CN101415864A - 具有减少缺陷的大的氮化铝晶体及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

减少AlN中的微孔(MV)密度可以缓解与晶体生长过程中的开裂、抛光过程中的蚀坑产生、AlN晶片中的光学透明度降低以及AlN和/或AlN镓外延生长过程中可能的生长凹坑形成相关的很多问题。这有利于实际的晶体生产策略和形成具有低缺陷密度的大的块状AlN晶体，所述低缺陷密度是例如低于104cm－3的位错密度和低于104cm－3的夹杂物密度和/或低于104cm－3的微孔密度。

Description

具有减少缺陷的大的氮化铝晶体及其制造方法
相关申请的交叉引用
[0001]本申请要求于2005年11月28日提交的美国临时申请60/740,082的权利和优先权，这里通过引用将其全部内容并入本文。
政府支持
[0002]本发明是借助美国政府支持在国家标准技术研究所(NIST)授予的70NANB4H3051下做出的。美国政府对本发明享有某些权利。
背景技术
[0003]氮化铝(AlN)作为半导体基础材料在很多应用中具有巨大的前景，例如：诸如短波长LED和激光器的光电子器件、光存储介质中的介电层、电子衬底和必须有高热导率的芯片载体等等。原则上，AlN的特性将允许实现200nm波长范围内的光发射。但是应解决此类器件的许多实际困难以使其具有商业实用性。
[0004]例如，块状AlN晶体常常出现大量裂纹，这在晶体形成晶片之前、期间或之后导致晶体分离。如果晶体开裂或完全分离，则很难或有时不可能将其用作器件制造的可靠衬底。大多数用于外延、光刻或其它器件加工的市售机器需要具有均匀厚度的完美形状、圆形晶片。任何裂纹、甚至不导致晶片分离的那些裂纹都将损害商业实用性。因此，AlN晶体生长中的开裂问题对于氮化物基电子装置的进一步发展至关重要。
[0005]另外，许多光电应用将需要透明晶片。虽然AlN在210至4500nm的光学波长下本质上是透明，但诸如裂纹和夹杂物的宏观缺陷显著地散射光并降低在这个重要光学区域中的表观透明度。消除裂纹和夹杂物对例如紫外发光二极管(LED)的开发至关重要。
发明描述
发明简述
[0006]AlN单晶体中的微孔(MV)是可以归类为夹杂物的一类晶体学缺陷。微孔缺陷的横向(即与c面平行)尺寸通常为0.1至3微米(μm)不等。在低分辨率(≤100×)的光学显微镜下，微孔呈现为球状夹杂物。但是，在较高(≥200×)分辨率光学显微镜下，以及当使用原子力显微镜(AFM)成像时，微孔呈现为具有与c面充分对齐(即大致平行)的六边形。在化学处理(化学蚀刻或化学机械抛光)过程中，微孔与AlN表面相交留下圆形或六边形的浅坑。而且，具有大的微孔密度的AlN材料往往比微孔密度略低的材料蚀刻得更快(在化学蚀刻过程中)。因此，微孔在AlN固相中能够起到异质夹杂物的作用。微孔可以与例如氧、氮或氢的气相偏析有关。包含偏析的气态物质的微孔能够降低平行于c轴的AlN的堆垛对称性从而呈现出堆垛层错。在通过升华-再凝结生长的晶体中(如美国专利No.6,770,135中所述，通过引用将该专利的全部内容并入本文)，体密度可以为约109cm-3，且微孔的表面密度(即切割之后与表面相交或在表面的1μm之内的微孔)可以为约105cm-2。
[0007]我们已经发现降低AlN中的微孔密度可缓解与晶体生长过程中的开裂、抛光过程中的蚀坑产生、AlN衬底中的光学透明度降低相关以及可能与AlN和/或AlGaN外延生长过程中的生长坑形成相关的许多问题。通过减少微孔形成解决这些问题的能力有利于实际的晶体制备策略和形成具有低缺陷密度——例如低于104cm-2的位错密度、低于104cm-3的夹杂物密度(微孔是夹杂物中的一种)和/或低于104cm-3的微孔密度——的大的块状AlN晶体。本发明还有利于制造AlN单晶体晶片，该AlN单晶体晶片可供用于外延生长且在具有Al极性(polarity)的(0001)面(c面)的2°范围内取向、并且具有小于100cm-2的浅坑密度。本发明的实施方案还有利于形成直径至少为2cm的AlN单晶体晶片，该单晶体晶片在AlN本质上透明的210nm至4500nm波长范围的任意部分内具有小于1cm-1的光吸收系数。本发明的实施方案还允许制造单晶AlN的基本无裂纹的晶锭，该晶锭的直径大于2cm且长度大于1cm。本文所使用的术语“晶片”指的是诸如AlN的材料的部分晶锭和/或自支撑衬底。本文所使用的术语“基本无裂纹”指的是如下的裂纹密度：约2cm直径×1cm长度的单晶材料的每个晶锭或体积中少于5个裂纹、或者每个两英寸(2＂)直径晶片中少于10个裂纹，其中裂纹的长度典型小于约2cm。或者，它可以指晶锭或其部分中裂纹几乎为零，或者可以指不足以在生长、冷却、切割、或其它处理过程期间导致一部分晶锭分离的有限的裂纹密度。
[0008]因此，在第一方面中，本发明的特征在于一种生长单晶AlN的方法，该方法包括在晶体生长腔室(enclosure)中提供包含Al和N2的蒸气并将该蒸气沉积为微孔密度小于约104cm-3的单晶AlN。在一个实施方案中，晶体生长腔室中的N2分压可以维持在比相对于Al的化学计量压力更大的水平。N2的分压可以在1-50巴的范围内。
[0009]可以包括一个或多个下列特征。单晶AlN在任何晶体学方向上的生长速率均可以处在约0.1mm/hr至约2mm/hr的范围内。可以维持小于或等于单晶AlN的固有生长速率的推进速率(push rate)。该推进速率可以是至少0.1mm/hr。单晶AlN的沉积可以在设置于晶体生长腔室内的籽晶处开始，并且其取向使得单晶AlN的最大生长速率方向以相距单晶AlN的c轴至少约10°旋转并朝向非极性方向。蒸气中的氧浓度可以小于百万分之300(ppm)原子百分数，且蒸气中的氢浓度可以小于0.5％。晶体生长腔室可以包含钨，且生长温度可以小于约2350℃。晶体生长腔室可以包含钽和碳中的至少一种，且生长温度可以小于约2750℃。沿晶体生长腔室长度的温度梯度可以大于约5℃/cm并且小于约100℃/cm。
[0010]在沉积之后，该方法还包括从单晶AlN切割AlN晶片的步骤。AlN晶片的横截面积可以近似等于单晶AlN的横截面积，并且可以近似为直径大于约2cm的圆形。
[0011]可以包括一个或多个下列特征。该方法可包括在第一温度和第一压力下对AlN晶片进行退火的步骤。该第一温度可以大于约2000℃，该第一压力可以大于约35巴。该第一温度可以小于约2350℃。退火之后，AlN晶片中心区域中的微孔密度可以小于AlN晶片边缘区域的该密度，并且可以小于约104cm-3，或甚至近似为零。
[0012]该方法可以包括抛光AlN晶片的步骤，其中在抛光之后，AlN晶片的蚀坑密度小于约100cm-2。在一些实施方案中，该方法包括在AlN晶片上沉积外延层的步骤，其中所述外延层的表面凹坑密度小于约100cm-2。在另一个实施方案中，单晶AlN的微孔密度大于零且单晶AlN基本无裂纹。
[0013]在另一方面中，本发明的特征在于位错密度低于104cm-2且夹杂物密度低于104cm-3的块状AlN晶体。在一个实施方案中，晶体的微孔密度小于约104cm-3。
[0014]在又一方面中，本发明的特征在于在具有Al极性的(0001)面2°内取向的AlN单晶体晶片，该晶片的浅坑密度小于100cm-2。在一个实施方案中，该晶片基本无裂纹。该晶片中心区域中的微孔密度可以小于该晶片边缘区域中的该密度。例如，该晶片中心区域中的微孔密度可以近似为零，且该晶片边缘区域中的微孔密度可以小于约104cm-3。
[0015]在另一方面中，本发明的特征在于在500nm至3000nm范围内的所有波长下光吸收系数小于5cm-1的AlN单晶体晶片。在一个实施方案中，该晶片基本无裂纹。该晶片中心区域中的微孔密度可以小于该晶片边缘区域中的微孔密度。该晶片中心区域中的微孔密度可以近似为零，而该晶片边缘区域中的微孔密度可以小于约104cm-3。在一个实施方案中，在500nm至3000nm范围内的所有波长下光吸收系数可以小于1cm-1。该晶片的直径可以大于约2cm。
[0016]在另一方面中，本发明的特征在于在210nm至4500nm范围内的所有波长下光吸收系数小于1cm-1并且直径大于约2cm的AlN单晶体晶片。
[0017]在又一方面中，本发明的特征在于直径大于2cm并且长度大于1cm的无裂纹、单晶AlN的晶锭。在一个实施方案中，该晶锭具有大于零至小于约104cm-3的微孔密度。
附图简述
[0018]在附图中，相同的附图标记在不同视图中通常指代相同的部件。此外，附图并不一定按比例，相反通常着重于说明本发明的原理。在下面的说明书中，参照以下附图描述本发明的各个实施方案，其中：
图1示意绘出了用于单晶AlN生长的晶体生长腔室；
图2A和2B示意绘出了与单晶AlN晶锭分离的AlN晶片；
图3示意绘出了表现出不同微孔密度的区域的AlN晶片；和
图4示意绘出了沉积在AlN晶片上的外延层。
