载流子供给层B的晶体生长压力(P_B)调节至近似等于用于沟道层A的晶体生长压力(P_A)。

特别优选地，将由Al_xGa_1-xN(0≤x<1)形成的沟道层A中的铝组成比例x调节至几乎为零，并且将由Al_yGa_1-yN(x<y≤1)形成的载流子供给层B中的铝组成比例y调节至0.15～0.30。在这种情况下，优选地，将晶体生长压力P_A和P_B调节至几乎为环境压力，并且调节晶体生长温度T_A和T_B以满足以下关系：950℃≤T_B<T_A。

更优选地，将用于沟道层A的晶体生长温度(T_A)调节至1200℃或更低。重要的是将用于沟道层A的晶体生长温度(T_A)调节至比用于载流子供给层B的晶体生长温度(TB)高50℃或更多。温度差更优选在50～150度范围内。

更优选地，调节用于载流子供给层B的晶体生长温度(T_B)以满足以下关系950℃≤T_B<1050℃。在本发明的第十四方面中，优选调节用于沟道层A的晶体生长温度(T_A)以满足以下关系：1050℃<T_A≤1150℃。

优选地，将沟道层A中的铝组成比例调节至几乎为零，并且将载流子供给层B中的铝组成比例调节至0.15～0.30。重要的是将载流子供给层B的厚度调节至1nm或更大。载流子供给层B的厚度更优选为5nm或更大。

采用前述优化措施，根据本发明的第十四方面的场效应晶体管的沟道层A和载流子供给层B之间的界面可以有效地变平坦。

尤其是在制造根据本发明的第十五方面所述的场效应晶体管的情况下，优选将在前述界面处所确定的载流子供给层B中的铝组成比例x1调节至0.15～0.40。更优选地，将铝组成比例x1调节至0.19～0.25。

在这种情况下，优选地，将在与前述界面相反的表面处所确定的载流子供给层B中的铝组成比例x2调节至0.05～0.20。更优选地，将铝组成比例x2调节至0.13～0.17。

在根据本发明的第十五方面所述的场效应晶体管的特别优选的实施方案中，随着与前述界面的距离的增加，载流子供给层B中的铝组成比例x通常从0.20单调地降低至0.15。

在制造根据本发明的第二十或第二十一方面所述的光学器件的情况下，尤其是当例如前述有源层形成为发射或接收波长为450～480nm光时，更优选地，将从前述接触层计算的构成第二和后续耐电压结构的半导体层的厚度与从接触层计算的构成第一耐电压结构的掺杂半导体层的厚度的总和调节至140～600nm。

利用此结构，与常规器件相比，可提高器件的静电击穿电压，同时使其发光或接收光的性能保持在等于或高于常规器件的水平上。当总厚度过大时，由于下述(原因1)或(原因2)而使发光或接收光的性能受损，然而当总厚度过小时，半导体层本身的电阻过度降低，因此在改善静电击穿电压方面存在困难。

(原因1)未掺杂半导体层本身的电阻变得过大。

(原因2)当如下所述在约800～约900℃的相对低的温度下通过晶体生长形成未掺杂半导体层时，未掺杂半导体层的表面会适当地变粗糙。在这种情况下，当未掺杂半导体层的厚度过大时，由于其表面粗糙，使得在将后续通过晶体生长形成的未掺杂半导体层或半导体层(例如，有源层)的晶体品质保持在高水平方面存在困难。

尤其是，当例如前述有源层形成为发射或接收波长为510～550nm的光时，更优选地，将从前述接触层计算的构成第二和后续耐电压结构的半导体层的厚度与从接触层计算的构成第一耐电压结构的掺杂半导体层的厚度的总和调节至50～250nm。

利用此结构，与常规器件相比，可提高器件的静电击穿电压，同时使其发光或接收光的性能保持在等于或高于常规器件的水平上。当总厚度过大时，由于前述(原因1)或(原因2)，导致发光或接收光的性能受损，然而当总厚度过小时，半导体层本身的电阻过度降低，因而在改善静电击穿电压方面存在困难。

更优选地，将从接触层计算的构成第一耐电压结构的未掺杂半导体层的厚度调节至100～300nm。当厚度过大时，由于前述(原因1)导致发光或接收光的性能受损，而当厚度过小时，未掺杂半导体层本身的电阻过度降低，因此在改善静电击穿电压方面存在困难。

更优选地，将从接触层计算的构成第一耐电压结构的掺杂半导体层的厚度调节至10～100nm。当厚度过大时，由于前述(原因2)导致发光或接收光的性能受损，而当厚度过小时，载流子在横向上分布不充分，因此在改善静电击穿电压方面存在困难。

更优选地，将从接触层计算的构成第二耐电压结构的掺杂半导体层的厚度调节至20～40nm。当厚度过大时，由于前述(原因2)导致发光或接收光的性能受损，而当厚度过小时，载流子在横向上分布不充分，因此在改善静电击穿电压方面存在困难。

如本文所用，“III族氮化物基化合物半导体”为用于形成半导体衬底或在半导体衬底上生长半导体层的材料，通常包括由式Al_1-x-yGa_yIn_xN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤1-x-y≤1)表示的两组分半导体、三组分半导体和四组分半导体，并且具有任意的化合物晶体比例，并且还包括包含p-型或n-型杂质的这种半导体。

前述III族元素原子(Al、Ga或In)的至少一部分可被例如硼(B)或铊(Tl)取代；或氮(N)原子的至少一部分可被例如磷(P)、砷(As)、锑(Sb)或铋(Bi)取代。

前述加入的p-型杂质(受体)可以是例如已知的p-型杂质，如镁(Mg)或钙(Ca)。

前述加入的n-型杂质(施主)可以是例如已知的n-型杂质，如硅(Si)、硫(S)、硒(Se)、碲(Te)或锗(Ge)。

可单步加入两种或更多种杂质(受体或施主)元素，或可单步加入p-型和n-型杂质二者。

为了制造前述电子器件或光学器件，通过使用分子束外延(MBE)、金属有机气相外延(MOVPE)、氢化物气相处延(HVPE)、液相外延等作为有效的技术，通过晶体生长在半导体衬底上形成III族氮化物基化合物半导体层。

发光层或有源层可具有单层结构、单量子阱(SQW)结构、多量子阱(MQW)结构或其它结构。尤其是，当半导体晶体层具有多量子阱(MQW)结构时，优选地，所述层至少包括由含铟(In)的III族氮化物基化合物半导体Al_yGa_1-y-zIn_zN(0≤y<1，0<z≤1)形成的阱层。因此，发光层或有源层可包括例如由掺杂或未掺杂的Ga_1-zNIn_zN(0<z≤1)形成的阱层和具有大于阱层的能带隙并由具有任意组成比例的III族氮化物基化合物半导体AlGaInN形成的势垒层。

以下将描述本发明的具体的实施方案。

然而，本发明不限于如下所述的实施方案。

实施方案1

图1是显示实施方案1所采用的晶体生长设备的截面图。

1.晶体生长设备

该晶体生长设备用于通过助熔剂工艺在衬底8的晶体生长表面上生长目标半导体晶体。设置在耐热、耐压容器1内部的加热容器2连接至用于供给含氮气体7的进气管4。从振摇设备5延伸的轴6连接至加热容器2的与进气管4相反侧上，使得轴6与进气管4共轴。振摇设备5包括例如电动机和电动机控制器。将助熔剂混合物和前述衬底8置于由氮化硼形成的反应容器3中。