优选实施方案详述
[0019]微孔的聚结可能导致它们平行于AlN晶体中的棱柱{1100}面(即m面)的排列。在几种情形中，我们观察到微孔产生树状特征，其中树枝代表经常发展成实体树(solid tree)(裂纹或微裂纹)的微孔排列。由于发生微孔聚结导致另一类裂纹形成(一种罕见但仍然重要的情形)，这时微孔从它们的共同中心(裂纹从该中心展开至几乎180°)形成若干圆圈。此外，由于一些微孔与表面相交，因此它们能通过产生蚀坑来影响抛光工艺。
[0020]微孔能降低AlN衬底的光学透明度。首先，可以通过假定微孔散射的辐射量与微孔呈现的有效面积成比例来建立透明度降低的模型。在低的微孔密度下，这表示穿过厚度为d的AlN板的辐射的透射减少量将等于ndA，其中n是微孔的数值密度，A是每个微孔呈现出散射辐射的有效面积。穿过厚度为d的均匀材料板的透射T通常以吸收系数α表示，从而T＝e-αd。在该模型中，该吸收系数将近似等于nA并将与波长无关。如果微孔呈现出散射辐射的有效面积A为约1μm2，那么微孔的密度优选低于约108cm-3以便获得小于1cm-1的吸收系数。事实上，该计算与关于AlN的光吸收测量对应。
[0021]观察到AlN衬底晶片的三种不同色彩。根据生长条件，有时所有这些色彩能在单晶AlN晶片中观察到。这些色彩可以描述为：
1)暗色(褐色)；
2)黄色(琥珀色)；和
3)淡黄色。
[0022]暗色区域通常包含容易观察到的高密度微孔。在黄色区域中较难观察到微孔，因为光学反差不足(微孔和琥珀色材料均明亮)。此外，在一些情形中，黄色区域中的微孔密度小于暗色区域中的微孔密度。但是同样可能由于反差或者因为淡黄色区域呈现出通常严重离轴取向的晶粒，在大的黄色区域中甚至更难看到微孔。但是，似乎暗色与黄色区域之间最重要的差别是暗色区域中的微孔通常彼此相连，形成网络，而黄色区域中的微孔并不表现出这种特征。
[0023]本发明还源于AlN晶体生长过程中的微孔形成使得AlN晶体更容易开裂这一认识。因此，本发明的实施方案阻止或减少微孔的产生以防止或减少开裂。这可以通过以下各项中的一项或多项的调节和控制来实现：
1)晶体的膨胀率；
2)气体混合物；
3)环境压力；
4)生长温度；
5)温度梯度；
6)推进速率；和/或
7)生长后退火。
1)膨胀率。
[0024]在晶体生长过程中存在两个主要的晶体膨胀方向：横向和竖向。可以通过控制膨胀率来控制微孔形成，因为微孔能够因空位聚集而形成。如果在化学计量的气相条件(即蒸气相中Al和N原子的数目相等)下生长AlN晶体，那么将由于N2分子非常高的结合能(0K下约9.76eV)而没有足够的单个氮(N)原子与晶格中的各个铝原子结合。如果生长表面上的单个N原子的数目小于到达该表面的N2分子的数目，则可以通过引入小于1的有效调节系数来描述提供给生长表面的单个N原子的总效果。当并入晶体中的单个N原子的数目小于Al原子的数目时，过量的Al原子将被俘获在晶体中。
[0025]在任何方向上过高的生长速率(膨胀)将导致过量的Al原子俘获在晶体中，从而产生N空位。随后这些N空位进而可能聚集并产生微孔。为了最小化或完全避免微孔的形成，优选将任何晶体学方向上的生长速率保持在0.1至2mm/hr的范围内。生长速率下限由从蒸气相组分产生块状晶体的实际考虑因素限定，而生长上限由长成晶体的所需晶体品质限定：随着生长速率增加，多晶材料的破裂也增加。最大生长速率还将取决于生长中晶体的晶体学取向。
[0026]重要的是应注意到膨胀率可以导致产生不同类型的点缺陷(空位)，如Al和N空位的对(参见例如G.A.Slack，L.J.Schowalter，D.Morelli，J.A.Freitas Jr.，J，Crystal Growth，vol.246，P287(2002)，通过引用将其内容并入本文)，尤其是当蒸气相中存在氧时。任何空位都能够聚集并产生微孔。
[0027]因此，参照图1，根据各个实施方案，在单晶AlN的生长过程中，晶体生长腔室100包含蒸气混合物110和单晶AlN晶锭120。蒸气混合物110主要包括气态Al和N2，并由源160的升华而产生。晶锭120通过蒸气混合物110在晶体生长腔室100顶端处的再凝结而形成，并可以从籽晶(未示出)开始。晶锭120的生长速率可以定义为例如平行或垂直于晶体生长腔室100的纵轴150的晶锭120的尺寸增加。晶锭120的最大生长速率的方向通常是沿纵轴150。可以通过将晶锭120的生长速率维持在0.1至2mm/hr的范围内来将晶锭120的微孔密度保持在低于约104cm-3的水平。在一个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。籽晶的取向可以使得晶锭120的最大生长速率的方向取向为与c轴相距至少约10°并朝向非极性方向，即晶锭120的c轴可以取向为与纵轴150相距至少约10°。这样的籽晶取向可以起到抑制微孔形成的作用。
2)气体混合物。
[0028]气体混合物的纯度和组成是控制微孔产生的重要参数。合成气体包含氢(按体积计算通常≤5％)并被用来降低可能的氧污染。但是，氢分子能轻易地被俘获在AlN材料中(如同使用其它半导体的情形)。通过作为填隙原子的扩散，这些氢原子可以聚集并产生微孔。氧污染可以由包括残余水蒸气和污染的供给气体在内的若干来源引起。一旦在晶体坩埚中，其可以在蒸气相中以Al2O形式被输送并附着到晶格中的Al位置，由此产生Al空位。Al空位可以聚集并产生微孔。因此，使用氢和氧量低的高纯度气体将降低微孔形成的概率。UHP级N2气体(可用于半导体工业中)的使用是理想的。但是，将需要执行额外的步骤，包括使用氮气过滤器净化引入的N2气体，以及在炉加热元件(furnace element)加热时从其中除去污染物。例如，可以使UHP级氮气通过Aeronex过滤器(型号SS2500KFH4R，最大流量300SLM，过滤尺寸(filtration)0.003μm)。虽然输送到反应区的最佳气体体积将基于具体的几何形状而变化，但向热区的输送速率可以是0.125升每分钟(LPM)。
[0029]因此，在一个实施方案中，蒸气混合物110中的氢浓度小于0.5％。在另一个实施方案中，蒸气混合物110中的氧浓度小于百万分之300(ppm)原子百分数。在蒸气混合物110中维持低的氢和氧浓度阻止在晶锭120中形成可能聚集并形成微孔的点缺陷。因此，晶锭120中的微孔浓度能够保持低于约104cm-3。在一个实施方案中，晶锭120中的微孔密度大于零。
3)环境压力。
[0030]AlN的蒸发几乎是一致的。蒸发的AlN的平衡蒸气相在通常用于晶体生长的温度下(1900至2450℃)几乎全部由Al原子和N2分子组成。为了AlN晶体生长，吸附在表面上的N2分子必须分裂为原子N以便并入生长中的晶体。如上所述，生长表面上缺少足够的N原子存在导致能够引起微孔形成的N空位的产生。为了提供充足的N原子源，优选将N2的分压增加至远远超过化学计量值(或者作为替代，提高生长温度)。环境的N2压力越高，生长中的晶体表面上将产生并可用于并入晶体的原子N的量越高。因此，较高的N2分压降低微孔形成的概率。因此，环境的N2压力优选保持尽可能高以便向生长界面提供充足的原子N通量；参见例如美国专利6,770,135。从蒸气相生长AlN晶体所需的范围是1-50巴，其中下限由获得高品质AlN晶体的最低N2压力限定，而上限由合理的生长速率限定，因为增加环境压力导致扩散受限制的生长机制。
[0031]因此，在一个实施方案中，蒸气混合物110包含大于相对于Al分压的化学计量压力的氮气分压，即蒸气混合物110中N原子的数目大于蒸气混合物110中Al原子的数目。维持相对于Al的这个高N2分压阻止能聚集并形成微孔的N空位的形成。在一个实施方案中，蒸气混合物110中N2的分压在1-50巴的范围内。因此，晶锭120中的微孔密度能够保持低于约104cm-3。在一个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。
4)生长温度和5)温度梯度。
[0032]生长温度不足导致多晶体生长，这增加缺陷密度并因此增加微孔的形成。此外，较低的生长温度降低单原子N的表面浓度并因此导致N空位，而N空位又进一步促进微孔形成。非常高的温度梯度也导致多晶体生长并且也应加以避免以便降低微孔产生的可能性。最高的容许生长温度通常受到可能与坩埚形成AlN共晶溶液的限制，因此应审慎地选择使用的温度机制。例如，1巴压力下的最高可能生长温度为2330℃(参见例如Glen A.Slack和T.F.McNelly的“Growthof high purity AlN crystals，”J.Cryst.Growth，vol.34，pp.263-279(1976)以及Glen A.Slack，Jon Whitlock，Ken Morgan，和Leo J.Schowalter的“Properties of Crucible Materials forBulk Growth of AlN，”Mat.Res.Soc.Symp.Proc.Vol.798，p.Y10.74.1(2004)(“Slack 2004”)，通过引用将这些文献的全部内容并入本文)，因为高于该温度时，AlN将与坩埚形成液态共晶体并破坏它。通过使用诸如Slack 2004中建议的其它坩埚材料能够达到更高的温度。但是，可以预见关于污染和穿过坩埚壁渗漏的问题。可以使用美国专利6,719,843和美国专利申请10/822,336中描述的技术解决穿过多晶坩埚的渗漏，通过引用将这些专利的全部内容并入本文。