2.通过助熔剂工艺的晶体生长

以下将描述利用图1中所示的晶体生长设备生长氮化镓单晶。

(1)首先，通过MOVPE在蓝宝石衬底的晶体生长表面上形成GaN膜(厚度：3μm)，由此产生图1中所示的衬底8。

(2)随后，将衬底8置于反应容器3的底部上，然后将钠(Na)(约8.8g)和锂(Li)(约0.027g)置于反应容器3中。Na对Li的摩尔比为99:1。

(3)随后，将反应容器3置于加热容器2中，并且使反应容器3沿预定方向倾斜，使得衬底8不接触钠(Na)和锂(Li)的助熔剂混合物。

(4)接着，将加热至约1000℃的氮气(N₂)输入反应室约30分钟，由此清洗衬底8的晶体生长表面。在该清洗期间，加热容器2中的气体压力在0～10atm(1～10×10⁵Pa)的范围内或该范围附近进行周期性地改变，从而以重复的方式供给(压缩)氮气(N₂)进入加热容器2和将其从加热容器2中排出，由此实施清洗气体的注入/排出。

(5)其后，重新将氮气输入加热容器2中；将容器中的气体压力提高至10atm(约10×10⁵Pa)；并且将容器的温度调节至890℃。

(6)其后，如图2-A、2-B和2-C所示，利用振摇设备5通过振摇反应容器3使得液体原料(助熔剂混合物)9从一侧到另一侧移动，从而使得GaN膜的晶体生长表面始终被助熔剂混合物9薄薄地覆盖。当继续该振摇时，保持前述温度与压力恒定四个小时。在这种情况下，可实施振摇以使助熔剂每分钟往复运动一次至若干次。

(7)其后，当反应容器3倾斜至助熔剂混合物不接触衬底8时，将前述温度与压力分别降低至约环境温度和环境压力，然后将衬底8从加热容器2中移出。随后，用乙醇除去在衬底8的周边上沉积的助熔剂混合物(Na和Li)，由此产生在衬底8上生长的透明的并具有均匀厚度的块状GaN单晶。

其后，通过例如抛光或激光剥离技术移除蓝宝石衬底。

发现通过前述方法制造的GaN单晶具有约10μm的厚度和5cm或更大的最大尺寸。

在室温下测量GaN单晶的光致发光强度，并且发现对于325nm的激发光为10mW或更大。

发现归属于(100)晶面反射的X-射线的XRD峰的半宽是100arc.sec.或更小。

这些数据显示：当例如实施前述晶体生长工艺约160小时时，可生产出用于制造电子器件或光学器件的高品质的透明半导体衬底，所述衬底具有400μm的厚度和低位错密度。

在前述晶体生长工艺中，助熔剂混合物的次要组分是锂(Li)。然而，助熔剂混合物的次要组分可以是钙(Ca)而不是锂(Li)。或者，锂(Li)可以与钙(Ca)一起使用。

当在前述助熔剂混合物中加入杂质，例如硼(B)、铊(Tl)、钙(Ca)、含Ca化合物、硅(Si)、硫(S)、硒(Se)、碲(Te)、碳(C)、氧(O)、铝(Al)、铟(In)、氧化铝(Al₂O₃)、氮化铟(InN)、氮化硅(Si₃N₄)、二氧化硅(SiO₂)、氧化铟(In₂O₃)、锌(Zn)、铁(Fe)、镁(Mg)、氧化锌(ZnO)、氧化镁(MgO)或锗(Ge)时，目标GaN单晶可以掺杂有这样的杂质。通过这样的掺杂技术，用于电子器件和光学器件的目标半导体衬底可具有导电性或半绝缘性能。

作为用于形成晶体的原料的含氮(N)气体可以是例如氮气(N₂)、氨气(NH₃)或这些气体的混合物。在由前述组成式表示的构成目标半导体晶体的III族氮化物基化合物半导体中，前述III族元素(Al、Ga或In)原子的至少一部分可被例如硼(B)或铊(Tl)取代；或至少一部分氮(N)原子可被例如磷(P)、砷(As)、锑(Sb)或铋(Bi)取代。

所加入的p-型杂质(受体)可以是例如碱土金属(例如，镁(Mg)或钙(Ca))。所加入的n-型杂质(施主)可以是例如硅(Si)、硫(S)、硒(Se)、碲(Te)或锗(Ge)。可单步加入两种或更多种杂质(受体或施主)元素，或可单步加入p-型和n-型杂质二者。可通过例如在助熔剂混合物中预先溶解杂质而将这种杂质加入目标半导体晶体中。

实施方案2

以下将参考图3描述制备用于实施方案2中助熔剂工艺的晶体生长步骤的基础衬底(模板10)的工序。

1.基础衬底的制备

(1)首先，在硅衬底11(助熔剂可溶材料)的背表面上形成保护膜15。保护膜15可通过MOVPE或类似技术在衬底上提供AlN层来形成。或者，保护膜15可由合适的金属例如钽(Ta)通过溅射设备或真空沉积设备来形成。

(2)随后，通过MOVPE晶体生长，在硅衬底11(厚度：约400μm)上形成AlGaN缓冲层12(厚度：约4μm)，并且在缓冲层12上形成GaN层13。GaN层13可根据在助熔剂工艺中引发目标半导体晶体的生长的时间而发生在助熔剂中一定程度的溶解。因此，GaN层13形成为具有直至引发晶体生长才完全溶于助熔剂混合物中的厚度。

模板10(基础衬底)可通过前述步骤(1)和(2)制备。

2.晶体生长设备的结构

图4-A和4-B显示实施方案2所采用的晶体生长设备的结构。晶体生长设备包括用于供应氮气的原料气罐21；用于调节晶体生长环境压力的压力调节器22；泄漏阀23；和用于实施晶体生长的电炉25。电炉25、用于将原料气罐21连接至电炉25的管道等由例如不锈钢(SUS)材料、氧化铝材料或铜形成。

电炉25中包含不锈钢容器24(反应室)，并且不锈钢容器24中包含坩埚26(反应容器)。坩埚26可由例如氮化硼(BN)或氧化铝(Al₂O₃)形成。

电炉25内部的温度可在1000℃或更低的范围内任意地升高或降低。通过例如压力调节器22或29或经由管道28的泄漏阀23，不锈钢容器24内部的晶体生长压力可在1.0×10⁷Pa或更小的范围内任意地升高或降低。

图4-B是显示不锈钢容器24的截面图。反应室由圆柱形侧壁27限定，并且在侧壁27的外底部上提供环状加热器H。提供加热器H用于经由反应室底部来加热坩埚26(反应容器)，由此导致在包含于坩埚26中的助熔剂混合物9中发生热对流。

3.晶体生长步骤

以下将参考图5-A～5-C描述通过图4-A和4-B中所示的晶体生长设备的本实施方案中的晶体生长步骤。

(1)首先，将钠(Na)、锂(Li)和Ga(即，III族元素)置于反应容器(坩埚26)中，并且将反应容器(坩埚26)置于晶体生长设备的反应室(不锈钢容器24)中，随后抽空包含于反应室的气体。钠(Na)对锂(Li)的摩尔比是99:1。如果必要，可预先将任意前述添加剂(例如，碱土金属)加入坩埚中。在填充有惰性气体(例如Ar气体)的手套箱中进行反应容器中衬底或原材料的设定，这是由于当在空气中实施这样的操作时，Na会立即氧化。

(2)随后，反应室中的气体压力在0～10atm(1～约10×10⁵Pa)的范围内或其附近进行周期性改变，从而以重复方式将氮(N₂)气体供给(压缩)进入反应室和从反应室排出，由此清洗衬底的晶体生长表面。该清洗在900℃下实施约30分钟。