[0033]在任何情况下，通过升华-再凝结生长的最高温度将被限制在低于约2750℃。高于该温度时，观察到AlN在10兆帕(MPa)的提高的氮气压力下熔化(参见V.L.Vinogradov，A.V.Kostanovskii，和A.V.Kirillin的“Determination of the Melting Parameters ofAluminium Nitride，”High Temperatures-High pressures，vol.23，p.685(1991)，通过引用将其内容并入本文)。可以预料将减少微孔形成的最高温度梯度小于约100℃/cm。该温度梯度与膨胀率和竖向生长速率两者有关。在由于膨胀率或竖向生长速率过高而导致微孔形成的情形中，这时控制温度梯度(径向和轴向)能够限制微孔形成及其进一步的迁移和聚结。
[0034]参照图1，热源140包围晶体生长腔室100并调节其中的生长温度。此外，热源140中各点处的局部温度以及晶体生长腔室100穿过热源140的移动速率(即下述推进速率)，控制晶锭120中的热梯度。该热梯度在此处定义为晶锭温度作为沿晶体生长腔室长度L的距离的函数的变化。
[0035]在一个实施方案中，调节热源140使得晶体生长腔室100内部的生长温度小于约2350℃且晶体生长腔室100主要由钨制成。在优选实施方案中，晶体生长腔室100主要由钨制成且生长温度在1900-2350℃的范围内。在另一个实施方案中，晶体生长腔室100主要由碳化铌(NbC)制成且生长温度在1900-2350℃的范围内。在另一个实施方案中，晶体生长腔室100主要由碳化钽(TaC)或涂覆有碳(C)层的钽(Ta)制成且生长温度在1900-2400℃的范围内。该C层能够通过化学气相沉积在主要由Ta制成的晶体生长腔室100上形成。在另一个实施方案中，晶体生长腔室100主要由C制成且生长温度在1900-2750℃的范围内，或者优选在1900-2550℃的范围内。
[0036]在一个实施方案中，晶锭120的热梯度维持在大于约5℃/cm且小于约100℃/cm的水平。此高热梯度阻止大于约104cm-3水平的微孔形成，并维持晶锭120以单晶而非多晶材料形式的生长。在一个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。
6)推进速率。
[0037]存在最佳的推进速率，在该最佳推进速率下微孔的产生可以忽略不计。优选地，该推进速率略小于或等于固有的、或最大的生长速率(如上文所述，0.1-2mm/hr)。如果不服从该条件，那么生长方向上的晶体生长速率可能过高，导致如上所述的微孔形成。此外，高的推进速率可以导致钨坩埚壁上AlN的成核，该AlN成核进而将增加缺陷密度和微孔产生的可能性。另外，较高的推进速率可能导致c面以外的其它面的优势生长，这是进一步促进微孔形成的作用。
[0038]但是，推进速率不应过低(<0.1mm/hr)，因为如果长时间暴露于Al蒸气，钨坩埚会劣化。Al蒸气沿着晶界及其它缺陷侵蚀坩埚壁，导致一些Al蒸气的渗漏以及随后生长材料中的孔隙形成。因此，希望选择推进速率以便减少微孔形成。
[0039]参照图1，晶体生长腔室100还包括推进机构130，其控制晶体生长腔室100穿过周围热源140的移动，从而控制推进速率以及沿纵轴150的热梯度。推进速率定义为推进机构130推动晶体生长腔室100穿过热源140的速率。在一个实施方案中，推进速率维持在小于或近似等于晶锭120在平行于纵轴150的方向上的最大生长速率的水平。此处，最大生长速率由晶体生长温度和源温度允许的最大速率限定。在优选实施方案中，推进速率维持在晶锭120最大生长速率的大约二分之一的水平。因此，晶锭120中的微孔密度能够保持低于约104cm-3。在一个实施方案中，晶锭120的微孔密度大于零。
[0040]如此处所使用的，推进速率还可以定义为维持在具体生长条件(例如生长温度和源温度)所允许水平以下的水平的实际生长速率。还可以在没有晶体生长腔室100的物理运动的情况下等效地实现特定推进速率的维持。例如，可以相对于静止的晶体生长腔室100移动热源140，或者可以改变晶锭120与源160之间的距离或温度梯度。通常，任何这些方法(其中实际生长速率被控制在低于最大固有生长速率的水平)能够与推进速率可互换地使用。
7)生长后退火。
[0041]参照图2A和2B，可以通过使用例如金刚石圆锯或线锯从晶锭120切割晶片200。在晶锭120中维持小于约104cm-3的微孔密度基本上防止晶锭120和晶片200两者中的裂纹形成。除其它影响之外，这样的裂纹还可以导致晶片切割过程中小部分晶锭120或晶片200的分离。因此，通过阻止裂纹形成，晶片200的表面210的形状和横截面积可以基本上与晶锭120的表面220的相同。在一个实施方案中，表面210可以近似为圆形且直径大于约2cm。在一个替代实施方案中，表面210可以为面积大于3cm2的四边形或其它多边形。
[0042]在一个实施方案中，表面210的晶体取向可以处在具有Al极性的(0001)面(即c面)的约2°内。在其它实施方案中，表面210可以具有N极性或者在m面或a面方向的约2°内取向。
[0043]参照图3，可以对晶片200进行退火以便降低其中微孔的密度。退火温度可以在1000-2350℃的范围内。在优选实施方案中，退火温度为约2000℃。在又一个实施方案中，晶片200在退火过程中经受高压。退火压力可以选自1-50巴的范围内，并且在优选实施方案中，退火压力为约35巴。在一个实施方案中，晶片200可以在包含N2气的环境中退火。在另一个实施方案中，晶体200可以在约1200℃的温度下和约2巴的压力下退火。
[0044]晶片200的退火可以将其微孔密度从约103-109cm-3的水平降低到约0-103cm-3的水平。因此，退火之后晶片200的微孔密度将小于切得该晶片的晶锭120的微孔密度。
[0045]降低晶片200的微孔密度还可以改善其光学透明度。在一个实施方案中，晶片200的光吸收系数在约210nm至约4500nm的范围内的任何波长下小于1cm-1。在另一个实施方案中，晶片200的光吸收系数在约500nm至约3000nm的范围内的所有波长下小于5cm-1。该光吸收系数可以小于1cm-1。晶片200的直径大于约2cm。
[0046]对晶片200退火还可以导致跨晶片200的微孔的不均匀分布。参照图3，在退火之后，中心区域300的微孔密度可以比边缘区域320的低。例如，中心区域300中的微孔密度可以在约0至约102cm-3的范围内，而边缘区域320中的微孔密度可以在约103cm-3至约104cm-3的范围内。在一个实施方案中，边界区域310将中心区域300与边缘区域320隔开。在一个实施方案中，中心区域300近似为圆形且直径为1-3mm，边缘区域320与晶片200的外边界一致且宽度为约3mm至约50mm。通常，要么中心区域300要么边缘区域320的尺寸可以大于上述尺寸，而另一区域的尺寸相应地缩小。使用更长退火时间和/或更高退火温度可以导致以边缘区域320为代价的中心区域300的生长，即，随着微孔从晶片200中被消除，边界区域310可以有效地向晶片200的外边缘移动。在一个实施方案中，退火进行的时间足以使边界区域310到达晶片200的外边缘，即基本上晶片200所有区域都将具有降低的微孔密度。在一个实施方案中，晶片200的总的微孔密度可以在约0至约102cm-3的范围内。
[0047]参照图4，为了随后的器件制造，可以在晶片200的表面上沉积外延层400。外延层400可以包括AlN、GaN、InN和/或各自的二元和三元合金。外延沉积之前，晶片200可以进行抛光以便改善其表面的品质和平面性。可以使用各种抛光技术，例如美国专利No.11/448,595和美国专利7,037,838中描述的方法，通过引用将该专利的全部内容并入本文。在一个实施方案中，用化学-机械抛光(CMP)法抛光晶片200。晶片200中微孔形成的控制可以产生晶片200的优异抛光后表面，因为少数微孔与晶片200的表面相交并在抛光过程中被优先蚀刻。在一个实施方案中，抛光之后，晶片200的蚀坑密度将小于约100cm-2。控制晶体生长过程中的微孔形成和/或抛光过程中的蚀坑形成可以有利于浅坑密度小于约100cm-2的外延层400的沉积。具有或没有外延层400的晶片200理想地基本无裂纹。
[0048]可以看到，本文描述的方法为AlN晶体的改良生产提供了基础。此处使用的术语和措辞用作描述而非限定性的术语，在这些术语和措辞的使用中并不意图排除所示和所述特征的任何等效物或其部分。相反，认为在本发明权利要求范围内可以做各种修改。
[0049]权利要求如下：

Claims (38)

1.生长单晶AlN的方法，该方法包括以下步骤：
a.在晶体生长腔室中提供包含Al和N2的蒸气；和
b.将该蒸气沉积为微孔密度小于约104cm-3的单晶AlN。
2.权利要求1的方法，该方法还包括步骤：在晶体生长腔室中维持大于相对Al的化学计量压力的N2分压。
3.权利要求2的方法，其中N2的分压在1-50巴的范围内。
4.权利要求1的方法，其中单晶AlN在任何晶体学方向上的生长速率在约0.1至约2mm/hr的范围内。
5.权利要求4的方法，该方法还包括维持小于或等于固有生长速率的推进速率。
6.权利要求5的方法，其中推进速率至少为0.1mm/hr。
7.权利要求4的方法，其中单晶AlN的沉积开始于布置在晶体生长腔室内部的籽晶处，并且该籽晶的取向使得单晶AlN的最大生长速率的方向相距单晶AlN的c轴至少约10°旋转并朝向非极性方向。
8.权利要求1的方法，其中蒸气中氧的浓度小于300ppm且氢的浓度小于0.5％。
9.权利要求1的方法，其中晶体生长腔室包含钨且生长温度小于约2350℃。
10.权利要求1的方法，其中晶体生长腔室包含钽和碳中的至少一种且生长温度小于约2750℃。
11.权利要求1的方法，该方法还包括维持沿晶体生长腔室长度的温度梯度大于约5℃/cm且小于约100℃/cm。
12.权利要求1的方法，该方法还包括在沉积之后从单晶AlN切割AlN晶片的步骤。
13.权利要求12的方法，其中AlN晶片的横截面积近似等于单晶AlN的横截面积。
14.权利要求13的方法，其中AlN晶片的横截面积近似为直径大于约2cm的圆形。
15.如权力要求12所述的方法，该方法还包括在第一温度和第一压力下对AlN晶片进行退火的步骤。
16.权利要求15的方法，其中第一温度大于约2000℃且第一压力大于约35巴。
17.权利要求16的方法，其中第一温度小于约2350℃。
18.权利要求15的方法，其中在退火之后，AlN晶片中心区域中的微孔密度小于AlN晶片边缘区域中的微孔密度。
19.权利要求18的方法，其中AlN晶片中心区域中的微孔密度小于约104cm-3。
20.权利要求19的方法，其中AlN晶片中心区域中的微孔密度近似为零。
21.权利要求12的方法，该方法还包括对AlN晶片进行抛光的步骤，其中在抛光之后AlN晶片的蚀坑密度小于约100cm-2。
22.权利要求21的方法，该方法还包括在AlN晶片上沉积外延层的步骤，其中该外延层的表面坑密度小于约100cm-2。
23.权利要求1的方法，其中微孔密度大于零且单晶AlN基本无裂纹。
24.块状AlN晶体，其位错密度低于104cm-2且夹杂物密度低于104cm-3。
25.权利要求24的晶体，其中该晶体的微孔密度小于约104cm-3。
26.AlN单晶体晶片，其取向在具有Al极性的(0001)面的2°内，该晶片的浅坑密度小于100cm-2。
27.权利要求26的晶片，其中该晶片基本无裂纹。
28.权利要求27的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度小于该晶片边缘区域中的微孔密度。
29.权利要求28的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度近似为零且该晶片边缘区域中的微孔密度小于约104cm-3。
30.AlN单晶体晶片，其光吸收系数在500nm至3000nm的范围内的所有波长下小于5cm-1。
31.权利要求30的晶片，其中该晶片基本无裂纹。
32.权利要求31的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度小于该晶片边缘区域中的微孔密度。
33.权利要求32的晶片，其中该晶片中心区域中的微孔密度近似为零且该晶片边缘区域中的微孔密度小于约104cm-3。
34.权利要求30的晶片，其中光吸收系数在500nm至3000nm的范围内的所有波长下小于1cm-1。
35.权利要求34的晶片，其直径大于约2cm。
36.AlN单晶体晶片，其光吸收系数在210nm至4500nm范围内的所有波长下小于1cm-1，并且其具有大于约2cm的直径。
37.无裂纹、单晶AlN的晶锭，其直径大于约2cm且长度大于约1cm。
38.权利要求37的晶锭，其具有大于零至小于约104cm-3范围内的微孔密度。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105190839A (zh) * 2014-02-26 2015-12-23 日本碍子株式会社 半导体用复合基板的处理基板
CN107429423A (zh) * 2015-03-20 2017-12-01 弗赖贝格化合物原料有限公司 不具有晶格曲率的a‑b晶体的生长

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7638346B2 (en) 2001-12-24 2009-12-29 Crystal Is, Inc. Nitride semiconductor heterostructures and related methods
US8545629B2 (en) 2001-12-24 2013-10-01 Crystal Is, Inc. Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride
US20060005763A1 (en) * 2001-12-24 2006-01-12 Crystal Is, Inc. Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride
JP5283502B2 (ja) * 2005-05-11 2013-09-04 ノース・キャロライナ・ステイト・ユニヴァーシティ 極性が制御されたｉｉｉ族窒化物薄膜及びその製法
JP2009517329A (ja) 2005-11-28 2009-04-30 クリスタル・イズ，インコーポレイテッド 低欠陥の大きな窒化アルミニウム結晶及びそれを製造する方法
JP5281408B2 (ja) 2005-12-02 2013-09-04 クリスタル・イズ，インコーポレイテッド ドープされた窒化アルミニウム結晶及びそれを製造する方法
JP5479888B2 (ja) * 2006-03-30 2014-04-23 クリスタル アイエス インコーポレイテッド 窒化アルミニウムバルク結晶を制御可能にドーピングする方法
US9034103B2 (en) * 2006-03-30 2015-05-19 Crystal Is, Inc. Aluminum nitride bulk crystals having high transparency to ultraviolet light and methods of forming them
US9771666B2 (en) 2007-01-17 2017-09-26 Crystal Is, Inc. Defect reduction in seeded aluminum nitride crystal growth
WO2008088838A1 (en) * 2007-01-17 2008-07-24 Crystal Is, Inc. Defect reduction in seeded aluminum nitride crystal growth
CN101652832B (zh) * 2007-01-26 2011-06-22 晶体公司 厚的赝晶氮化物外延层
US8080833B2 (en) 2007-01-26 2011-12-20 Crystal Is, Inc. Thick pseudomorphic nitride epitaxial layers
US8088220B2 (en) 2007-05-24 2012-01-03 Crystal Is, Inc. Deep-eutectic melt growth of nitride crystals
US20090250626A1 (en) * 2008-04-04 2009-10-08 Hexatech, Inc. Liquid sanitization device