(3)接着，当调节坩埚温度至850～880℃时，将氮气(N₂)重新输入晶体生长设备的反应室中，并且保持反应室中的气体压力为3～5atm(3～5×10⁵Pa)或其附近。在此情况下，将前述制备的模板10的保护膜15浸没于通过前述升温形成的熔体(助熔剂混合物)中，并且模板10的晶体生长表面(即，GaN层13的暴露表面)位于熔体和氮气之间的界面附近。

(4)其后，利用来自图4-B中所示的加热器H的热，在助熔剂混合物9中产生热对流，从而在搅拌助熔剂混合物的同时，持续保持(3)中的前述晶体生长条件。

在前述条件下，在Ga-Na熔体和氮气之间的界面附近，构成用于III族氮化物基化合物半导体的材料的元素持续为过饱和状态。因此，如图5-A所示，在模板10(图3)的晶体生长表面上可成功生长目标半导体晶体(n-型GaN单晶20)。获得n-型导电半导体晶体(n-型GaN单晶20)的原因是：在晶体生长期间将构成溶于助熔剂混合物中的硅衬底11的Si加入所述晶体作为n-型添加剂(图5-B)。

保护膜15可形成为具有大厚度，使得在晶体生长步骤期间硅衬底11不溶于助熔剂混合物中。在此情况下，可形成没有掺杂硅(Si)的半绝缘的电子器件形成半导体衬底或光学器件衬底。

4.晶体生长衬底的溶解

在通过前述晶体生长步骤使得n-型GaN单晶20生长至具有足够厚度(例如，约500μm或更大)之后，使坩埚的温度继续保持在850～880℃直至保护膜15和硅衬底11完全溶于助熔剂混合物中(图5-B和5-C)。其后，在将氮气(N₂)压力保持为3～5atm(3～5×10⁵Pa)或其附近的同时，将反应室的温度降低至100℃或更低。

可部分平行地实施硅衬底11溶于助熔剂混合物的步骤和前述温度降低步骤。而且，在GaN单晶生长期间，保护膜15或硅衬底11的至少一部分可溶解于如上所述的助熔剂混合物中。实施这些步骤的平行/同时模式可适当地适合用于例如保护膜15的形成。

5.助熔剂的移除

随后，从晶体生长设备的反应室移除前述生长的n-型GaN单晶20(目标半导体晶体)，并且将单晶冷却至30℃或更低。其后，在将包围n-型GaN单晶20的环境温度保持在30℃或更低的同时，利用乙醇移除在单晶周边上沉积的助熔剂(Na)。

当依次实施前述步骤时，可通过所述助熔剂工艺并以低成本制造用于制造电子器件或光学器件的高品质导电半导体衬底(n-型GaN单晶20)，所述衬底具有400μm或更大的厚度并且与常规半导体衬底相比具有显著减少的裂纹。在将杂质(例如Fe)加入助熔剂混合物中的情况下，可通过改变加入杂质的量来控制所得半导体衬底的导电性能。因此，这种杂质的加入有利于制造例如用于电子器件或光学器件的半绝缘半导体衬底。

实施方案3

图6是显示实施方案3的场效应晶体管100的层状结构的示意截面图。场效应晶体管100是通过经由晶体生长来连续提供III族氮化物基化合物半导体层所形成的半导体器件。晶体管的晶体生长衬底101由厚度为约400μm的具有极好结晶度的块状未掺杂杂质的半绝缘GaN晶体形成，所述GaN晶体通过在前述实施方案1或2中描述的制造方法来制造。

在晶体生长衬底101上形成未掺杂的GaN半导体层103(厚度：约2μm)。半导体层103对应于根据本发明的第十一方面的沟道层A。在半导体层103(沟道层A)上形成未掺杂的Al_0.25Ga_0.75N半导体层104(厚度：约35nm)，其对应于根据本发明的第十一方面的载流子供给层B。调节半导体层104(载流子-供给层B)的厚度，使得当栅极导通时，在下述的欧姆电极105或107和二维电子气体层之间有效地确保载流子(电子)的隧道效应，所述二维电子气体层形成在半导体层A和B之间的界面附近。

附图标记105、106和107分别表示源电极(欧姆电极)、栅电极(肖特基电极)和漏电极(欧姆电极)。每个欧姆电极(源电极105和漏电极107)均通过以下步骤形成：通过气相沉积在层104上提供薄的钛(Ti)层(厚度：约

)，和通过气相沉积在所述Ti层上提供铝(Al)层(厚度：约

)。这些欧姆电极良好地沉积并通过在约700～900℃下进行小于一秒的热处理(快速退火)而合金化。同时，栅电极106(肖特基电极)通过以下步骤形成：通过气相沉积在层104上提供镍(Ni)层(厚度：约)，和通过气相沉积在所述Ni层上提供金(Au)层(厚度：约

)。

以下将描述用于制造前述场效应晶体管100的方法，关注点在于根据本发明的第十一方面的半导体晶体层A和B(即，前述半导体层103和104)。

前述场效应晶体管100的每个半导体层103和104利用金属有机气相外延(MOVPE)通过晶体生长来形成。该晶体生长工艺使用例如载气(H₂或N₂)、氨(NH₃)气、三甲基镓(Ga(CH₃)₃)气体和三甲基铝(Al(CH₃)₃)气体。

图7显示形成实施方案3的场效应晶体管100的半导体层A和B的晶体生长条件。如图7所示，在以下条件下通过晶体生长形成构成场效应晶体管100的前述未掺杂的GaN半导体晶体层103(厚度：约2μm)(即，根据本发明的沟道层A)。

(用于半导体层A的晶体生长条件)

(1)晶体生长温度T_A：1100[℃]

(2)晶体生长压力P_A：1013[hPa]

随后，在以下条件下，通过晶体生长形成前述未掺杂的Al_0.25Ga_0.75N半导体晶体层104(厚度：约35nm)(即，根据本发明的第十一方面的载流子供给层B)。

(用于半导体层B的晶体生长条件)

(1)晶体生长温度T_B：1100[℃]

(2)晶体生长压力P_B：1013[hPa]

前述条件的特征在于：用于第一和第二半导体层A和B(半导体层103和104)的晶体生长温度T_A和T_B以及晶体生长压力P_A和P_B满足下述关系(2)。为了与实施方案3对比，在下述关系式(1)中描述了用于制造常规晶体管900(图11)的典型晶体生长条件。

(常规晶体生长条件)

T_B>T_A，

P_B<P_A······(1)

(实施方案3中的晶体生长条件)

1000℃＝T_B<T_A＝1100℃

P_B＝P_A＝(环境压力)……(2)

在关系式(2)中描述的晶体生长条件下，在半导体层103(沟道层A)形成为具有2μm的厚度之后，降低晶体生长炉中的温度，并且保持晶体生长压力为大约环境压力。

在图11所示的常规情况下，由于半导体层103和104是在关系式(1)所述的晶体生长条件下形成，因此在这些层之间的界面处形成不期望的不规则性；即发生界面粗糙化，并且因此二维电子气的迁移率可能无法保持在高水平。即，在这样的界面处非常可能发生载流子散射。

相反，当半导体层103(沟道层A)在实施方案3中的晶体生长条件(如上关系式(2)所述)下形成时，可有效地抑制构成半导体层103的上表面的原子的升华，并且因此可有效地防止半导体层103和104之间的界面的粗糙化。

如图7的行“性能”所示，发现实施方案3的场效应晶体管100的导通电流I是1.1[A/mm]，其高于晶体管900的导通电流(即，0.7[A/mm])；发现晶体管100的方块电阻ρ是400[Ω/方块]，其低于晶体管900的方块电阻(即，650[Ω/方块])；并且发现晶体管100的沟道迁移率μ为约1600[cm²/Vsec]，其显著高于晶体管900沟道迁移率(即，约1000[cm²/Vvsec])。

因此，场效应晶体管100表现出极好的电性能，其与约1×10¹³[cm^-2]的沟道层(二维电子气)的表面载流子浓度相当。如上所述，根据实施方案3的场效应晶体管100的结构及其制造方法，与常规情况相比，器件电性能可得到显著改善。

前述抑制界面粗糙化的效果也基于：晶体生长衬底101由厚度为约400μm的具有极好结晶度的块状未掺杂杂质的半绝缘GaN晶体所形成，所述GaN晶体通过实施方案1中所述的制造方法来制造。即，使用很高晶体品质的晶体生长衬底对于通过晶体生长在衬底上形成的半导体晶体层之间界面的平坦化是非常有效和重要的因素。因此，使用本发明的电子器件形成半导体衬底是尤其有效的。

实施方案4

图8是显示实施方案4的场效应晶体管200的层状结构的示意截面图。场效应晶体管200是通过经由晶体生长来连续提供III族氮化物基化合物半导体层形成的半导体器件。晶体管的晶体生长衬底201由厚度为约400μm的具有极好结晶度的块状掺杂杂质(Fe)的半绝缘GaN晶体形成，所述GaN晶体通过在前述实施方案1或2中描述的制造方法来制造。

在晶体生长衬底201上形成未掺杂的GaN半导体晶体层203(厚度：约2μm)。半导体晶体层203对应于根据本发明的第十一方面的沟道层A。在半导体晶体层203(沟道层A)上形成未掺杂的Al_xGa_1-xN(0.15≤x≤0.20)半导体晶体层204(厚度：约

)，其对应于根据本发明的第十一方面的载流子供给层B。

半导体晶体层204中铝组成比例x随着与层204和半导体晶体层203的界面的距离增加从0.20单调减少至0.15。

调节半导体层204(载流子供给层B)的厚度至约

，使得当栅极导通时，在下述的欧姆电极205或207和二维电子气体层之间有效地确保载流子(电子)的隧道效应，所述二维电子气体层形成在半导体层A和B之间的界面附近。

附图标记205、206和207分别表示源电极(欧姆电极)、栅电极(肖特基电极)和漏电极(欧姆电极)。每个欧姆电极(源电极205和漏电极207)均通过以下步骤形成：通过气相沉积在层204上提供薄的钛(Ti)层(厚度：约)，和通过气相沉积在所述Ti层上提供铝(Al)层(厚度：约

)。这些欧姆电极良好地沉积并通过在约700～900℃下进行小于一秒的热处理(快速退火)来合金化。同时，栅电极206(肖特基电极)通过以下步骤形成：通过气相沉积在层204上提供镍(Ni)层(厚度：约

)，和通过气相沉积在所述Ni层上提供金(Au)层(厚度：约

)。

以下将描述用于制造前述场效应晶体管200的方法，关注点在于半导体晶体层204(载流子供给层B)。

前述场效应晶体管200的每个半导体晶体层203和204均利用金属有机气相外延(MOVPE)通过晶体生长形成。该晶体生长工艺使用例如载气(H₂或N₂)、氨(NH₃)气、三甲基镓(Ga(CH₃)₃)气体和三甲基铝(Al(CH₃)₃)气体。

更具体地，半导体晶体层在以下条件下通过晶体生长形成。

1.沟道层A(半导体晶体层203)

(1)晶体生长温度T_A：1140[℃]

(2)层状结构：单层(厚度：约2μm，由本征GaN晶体形成)

2.载流子供给层B(半导体晶体层204)

(1)晶体生长温度T_B：1000[℃]

(2)层状结构：多层(六层)

第一层：厚度约70

，铝组成比例x＝0.20

第二层：厚度约70

，铝组成比例x＝0.19

第三层：厚度约60

，铝组成比例x＝0.18

第四层：厚度约60

，铝组成比例x＝0.17

第五层：厚度约70

，铝组成比例x＝0.16

第六层：厚度约70，铝组成比例x＝0.15

图9是显示场效应晶体管200的栅极漏电流特性的图。在图9的图中，曲线i)对应于场效应晶体管200的栅极漏电流特性；曲线ii)对应于载流子供给层B由单一的Al_0.15Ga_0.85N半导体晶体层(厚度：约

)形成的样品S2的栅极漏电流特性；曲线iii)对应于载流子供给层B由单一的Al_0.20Ga_0.80N半导体晶体层(厚度：约)形成的样品S3的栅极漏电流特性。无需说明，每个样品S2和S3(除了载流子供给层B之外)的组分类似于场效应晶体管200。

这些漏电流测量数据表明：场效应晶体管200的漏电流等于或低于载流子供给层B由单一的Al_0.15Ga_0.85N半导体晶体层(厚度：约

)形成的样品S2。所述数据也表明场效应晶体管200的漏电流是载流子-供给层B由单一的Al_0.20Ga_0.80N半导体晶体层(厚度：约

)形成的样品S3的1/100或更小，即，场效应晶体管200的漏电流与样品S3的情况相比得到非常有效地减小。

在每个场效应晶体管200、样品S2和样品S3中，测量在沟道层A和载流子供给层B之间界面处的方块电阻。测量结果如下。

(方块电阻)

场效应晶体管200：约600[Ω/方块]

样品S2：约700[Ω/方块]

样品S3：约500[Ω/方块]

前述的试验数据表明：与常规的场效应晶体管的情况不同，场效应晶体管200表现出以很好平衡和合理的方式存在的由于有效地减少漏电流所导致的高击穿电压和由于方块电阻(导通电阻)的有效降低所导致的高导电性二者。换言之，常规地，在表现出如图9曲线i)所示的减小的漏电流的场效应晶体管中实现约600[Ω/方块]的方块电阻未必容易。

前述载流子供给层B的多层结构可通过如下步骤形成：在用于形成构成所述结构的六个层(第一至第六层)的晶体生长期间，稍微改变铝供给气体(即，三甲基铝(Al(CH₃)₃气体)的供给量。因此，当场效应晶体管200通过例如前述工序制造时，可容易将产率保持在等于或高于常规场效应晶体管的情况的水平上。

前述漏电流减小的效果也基于：晶体生长衬底201由厚度为约400μm的具有极好结晶度的块状掺杂杂质(Fe)的半绝缘GaN晶体所形成，所述GaN晶体通过实施方案1中所述的制造方法来制造。即，使用非常高晶体品质的晶体生长衬底对于形成低位错密度的高品质载流子供给层B(半导体晶体层204)是非常有效和重要的因素。因此，本发明的电子器件形成半导体衬底的使用是尤其有效的。

实施方案5

图10-A是显示实施方案5的放大器电路300的示意透视图，图10-B显示放大器电路300的图。放大器电路300包括两个对准的场效应晶体管100，每个均通过以类似于实施方案3中描述的方式在晶体生长衬底101上连续提供III族氮化物基化合物半导体层来形成。如图10-A所示，在晶体生长衬底101上也形成电阻器R和电容器C_in，并且如图10-B所示，这些器件彼此电连接以形成单个放大器。

使用该结构，如在前述实施方案中所述，由于晶体生长衬底101的晶体品质非常高，所以每个器件的品质均得到改善。因此，在本发明的操作和效果的基础上，所制造的放大器(半导体集成电路)表现出极好的运行特性。

[其它的改变]