US8363326B2 (en) * 2008-07-01 2013-01-29 Sumitomo Electric Industries, Ltd. AlxGa(1-x)N single crystal, method of producing AlxGa(1-x)N single crystal, and optical lens
US20110104438A1 (en) * 2008-07-01 2011-05-05 Sumitomo Electric Industries, Ltd. AlxGa(1-x)N SINGLE CRYSTAL, METHOD OF PRODUCING AlxGa(1-x)N SINGLE CRYSTAL, AND OPTICAL COMPONENT
US7915178B2 (en) 2008-07-30 2011-03-29 North Carolina State University Passivation of aluminum nitride substrates
TWI482214B (zh) * 2009-01-21 2015-04-21 Univ Nat Chunghsing Method for manufacturing epitaxial substrate with low surface defect density
DE102009016137B4 (de) * 2009-04-03 2012-12-20 Sicrystal Ag Herstellungsverfahren für einen versetzungsarmen AlN-Volumeneinkristall und versetzungsarmes einkristallines AlN-Substrat
US9414864B2 (en) 2009-04-15 2016-08-16 Warsaw Orthopedic, Inc. Anterior spinal plate with preformed drug-eluting device affixed thereto
US20100314551A1 (en) * 2009-06-11 2010-12-16 Bettles Timothy J In-line Fluid Treatment by UV Radiation
EP2588651B1 (en) 2010-06-30 2020-01-08 Crystal Is, Inc. Growth of large aluminum nitride single crystals with thermal-gradient control
JP5729182B2 (ja) * 2010-08-31 2015-06-03 株式会社リコー ｎ型ＩＩＩ族窒化物単結晶の製造方法、ｎ型ＩＩＩ族窒化物単結晶および結晶基板
US8962359B2 (en) 2011-07-19 2015-02-24 Crystal Is, Inc. Photon extraction from nitride ultraviolet light-emitting devices
JP2015501372A (ja) 2011-09-29 2015-01-15 ナイトライド ソリューションズ インコーポレイテッド 無機材料、それを作製する方法及び装置、並びにその使用
WO2013094058A1 (ja) * 2011-12-22 2013-06-27 国立大学法人東京農工大学 窒化アルミニウム単結晶基板、およびこれらの製造方法
US9840790B2 (en) 2012-08-23 2017-12-12 Hexatech, Inc. Highly transparent aluminum nitride single crystalline layers and devices made therefrom
WO2014120637A1 (en) 2013-01-29 2014-08-07 Hexatech, Inc. Optoelectronic devices incorporating single crystalline aluminum nitride substrate
KR102225693B1 (ko) 2013-03-14 2021-03-12 헥사테크, 인크. 단결정 알루미늄 질화물 기판을 포함하는 전력 반도체 장치들
WO2014151264A1 (en) 2013-03-15 2014-09-25 Crystal Is, Inc. Planar contacts to pseudomorphic electronic and optoelectronic devices
ES2602982T3 (es) * 2014-01-13 2017-02-23 Biedermann Technologies Gmbh & Co. Kg Conjunto de acoplamiento para acoplar una varilla con un elemento de anclaje de hueso, y dispositivo de anclaje de hueso poliaxial
US20160370116A1 (en) * 2015-06-19 2016-12-22 Apple Inc. Process for heat treating a sapphire component
US10043666B2 (en) 2016-02-26 2018-08-07 Applied Materials, Inc. Method for inter-chamber process
CN108713075B (zh) 2016-03-23 2020-11-13 株式会社德山 氮化铝单晶基板的制造方法
WO2018232080A1 (en) * 2017-06-16 2018-12-20 Crystal Is. Inc. Two-stage seeded growth of large aluminum nitride single crystals
WO2019246027A1 (en) * 2018-06-19 2019-12-26 Crystal Is, Inc. Deep-uv-transparent aluminum nitride crystals and methods of forming them
DE102019215122A1 (de) * 2019-10-01 2021-04-01 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Verfahren zur Reduzierung von strukturellen Beschädigungen an der Oberfläche von einkristallinen Aluminiumnitrid-Substraten und derart herstellbare einkristalline Aluminiumnitrid-Substrate

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5909036A (en) * 1996-06-25 1999-06-01 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Group III-V nitride semiconductor device
CN1371433A (zh) * 1999-08-04 2002-09-25 福克斯集团公司 氮化铝外延生长法及所用生长室
US20030168003A1 (en) * 2001-12-24 2003-09-11 Schowalter Leo J. Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride

Family Cites Families (89)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL6615059A (zh) 1966-10-25 1968-04-26
US3600701A (en) 1968-03-14 1971-08-17 Gen Electric Signal generator for producing a set of signals at baseband frequency and with adjustable phase slope
US3531245A (en) 1968-04-01 1970-09-29 Du Pont Magnesium-aluminum nitrides
US3607014A (en) 1968-12-09 1971-09-21 Dow Chemical Co Method for preparing aluminum nitride and metal fluoride single crystals