本发明不限于前述实施方案，并且可做出如下举例说明的改变。根据本发明的操作，通过这样的改变或应用也可以获得本发明的效果。

(改变1)

在前述实施方案3(图6)中，在本发明的电子器件形成半导体衬底(101)上，通过晶体生长形成沟道层A(103)。然而，由于衬底表现出特别优异的晶体品质，所以电子器件形成半导体衬底(即，晶体生长衬底)(101)也可用作沟道层A。在这样的情况下，在彻底清洗电子器件形成半导体衬底(101)的晶体生长表面后，在用于电子器件的半导体衬底(101)上直接提供载流子供给层B(104)。

使用这样的改变，可显著简化用于目标电子器件的制造工艺，其就生产率而言是有利的。

(改变2)

在前述实施方案3或4中描述的FET具有如下类型：电流在提供在本发明的半绝缘电子器件形成半导体衬底上的电极之间沿水平方向流动。本发明也可以应用于例如至少在导电晶体生长衬底(导电的电子器件形成半导体衬底)背表面的一部分上提供电极的FET，使得电流在垂直方向流动通过晶体生长衬底或提供在所述衬底上的半导体晶体层。这样的垂直导电型电子器件的例子包括例如在日本专利申请公开(kokai)第2004-260140号、第2000-349284号和第H10-294461号中描述的场效应晶体管。

当本发明的导电的电子器件形成半导体衬底应用于用于这样的常规电子器件的衬底时，类似于前述实施方案的情况，由于例如漏电流或方块电阻减小的效果，从而可有效地改善电子器件的特性。即，在前述实施方案中获得的效果可在这样的电子器件中获得。尤其是在例如具有前述常规结构的场效应晶体管的情况下，由于在晶体生长衬底(电子器件形成半导体衬底)上形成电极，并且引起电流流过所述衬底，因此由于本发明的电子器件形成半导体衬底的使用导致导电衬底的晶体品质的改善实现了进一步增强的效果。

当表现出高于常规衬底的导电性的本发明的导电的电子器件形成半导体衬底应用于常规已知的功率FET时，1mΩcm²或更小的导通电阻是非常可能或者容易达到的。表现出高于常规衬底的导热性的本发明的电子器件形成半导体衬底可有效地用于减小导通电阻并用于获得热辐射效应。

当形成目标电子器件时，不必通过晶体生长处理将杂质加入提供在晶体生长衬底(电子器件形成半导体衬底)上的半导体晶体层中。例如，将杂质加入这样的半导体晶体层可以通过离子注入、热扩散或类似的技术实施。

实施方案6

在实施方案6中，为了确定对于下述LED的具体(p-型层407)的晶体生长条件，首先，形成p-型AlGaN晶体层样品，并且评估样品的半导体性能。

该样品(p-型AlGaN晶体层)利用金属有机气相外延通过晶体生长形成，所述金属有机气相外延采用氢(H₂)和氮(N₂)的气体混合物作为载气，其中N₂的相对分压从0至1进行改变。使用蓝宝石衬底作为晶体生长衬底。该晶体生长工艺使用如下气体作为原料气体：氨(NH₃)气、三甲基镓(Ga(CH₃)₃)气体、三甲基铝(Al(CH₃)₃)气体、三甲基铟(In(CH₃)₃)气体、硅烷(SiH₄)气体和二茂镁(Mg(C₅H₅)₂)气体。氮(N₂)用于鼓泡器中以供应金属源气体。

通过以下步骤可获得前述样品(p-型AlGaN晶体层)：在蓝宝石衬底上提供AlN缓冲层和未掺杂的GaN层，和在所述GaN层上提供Al_0.24Ga_0.76N：Mg层，随后在相同条件下进行电阻降低处理。目标p-型AlGaN晶体层掺杂有镁(即，受主杂质)。

由此获得的样品的半导体性能示于表1。

[表1]

 

相对分压R

0

0.2

0.4

0.5

0.55

0.6

0.65

0.7

0.75

0.8

1.0

PL强度

×

○

○

○

○

○

○

○

Δ

Δ

Δ

迁移率

×

○

○

○

○

Δ

Δ

Δ

Δ

Δ

Δ

表面粗糙度

○

○

○

○

○

○

○

○

○

○

Δ

铝比例变化

×

×

×

×

×

Δ

Δ

○

○

○

Δ

厚度变化

×

×

Δ

○

○

○

○

○

○

○

Δ

与其中R＝1.0的情况相比，○：改善，Δ：相当，×：受损。

如本文所使用，符号“R”是指在前述载气中氮的相对分压。在表1中，符号“○”对应于与其中R＝1.0的情况相比性能改善；符号“Δ”对应于与其中R＝1.0的情况相比性能相当；并且符号“x”对应于与其中R＝1.0的情况相比性能受损。样品评估的项目如下。

(1)PL强度

对样品在326nm的波长下测量的光致发光强度进行比较。优选较高的光致发光强度。

(2)迁移率

对样品的空穴迁移率进行比较。优选较高的空穴迁移率。

(3)表面粗糙度

对样品的表面粗糙度进行比较。优选较小的表面粗糙度，其通过在样品(p-型AlGaN晶体层)的表面上多个位点处测定的相对于作为参考表面的样品平均高度表面的高度变化获得的均方根(r.m.s.)表示。

(4)Al比例变化

对在样品的多个位点处测量的样品的Al组成比例进行比较。优选更均匀的Al组成比例。

(5)厚度变化

对在样品(p-型AlGaN晶体层)的多个位点处测量的样品的厚度变化进行比较。优选更均匀的厚度。

这些评估数据表明：当使用包含氮和氢的载气并且调节氮的相对分压R以满足关系式：0.6≤R≤0.7时，获得最优的性能。

以下将描述制造包括在这样的条件下形成的p-型AlGaN晶体层的LED的一个实施例。

图12是显示LED的示意截面图。LED400包括由掺杂有5×10¹⁸cm^-3的硅(Si)的具有极好结晶度的块状(厚度:约300μm)透明GaN单晶形成的光学器件衬底(晶体生长衬底401)，所述晶体通过实施方案2中所述的制造方法来制造。

在光学器件衬底(晶体生长衬底401)上形成包括20层单元的多层405(厚度：90nm)，每个层单元包含未掺杂的In_0.1Ga_0.9N层4051(厚度：1.5nm)和未掺杂的GaN层4052(厚度：3nm)，其中层4051和层4052交替设置。在多层405上形成包含未掺杂的GaN势垒层4062(厚度：均为17nm)和未掺杂的In_0.2Ga_0.8N阱层4061(厚度：均为3nm)的多量子阱层406，其中层4062和层4061交替设置。

在多量子阱层406上提供由掺杂有2×10¹⁹/cm³的Mg的p-型Al_0.2Ga_0.8N形成的p-型层407(厚度：15nm)。在p-型层407上形成未掺杂的Al_0.02Ga_0.98N层408(厚度：300nm)。在层408上提供由掺杂有1×10²⁰cm^-3的镁的GaN晶体形成的p-型GaN层410(厚度：80nm)。在层410上提供由掺杂有2×10²⁰cm^-3的镁的GaN晶体形成的p-型GaN层411(厚度：20nm)。