US3603414A (en) 1970-01-30 1971-09-07 Frank E Stebley Insert for drilling unit
US3768983A (en) 1971-11-03 1973-10-30 North American Rockwell Single crystal beryllium oxide growth from calcium oxide-beryllium oxide melts
US3903357A (en) 1971-12-06 1975-09-02 Westinghouse Electric Corp Adaptive gate video gray level measurement and tracker
FR2225207B1 (zh) 1973-04-16 1978-04-21 Ibm
US3933573A (en) 1973-11-27 1976-01-20 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Aluminum nitride single crystal growth from a molten mixture with calcium nitride
US4008851A (en) 1976-01-16 1977-02-22 Curt G. Joa, Inc. Adhesive tape bag closure
DE2750607A1 (de) 1977-11-11 1979-05-17 Max Planck Gesellschaft Luftbestaendiges kristallines lithiumnitrid, verfahren zu seiner herstellung und seine verwendung
US4547471A (en) 1983-11-18 1985-10-15 General Electric Company High thermal conductivity aluminum nitride ceramic body
JPS61236686A (ja) 1985-04-13 1986-10-21 Tohoku Metal Ind Ltd 単結晶育成法
JP2745408B2 (ja) 1988-07-07 1998-04-28 東芝セラミックス株式会社 半導体単結晶引上げ装置
JPH03285075A (ja) 1990-03-30 1991-12-16 Nisshin Steel Co Ltd タングステンルツボの製造方法
US5292487A (en) 1991-04-16 1994-03-08 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Czochralski method using a member for intercepting radiation from raw material molten solution and apparatus therefor
US5578839A (en) 1992-11-20 1996-11-26 Nichia Chemical Industries, Ltd. Light-emitting gallium nitride-based compound semiconductor device
JP2875726B2 (ja) 1993-10-28 1999-03-31 新日本無線株式会社 化合物半導体の熱処理方法
US6083812A (en) 1993-02-02 2000-07-04 Texas Instruments Incorporated Heteroepitaxy by large surface steps
US5520785A (en) 1994-01-04 1996-05-28 Motorola, Inc. Method for enhancing aluminum nitride
JPH0859386A (ja) 1994-08-22 1996-03-05 Mitsubishi Materials Corp 半導体単結晶育成装置
US5981980A (en) 1996-04-22 1999-11-09 Sony Corporation Semiconductor laminating structure
JP3876473B2 (ja) 1996-06-04 2007-01-31 住友電気工業株式会社 窒化物単結晶及びその製造方法
US5858086A (en) 1996-10-17 1999-01-12 Hunter; Charles Eric Growth of bulk single crystals of aluminum nitride
US5954874A (en) 1996-10-17 1999-09-21 Hunter; Charles Eric Growth of bulk single crystals of aluminum nitride from a melt
US5868837A (en) 1997-01-17 1999-02-09 Cornell Research Foundation, Inc. Low temperature method of preparing GaN single crystals
JP3239787B2 (ja) 1997-01-30 2001-12-17 安藤電気株式会社 Ｉｃソケット
US6270569B1 (en) 1997-06-11 2001-08-07 Hitachi Cable Ltd. Method of fabricating nitride crystal, mixture, liquid phase growth method, nitride crystal, nitride crystal powders, and vapor phase growth method
JP3776565B2 (ja) 1997-06-12 2006-05-17 株式会社コトブキ 伸縮式階段状観覧席
US6006620A (en) 1997-12-01 1999-12-28 Chrysler Corporation Automated manual transmission controller
EP0979883A4 (en) 1997-12-25 2003-10-15 Japan Energy Corp METHOD AND DEVICE FOR PRODUCING SINGLE CRYSTALS OF COMPOSITE SEMICONDUCTORS AND SINGLE CRYSTALS OF COMPOSITE SEMICONDUCTORS
US6045612A (en) 1998-07-07 2000-04-04 Cree, Inc. Growth of bulk single crystals of aluminum nitride
KR100277968B1 (ko) 1998-09-23 2001-03-02 구자홍 질화갈륨 기판 제조방법
US6063185A (en) 1998-10-09 2000-05-16 Cree, Inc. Production of bulk single crystals of aluminum nitride, silicon carbide and aluminum nitride: silicon carbide alloy
US6048813A (en) 1998-10-09 2000-04-11 Cree, Inc. Simulated diamond gemstones formed of aluminum nitride and aluminum nitride: silicon carbide alloys
US6086672A (en) 1998-10-09 2000-07-11 Cree, Inc. Growth of bulk single crystals of aluminum nitride: silicon carbide alloys
US6404125B1 (en) 1998-10-21 2002-06-11 Sarnoff Corporation Method and apparatus for performing wavelength-conversion using phosphors with light emitting diodes
JP3015887B1 (ja) 1998-11-19 2000-03-06 科学技術庁金属材料技術研究所長 バルク単結晶育成方法
US6187089B1 (en) 1999-02-05 2001-02-13 Memc Electronic Materials, Inc. Tungsten doped crucible and method for preparing same
US6592663B1 (en) 1999-06-09 2003-07-15 Ricoh Company Ltd. Production of a GaN bulk crystal substrate and a semiconductor device formed on a GaN bulk crystal substrate
US6829273B2 (en) 1999-07-16 2004-12-07 Agilent Technologies, Inc. Nitride semiconductor layer structure and a nitride semiconductor laser incorporating a portion of same
JP4145437B2 (ja) 1999-09-28 2008-09-03 住友電気工業株式会社 単結晶ＧａＮの結晶成長方法及び単結晶ＧａＮ基板の製造方法と単結晶ＧａＮ基板
US6398867B1 (en) 1999-10-06 2002-06-04 General Electric Company Crystalline gallium nitride and method for forming crystalline gallium nitride
US6350393B2 (en) 1999-11-04 2002-02-26 Cabot Microelectronics Corporation Use of CsOH in a dielectric CMP slurry
JP2001192647A (ja) 2000-01-14 2001-07-17 Seimi Chem Co Ltd 酸化セリウム含有研磨用組成物及び研磨方法
US6447604B1 (en) 2000-03-13 2002-09-10 Advanced Technology Materials, Inc. Method for achieving improved epitaxy quality (surface texture and defect density) on free-standing (aluminum, indium, gallium) nitride ((al,in,ga)n) substrates for opto-electronic and electronic devices
US6596079B1 (en) 2000-03-13 2003-07-22 Advanced Technology Materials, Inc. III-V nitride substrate boule and method of making and using the same
US7053413B2 (en) 2000-10-23 2006-05-30 General Electric Company Homoepitaxial gallium-nitride-based light emitting device and method for producing
JP2002222771A (ja) 2000-11-21 2002-08-09 Ngk Insulators Ltd Ｉｉｉ族窒化物膜の製造方法、ｉｉｉ族窒化物膜の製造用下地膜、及びその下地膜の製造方法
US6548333B2 (en) 2000-12-01 2003-04-15 Cree, Inc. Aluminum gallium nitride/gallium nitride high electron mobility transistors having a gate contact on a gallium nitride based cap segment
US6488767B1 (en) 2001-06-08 2002-12-03 Advanced Technology Materials, Inc. High surface quality GaN wafer and method of fabricating same
US6936357B2 (en) 2001-07-06 2005-08-30 Technologies And Devices International, Inc. Bulk GaN and ALGaN single crystals
US7501023B2 (en) 2001-07-06 2009-03-10 Technologies And Devices, International, Inc. Method and apparatus for fabricating crack-free Group III nitride semiconductor materials
JP3785970B2 (ja) 2001-09-03 2006-06-14 日本電気株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体素子の製造方法
US6906339B2 (en) 2001-09-05 2005-06-14 Rensselaer Polytechnic Institute Passivated nanoparticles, method of fabrication thereof, and devices incorporating nanoparticles
US7105865B2 (en) 2001-09-19 2006-09-12 Sumitomo Electric Industries, Ltd. AlxInyGa1−x−yN mixture crystal substrate
US7211146B2 (en) 2001-09-21 2007-05-01 Crystal Is, Inc. Powder metallurgy crucible for aluminum nitride crystal growth
TW573086B (en) 2001-09-21 2004-01-21 Crystal Is Inc Powder metallurgy tungsten crucible for aluminum nitride crystal growth
JP2005510072A (ja) * 2001-11-20 2005-04-14 レンセラール ポリテクニック インスティチュート 基板表面を研磨するための方法
US6515308B1 (en) 2001-12-21 2003-02-04 Xerox Corporation Nitride-based VCSEL or light emitting diode with p-n tunnel junction current injection
US7638346B2 (en) 2001-12-24 2009-12-29 Crystal Is, Inc. Nitride semiconductor heterostructures and related methods
US8545629B2 (en) 2001-12-24 2013-10-01 Crystal Is, Inc. Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride
JP4331906B2 (ja) * 2001-12-26 2009-09-16 日本碍子株式会社 Ｉｉｉ族窒化物膜の製造方法
US7063741B2 (en) 2002-03-27 2006-06-20 General Electric Company High pressure high temperature growth of crystalline group III metal nitrides
US6841001B2 (en) 2002-07-19 2005-01-11 Cree, Inc. Strain compensated semiconductor structures and methods of fabricating strain compensated semiconductor structures
DE10248964B4 (de) 2002-10-14 2011-12-01 Crystal-N Gmbh Verfahren zur Sublimationszüchtung von Aluminiumnitrid-Einkristallen