在p-型GaN层411上提供由ITO电极420(厚度：约300nm)形成的p-电极。LED的最上面的部分由SiO₂保护膜430形成。

通过气相沉积在晶体生长衬底401的底表面上形成n-电极440。n-电极440具有包含由钒(V)形成的第一层441(厚度：约18nm)和由铝(Al)形成的第二层442(厚度：约500nm)的多层结构。

n-电极440可具有由铑(Rh)或类似的金属形成的单层结构。

在具有前述结构的LED400中，p-型Al_0.2Ga_0.8N层407通过使用氮和氢的气体混合物(氮的相对分压R＝2/3)作为用于原料气体的载气来形成，而用于形成另一个半导体晶体层的晶体生长通过仅使用氮(即R＝1.0)作为用于原料气体的载气来实施。LED400比具有前述相同结构但包含通过仅使用氮(即R＝1.0)作为载气形成的p-型层407的LED产品表现出高约20％的发光强度。

当在LED或LD的发光层上直接提供通过优化氮的相对分压R形成的包含受主杂质和铝的这样的III族氮化物基化合物半导体层时，半导体层有效地作为在发光层等上的大能带隙层。含铝的III族氮化物基化合物半导体层以非常高的品质形成的另一个可能的原因是：衬底401使用由通过实施方案2中所述的制造方法制造的具有极好品质的半导体晶体来形成晶体生长衬底。因此，可以想见，LED400发光强度约20％的提高是由于晶体生长衬底的高品质和晶体生长条件(氮的相对分压R)优化的协同效应。

对前述LED400进行-1000V静电击穿电压试验，并且发现表现出高于常规LED的静电击穿电压。可以想见，这种高静电击穿电压是通过晶体生长衬底401的极低位错密度和厚度为300nm的未掺杂的Al_0.02Ga_0.98N层408的提供的协同效应实现的。

LED400的前述结构也具有以下优点。

(1)由于LED使用导电衬底，因此在形成常规n⁺-层如AlN缓冲层、未掺杂的GaN层或n⁺-层的步骤之前，不需要晶体生长步骤。

(2)由于LED在其顶部和底部表面上具有电极(以下这样的结构可以称为“顶部-底部电极结构”)，因此电极之间很少会发生短路。

(3)通过利用顶部-底部电极结构，在n⁺-层上形成n-电极不需要干蚀刻步骤。

(4)通过利用顶部-底部电极结构，在底部表面上的n-电极也可以作为反射金属膜。

(5)通过利用顶部-底部电极结构，可从几乎全部上表面来提取光。

(6)通过利用顶部-底部电极结构，电流密度得到均匀分布，并且因此很少会发生不均匀发光。

实施方案7

图13是显示实施方案7的LED500的示意截面图。LED500包括具有极好结晶度的块状透明光学器件衬底501(厚度：约400μm)。在光学器件衬底501上提供由掺杂有1×10¹⁸/cm³硅(Si)的GaN形成的n-型接触层504(高载流子浓度n⁺-层)(厚度：约5μm)。

光学器件衬底501由掺杂有5×10¹⁸cm^-3的硅(Si)的GaN晶体(厚度：约400μm)形成，所述晶体通过在前述实施方案2中描述的制造方法制造。

在n-型接触层504上提供由掺杂有1×10¹⁷/cm³的硅(Si)的n-型Al_0.15Ga_0.85N形成的n-型层505(厚度：25nm)。在n-型层505上形成具有多量子阱结构的发光层506，所述多量子阱结构包含三个层单元，每个层单元均包括未掺杂的In_0.2Ga_0.8N阱层5061(厚度：3nm)和未掺杂的GaN势垒层5062(厚度：20nm)。

在发光层506上提供由掺杂有2×10¹⁹/cm³的Mg的p-型Al_0.15Ga_0.85N形成的p-型层507(厚度：25nm)。在p-型层507上形成包含五个层单元的DBR多层508，每个层单元均包括未掺杂的GaN层5081(厚度：47nm)和未掺杂的Al_0.25Ga_0.75N层5082(厚度：49nm)。在DBR多层508上提供由掺杂有8×10¹⁹/cm³的Mg的p-型GaN形成的p-型接触层509(厚度：100nm)。

在p-型接触层509上通过金属气相沉积形成薄膜金属层511。接合于p-型接触层509的薄膜金属层511由钴(Co)或镍(Ni)层(厚度：约10

)形成。正电极520(厚度：约3000

)由铑(Rh)形成。正电极520可由银(Ag)、钌(Ru)、铂(Pt)、钯(Pd)或包含这些金属中至少一种的合金所组成的金属层形成。

通过在n-型接触层504的暴露部分上提供由钒(V)形成的第一层541(厚度：约18nm)和由铝(Al)形成的第二层542(厚度：约100nm)形成具有多层结构的n-电极540。LED的最上部由SiO₂保护膜530形成。

通过提供DBR多层508，LED500表现出的发光输出为具有与如上所述几乎相同结构但不包含这样的DBR多层508的LED样品的约1.4倍。

通过提供具有包含未掺杂半导体晶体层的多层结构的DBR多层508，LED500表现出非常高的击穿电压(即，耐6000V的正向电压)。达到这样的高击穿电压的另一个可能原因是晶体生长衬底(光学器件衬底501)具有低位错密度。因此，可以想见，前述高击穿电压是由于高品质晶体生长衬底和提供包含未掺杂的半导体晶体层的多层结构(DBR多层508)的协同效应的结果。

实施方案8

图14是显示实施方案8的LED600的截面图。在与前述LED500的光学器件衬底501具有相同结构的光学器件衬底610的晶体生长表面上，经由晶体生长，通过连续提供n-型接触层630、耐静电压部件640、n-型覆盖层650、MQW有源层660、p-型覆盖层670和p-型接触层680形成LED600。耐静电压部件640通过在层630上经由晶体生长依次堆叠未掺杂的半导体层641、掺杂的半导体层642、未掺杂的半导体层643和掺杂的半导体层644而形成。在耐静电压部件640中，未掺杂的半导体层641和掺杂的半导体层642构成根据本发明的第一耐电压结构，而未掺杂的半导体层643和掺杂的半导体层644构成根据本发明的第二耐电压结构。

然后将参考图14描述LED600的制造方法。

构成LED600的每个前述半导体层均通过金属有机气相外延(MOVPE)经由晶体生长形成。该晶体生长工艺使用例如载气(H₂或N₂)、氨(NH₃)气、三甲基镓(Ga(CH₃)₃，以下可称为“TMG”)气体、三甲基铟(In(CH₃)₃，以下可称为“TMI”)气体、三甲基铝(Al(CH₃)₃，以下可称为“TMA”)气体、硅烷(SiH₄)气体和二茂镁(Mg(C₅H₅)₂，以下可称为“CP₂Mg”)气体。

可通过例如分子束外延(MBE)或卤化物气相外延(HVPE)而不是前述金属有机气相外延(MOVPE)，实施用于形成这些半导体层的晶体生长。

(晶体生长表面的清洗)

首先，在氢气流下将光学器件衬底610的温度提高至1050℃，由此清洗衬底的晶体生长表面约五分钟。

(n-型接触层630)

随后，在氢气流(载气)和氨气流下将光学器件衬底610的温度提高至1100℃。衬底温度达到1100℃后，立刻利用TMG气体和氨气作为原料气体以及硅烷气体作为杂质气体，生长具有Si含量为4.5×10¹⁸[cm^-3]的n-型GaN接触层630至具有4μm的厚度。

(耐静电压部件640)

(1)未掺杂的半导体层641

随后，停止供给硅烷气体，并且利用TMG气体和氨气，在1100℃下生长由未掺杂的GaN形成的未掺杂的半导体层641至具有200nm的厚度。

(2)掺杂的半导体层642

随后，停止供给TMG气体，并且降低温度至850℃。当温度达到850℃时，供给TMG气体和硅烷气体，并且生长由掺杂有4.5×10¹⁸[cm^-3]Si的GaN形成的掺杂的半导体层642至具有50nm的厚度。

这两个半导体层；即未掺杂的半导体层641和掺杂的半导体层642构成根据本发明的第一耐电压结构(从n-型接触层630计)。

(3)未掺杂的半导体层643

其后，停止供给硅烷气体，并且在相同温度(850℃)下生长由未掺杂的GaN形成的未掺杂的半导体层643至具有200nm的厚度。

(4)掺杂的半导体层644

最后，供给硅烷气体，并且在相同温度(850℃)下生长由掺杂有Si(4.5×10¹⁸[cm^-3])的GaN形成的掺杂的半导体层644至具有30nm的厚度。

这两个半导体层；即未掺杂的半导体层643和掺杂的半导体层644构成根据本发明的第二耐电压结构(从n-型接触层630计)。

(n-型覆盖层650)

随后，停止供给硅烷气体和TMG气体，并且升高温度至1050℃。当温度达到1050℃时，供给TMG气体，并且生长由未掺杂的GaN形成的第一氮化物半导体层至具有4nm的厚度。随后，调节温度至800℃，并且利用TMG、TMI和氨气生长由未掺杂的In_0.13Ga_0.87N形成的第二氮化物半导体层至具有2nm的厚度。重复这些层生长工艺，由此交替提供10个第一氮化物半导体层和10个第二氮化物半导体层。最后，生长第一氮化物半导体层(GaN层)至具有4nm的厚度，由此形成具有多层超晶格结构的n-型覆盖层650(厚度：64nm)。

(MQW有源层660)

随后，调节温度至800℃，并且交替提供未掺杂的GaN势垒层(厚度：20nm)和未掺杂的In_0.2Ga_0.8N阱层(厚度：3nm)，由此形成MQW有源层660。

(p-型覆盖层670)

随后，利用TMG、TMA、氨和CP₂Mg(二茂镁)气体，在1050℃下生长由掺杂有Mg(1×10²⁰[cm^-3])的p-型Al_0.2Ga_0.8N形成的第三氮化物半导体层至具有4nm的厚度。随后，调节温度至800℃，利用TMG、TMI、氨和CP₂Mg气体，生长由掺杂有Mg(1×10²⁰[cm^-3])的In_0.03Ga_0.97N形成的第四氮化物半导体层至具有2.5nm的厚度。重复这些层生长工艺，由此交替堆叠5个第三氮化物半导体层和5个第四氮化物半导体层。最后，生长第三氮化物半导体层至具有4nm的厚度，由此形成具有多层超晶格结构的p-型覆盖层670(厚度：36.5nm)。

(p-型接触层680)

随后，利用TMG、氨和CP₂Mg气体，在1050℃下生长由掺杂有Mg(1×10²⁰[cm^-3])的p-型GaN形成的p-型接触层680至具有70nm的厚度。

其后，在最上层(即，p-型接触层680)的表面上形成具有预定图案的掩模，然后通过RIE(反应性离子蚀刻)设备从p-型接触层680侧实施蚀刻，由此暴露出n-型接触层630的一部分，如图14所示。

随后，通过气相沉积在p-型接触层680上形成透明p-电极691a，并且通过气相沉积在n-型接触层630上形成n-电极692。p-电极691a通过如下步骤形成：在p-型接触层680上直接提供由钴(Co)形成的第一层(厚度：约1.5nm)，和在钴层上提供由金(Au)形成的第二层(厚度：约6nm)。

随后，通过气相沉积在透明p-电极691a上形成p-垫电极691b。通过连续提供由钒(V)形成的第一层(厚度：约18nm)、由金(Au)形成的第二层(厚度：约1.5μm)和由铝(Al)形成的第三层(厚度：约10nm)来形成p-垫电极691b。

通过在n-型接触层630的暴露部分上连续地提供由钒(V)形成的第一层(厚度：约18nm)和由铝(Al)形成的第二层(厚度：约100nm)从而形成具有多层结构的n-电极692。

在透明p-电极691a的暴露表面上或通过例如蚀刻暴露的半导体层的侧表面上可形成SiO₂保护膜。蓝宝石衬底610的底表面(即，最下方的表面)可涂有例如通过气相沉积铝(Al)形成的反射金属层(厚度：约500nm)。用于形成这种反射金属层的材料可以是金属(例如，Rh、Ti或W)或可以是氮化物(例如，TiN或HfN)。

发现由此制造的LED600具有约470nm(蓝色发光)的发光峰值波长并且在20mA的正向电流下具有约3.5V的驱动电压Vf。LED600在施加1000V～1800V反向静电压下进行耐久试验(利用人体模型(HBM)的ESD试验)。在本范围内的任何不同静电压下，所有未损伤的LED600占超过80％，这与常规情况相比相当高。

这种显著改善的击穿电压主要归因于耐静电压部件640。达到这种高击穿电压的另一个可能的原因是晶体生长衬底(光学器件衬底610)具有低位错密度。因此，可以想见，前述高击穿电压是由于晶体生长衬底的高品质与提供耐静电压部件640的协同效应的结果。

[其它改变]

本发明不限于前述实施方案，而是可做出如下举例说明的改变。根据本发明的操作，通过这样的改变或应用，也可以获得本发明的效果。

(改变3)

在前述实施方案6中，形成多量子阱层406作为发光层。然而，在包括如在前述实施方案6中所述的p-型AlGaN层的LED中，LED的发光层可具有任意的结构；例如单层结构、单量子阱(SQW)结构或多量子阱(MQW)结构。尤其是当发光层具有多量子阱结构时，发光层优选至少包括阱层，所述阱层由具有合适组成比例的含铟(In)的III族氮化物基化合物半导体Al_yGa_1-yIn_zN(0≤y<1，0<z≤1)形成。

包括前述p-型AlGaN层的这种结构可应用于其它的光学器件(例如，LD)。

(改变4)

无需说明，类似于用于实施方案8的前述LED600的耐静电压结构(例如，光学器件衬底610或耐静电压部件640)非常适合用于例如常规半导体激光器。具体地，当类似于前述的耐静电压结构应用于包括已知的电流限制结构、光导层等的这种半导体激光器时，可显著改善半导体激光器的静电击穿电压。

在例如制造端面发光激光器的情况下，要点是谐振器的端面通过解理洁净地形成，因此使用高晶体品质的晶体生长衬底(即，本发明的光学器件衬底)是非常有利的。由于从半导体激光器的发光层发出的光在由二极管输出之前在谐振器中进行多次反射，所以从提高谐振器本身透明度的观点来看，使用本发明的光学器件衬底是非常有利的。

(改变5)

此外，使用本发明的在位错密度、透明度等方面表现出极好晶体品质的光学器件衬底，对于改善具有所谓PIN结构的常规已知半导体感光器的内部量子效率、外部量子效率、静电击穿电压、使用寿命、良品率等是非常有利的，所谓PIN结构如在例如名为“GaN based semiconductorphotoreceptor”的日本专利申请公开(kokai)No.2000-174323中所描述的。

由于本发明的光学器件衬底可容易地并且任选地具有导电性，所以当类似于用于实施方案6的前述LED400的顶部-底部电极结构应用于这种感光器时，所述感光器具有以下优点。