DE10248954A1 (de) 2002-10-21 2004-04-29 Giesecke & Devrient Gmbh Sicherheitselement für Ausweis- und Wertdokumente
WO2004053210A1 (en) 2002-12-11 2004-06-24 Ammono Sp. Z O.O. A substrate for epitaxy and a method of preparing the same
US7186302B2 (en) 2002-12-16 2007-03-06 The Regents Of The University Of California Fabrication of nonpolar indium gallium nitride thin films, heterostructures and devices by metalorganic chemical vapor deposition
FR2852974A1 (fr) 2003-03-31 2004-10-01 Soitec Silicon On Insulator Procede de fabrication de cristaux monocristallins
US7306748B2 (en) 2003-04-25 2007-12-11 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Methods for machining ceramics
US7192849B2 (en) 2003-05-07 2007-03-20 Sensor Electronic Technology, Inc. Methods of growing nitride-based film using varying pulses
JP4112449B2 (ja) 2003-07-28 2008-07-02 株式会社東芝 放電電極及び放電灯
DE10335538A1 (de) 2003-07-31 2005-02-24 Sicrystal Ag Verfahren und Vorrichtung zur AIN-Einkristall-Herstellung mit gasdurchlässiger Tiegelwand
US7288152B2 (en) 2003-08-29 2007-10-30 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Method of manufacturing GaN crystals and GaN crystal substrate, GaN crystals and GaN crystal substrate obtained by the method, and semiconductor device including the same
US7323256B2 (en) 2003-11-13 2008-01-29 Cree, Inc. Large area, uniformly low dislocation density GaN substrate and process for making the same
US7056383B2 (en) 2004-02-13 2006-06-06 The Fox Group, Inc. Tantalum based crucible
CN1957117A (zh) * 2004-05-19 2007-05-02 住友电气工业株式会社 Ⅲ族氮化物半导体晶体和其制造方法以及ⅲ族氮化物半导体器件
US20050269577A1 (en) 2004-06-08 2005-12-08 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Surface treatment method and surface treatment device
US7339205B2 (en) 2004-06-28 2008-03-04 Nitronex Corporation Gallium nitride materials and methods associated with the same
JP2006044982A (ja) * 2004-08-04 2006-02-16 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化物半導体単結晶基板とその合成方法
WO2006110512A1 (en) 2005-04-07 2006-10-19 North Carolina State University Seeded growth process for preparing aluminum nitride single crystals
WO2006116030A2 (en) 2005-04-21 2006-11-02 Aonex Technologies, Inc. Bonded intermediate substrate and method of making same
US7544963B2 (en) 2005-04-29 2009-06-09 Cree, Inc. Binary group III-nitride based high electron mobility transistors
US20060288929A1 (en) 2005-06-10 2006-12-28 Crystal Is, Inc. Polar surface preparation of nitride substrates
KR100616686B1 (ko) 2005-06-10 2006-08-28 삼성전기주식회사 질화물계 반도체 장치의 제조 방법
JP2009517329A (ja) 2005-11-28 2009-04-30 クリスタル・イズ，インコーポレイテッド 低欠陥の大きな窒化アルミニウム結晶及びそれを製造する方法
JP5281408B2 (ja) 2005-12-02 2013-09-04 クリスタル・イズ，インコーポレイテッド ドープされた窒化アルミニウム結晶及びそれを製造する方法
US9840790B2 (en) * 2012-08-23 2017-12-12 Hexatech, Inc. Highly transparent aluminum nitride single crystalline layers and devices made therefrom

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5909036A (en) * 1996-06-25 1999-06-01 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Group III-V nitride semiconductor device
CN1371433A (zh) * 1999-08-04 2002-09-25 福克斯集团公司 氮化铝外延生长法及所用生长室
US20030168003A1 (en) * 2001-12-24 2003-09-11 Schowalter Leo J. Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105190839A (zh) * 2014-02-26 2015-12-23 日本碍子株式会社 半导体用复合基板的处理基板
CN107429423A (zh) * 2015-03-20 2017-12-01 弗赖贝格化合物原料有限公司 不具有晶格曲率的a‑b晶体的生长
TWI715562B (zh) * 2015-03-20 2021-01-11 德商富瑞柏格化合材料公司 Iii-v-，iv-iv-或ii-vi-化合物半導體晶體之製造方法，a-b晶體之製造方法，及其單晶體

Also Published As

Publication number Publication date
US20170145592A1 (en) 2017-05-25
CN101415864B (zh) 2014-01-08
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US8349077B2 (en) 2013-01-08
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US20160208417A1 (en) 2016-07-21

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