(1)由于感光器使用导电衬底，因此在形成常规n⁺-层如AlN缓冲层、未掺杂的GaN层或n⁺-层的步骤之前，不需要晶体生长步骤。

(2)由于感光器在其顶部和底部表面上具有电极(顶部-底部电极结构)，所以在电极之间很少会发生短路。

(3)通过利用顶部-底部电极结构，在n⁺-层上形成n-电极不需要干蚀刻步骤。

(4)通过利用顶部-底部电极结构，在底部表面上的n-电极也可以作为反射金属膜。

(5)通过利用顶部-底部电极结构，可从几乎全部上表面来接收光。

(6)通过利用顶部-底部电极结构，电流密度得到均匀分布，并且因此不大可能会发生不均匀的光接收。

工业实用性

本发明适用于由III族氮化物基化合物半导体晶体来制造半导体器件。除前述电子器件之外，这种半导体器件的例子还包括发光器件(例如，LED和LD)、感光器和包括这种器件的光电子集成电路(OEIC)。

本发明的晶体管可以是场效应晶体管或双极晶体管。根据本发明可制造的场效应晶体管的例子包括半导体器件，如MISFET、MOSFET、HFET、MODFET、JFET、HJFET和HEMT；以及用于功率控制的功率晶体管，如功率MOSFET和IGBT。

Claims (21)

1.一种制造用于电子器件或光学器件的半导体衬底的方法，所述方法包括：在包含选自碱金属和碱土金属中的多种金属元素的助熔剂混合物中，使得氮(N)与作为III族元素的镓(Ga)、铝(Al)或铟(In)反应，由此生长III族氮化物基化合物半导体晶体，其特征在于：

在所述III族氮化物基化合物半导体晶体生长之前，通过使用H₂、N₂、NH₃、稀有气体(He、Ne、Ar、Kr、Xe或Rn)或通过以任意比例混合选自这些气体中的两种或更多种气体获得的气体混合物作为清洗气体，使基础衬底或种晶的其上生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体的晶体生长表面在900～1100℃温度下进行清洗处理1分钟或更长时间，和

在清洗所述晶体生长表面之后，在所述基础衬底或种晶的所述晶体生长表面上生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体，并且

其中其上生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体的所述基础衬底的至少一部分由助熔剂可溶材料形成，并且在所述半导体晶体的生长过程期间或所述半导体晶体生长完成后，在所述III族氮化物基化合物半导体晶体的生长温度附近的温度下，所述助熔剂可溶材料溶解于所述助熔剂混合物中。

2.根据权利要求1所述的制造用于电子器件或光学器件的半导体衬底的方法，其中在搅拌下混合所述助熔剂混合物和所述III族元素的同时，生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体。

3.根据权利要求2所述的制造半导体衬底的方法，其中所述助熔剂可溶材料的至少一部分包含待加入所述III族氮化物基化合物半导体晶体中的杂质。

4.根据权利要求1所述的制造半导体衬底的方法，其中所述助熔剂混合物包含钠(Na)和锂(Li)，或包含钠(Na)和钙(Ca)。

5.根据权利要求1所述的制造半导体衬底的方法，其中所述助熔剂混合物包含以下物质作为待加入所述III族氮化物基化合物半导体晶体中的杂质：硼(B)、铊(Tl)、钙(Ca)、含Ca化合物、硅(Si)、硫(S)、硒(Se)、碲(Te)、碳(C)、氧(O)、铝(Al)、铟(In)、氧化铝(Al₂O₃)、氮化铟(InN)、氮化硅(Si₃N₄)、二氧化硅(SiO₂)、氧化铟(In₂O₃)、锌(Zn)、铁(Fe)、镁(Mg)、氧化锌(ZnO)、氧化镁(MgO)或锗(Ge)。

6.一种用于电子器件或光学器件的半导体衬底，其特征在于：通过根据权利要求1所述的制造半导体衬底的方法来制造，其中所述衬底具有1×10⁵cm^-2或更小的表面位错密度以及1cm或更大的最大尺寸。

7.根据权利要求6所述的半导体衬底，其具有300μm或更大的厚度。

8.一种包括晶体生长衬底和设置在所述晶体生长衬底上的III族氮化物基化合物半导体晶体层的电子器件，其特征在于：所述晶体生长衬底由根据权利要求6或7所述的半导体衬底形成。

9.一种包括通过晶体生长形成的III族氮化物基化合物半导体晶体层的场效应晶体管，其特征在于所述晶体管包括：根据权利要求6或7所述的半导体衬底；在所述半导体衬底上通过直接或间接晶体生长形成的沟道层A；和在所述沟道层A上通过直接晶体生长形成的载流子供给层B，其中至少在所述沟道层A和所述载流子供给层B之间的界面附近，所述载流子供给层B的能带隙E_B大于所述沟道层A的能带隙E_A。

10.根据权利要求9所述的场效应晶体管，其中所述沟道层A和所述载流子供给层B中的至少其一由未掺杂的半导体晶体形成。

11.根据权利要求9所述的场效应晶体管，其中所述沟道层A由两组分或三组分的Al_xGa_1-xN形成，其中0≤x＜1，而所述载流子供给层B由三组分Al_yGa_1-yN形成，其中x＜y≤1。

12.根据权利要求9所述的场效应晶体管，其中通过抑制存在于所述界面附近的所述沟道层A的原子升华来形成具有基本平坦平面的所述界面。

13.根据权利要求9所述的场效应晶体管，其中所述载流子供给层B由Al_yGa_1-yN形成，其中0.45＞y＞0.04，并且所述载流子供给层B中的铝组成比例y通常随着与所述界面的距离的增加而单调减少。

14.一种包括晶体生长衬底和设置在所述晶体生长衬底上的多个III族氮化物基化合物半导体晶体层的半导体发光器件，其特征在于：所述晶体生长衬底由根据权利要求6或7所述的半导体衬底形成。

15.一种包括晶体生长衬底和设置在所述晶体生长衬底上的多个III族氮化物基化合物半导体晶体层的半导体感光器，其特征在于：所述晶体生长衬底由根据权利要求6或7所述的半导体衬底形成。

16.根据权利要求14所述的半导体发光器件，包括：由III族氮化物基化合物半导体形成的发光层和设置在所述发光层上的III族氮化物基化合物半导体晶体层，所述半导体晶体层包含铝和受主杂质，并且利用包含H₂和N₂的气体混合物的载气通过晶体生长处理而形成，在所述载气中氮的相对分压是40～80％。

17.根据权利要求14所述的半导体发光器件，包括至少一个接触层、有源层和设置在所述至少一个接触层和所述有源层之间的多个耐电压结构，每个所述结构包括以下两层：设置在所述接触层侧上的未掺杂的半导体层和设置在所述未掺杂的半导体层上的杂质掺杂的半导体。

18.根据权利要求17所述的半导体发光器件，其中所述接触层是n-型接触层，并且所述杂质是n-型杂质。

19.根据权利要求14所述的半导体发光器件，其包括：在两个p-型半导体晶体层之间通过以重复的方式交替提供具有不同组成的多个未掺杂的III族氮化物基化合物半导体晶体层而形成的DBR多层。

20.根据权利要求19所述的半导体发光器件，其中所述DBR多层包括多个未掺杂的GaN晶体层和多个未掺杂的Al_xGa_1-xN晶体层，其中0＜x＜1。

21.一种制造半导体光学器件的方法，所述方法包括在晶体生长衬底上提供多个III族氮化物基化合物半导体晶体层，其特征在于：所述晶体生长衬底由根据权利要求6或7所述的半导体衬底形成，并且，在生长所述III族氮化物基化合物半导体晶体层之前，通过使用H₂、N₂、NH₃、稀有气体(He、Ne、Ar、Kr、Xe或Rn)或通过以任意比例混合选自这些气体中的两种或更多种气体获得的气体混合物作为清洗气体，使所述半导体衬底的晶体生长表面在900～1100℃温度下进行清洗处理1分钟或更长时间。

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