CN101778967A - Ⅲ族氮化物半导体外延基板 - Google Patents

Ⅲ族氮化物半导体外延基板 Download PDF

Info

Publication number
CN101778967A
CN101778967A CN200880102702A CN200880102702A CN101778967A CN 101778967 A CN101778967 A CN 101778967A CN 200880102702 A CN200880102702 A CN 200880102702A CN 200880102702 A CN200880102702 A CN 200880102702A CN 101778967 A CN101778967 A CN 101778967A
Authority
CN
China
Prior art keywords
layer
iii
nitride semiconductor
crystal
polar
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN200880102702A
Other languages
English (en)
Inventor
天野浩
坂东章
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Resonac Holdings Corp
Original Assignee
Showa Denko KK
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Showa Denko KK filed Critical Showa Denko KK
Publication of CN101778967A publication Critical patent/CN101778967A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/20—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate the substrate being of the same materials as the epitaxial layer
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/0242—Crystalline insulating materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02455—Group 13/15 materials
    • H01L21/02458—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02609—Crystal orientation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/02—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
    • H01L33/16—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies with a particular crystal structure or orientation, e.g. polycrystalline, amorphous or porous
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/02—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
    • H01L33/26—Materials of the light emitting region
    • H01L33/30—Materials of the light emitting region containing only elements of group III and group V of the periodic system
    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of group III and group V of the periodic system containing nitrogen

Abstract

本发明的目的是提供抑制裂纹和位错的发生、使晶体品质提高的III族氮化物半导体外延基板即AlxGa1-xN(0≤x≤1)外延基板。尤其是提供适用于紫外或深紫外区域的发光元件的AlxGa1-xN(0＜x≤1)外延基板。本发明的III族氮化物半导体外延基板，其特征在于，包含基材和层叠于该基材上的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，在该AlxGa1-xN层的基材一侧存在具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。

Description

Ⅲ族氮化物半导体外延基板
技术领域
本发明涉及III族氮化物半导体外延基板，尤其是涉及适合于紫外或深紫外区域的发光元件的III族氮化物半导体外延基板。
背景技术
一直以来，III族氮化物半导体，作为用于构成放射短波长可见光的发光二极管(LED)和激光二极管(LD)等的pn接合型结构的III族氮化物半导体发光元件的功能材料使用。该场合，为了提高发光层的品质，例如，在构成以氮化镓铟(GaInN)为发光层的呈蓝色带或绿色带的发光的LED时，在基板上形成数μm的氮化镓(GaN)(以下称为基底层)，在改善结晶性的同时，使光取出容易。另外，对于LD等的需要更好的结晶性的的器件的制作，为了进一步提高基底层的结晶性，可通过对基板或基底层进行加工而在其上沉积晶体来减少位错。而且，为了更进一步降低位错密度，使用了独立的GaN基板。
另一方面，发光层使用氮化镓、氮化铝镓或氮化铝的呈紫外或深紫外区域的发光的发光元件，由于GaN吸收360nm以下的波长，因此吸收从发光层放出的光，使发光效率降低。另外，GaN上的AlyGa1-yN(0＜y≤1)层，由于晶格常数差别和热膨胀系数差别而容易发生裂纹，成为制作器件的障碍。Al组成越大则该裂纹越显著，越是Al组成大的短波长器件则其影响越大。
为了解决该问题，需要在至少不吸收由发光层放出的光的物质上形成制作发光层。例如，以Aly Ga1-yN(0＜y≤1)层作为活性层的场合，作为基底层使用的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层，必须是y＜x。因此，对于作为基底层使用的AlGaN，希望AlN摩尔分率尽可能高。然而，以往，越是AlN摩尔分率高的AlGaN，就越难以得到良好的晶体。这是因为AlN是作为物性的熔点高且蒸气压非常低的物质，即使在晶体生长中，与GaN晶体生长中的Ga原子相比，AlN生长时的Al原子也难以发生表面迁移，晶格难以整齐的缘故。
作为用于解决该问题的方法，在近年的采用MOVPE法、MBE法的晶体生长中，在SiC基板、蓝宝石基板上生长AlN的场合，采用通过交替地供给Al原料和N原料来促进Al原子迁移的方法，得到了高品质的AlN层(参照APPLlED PHYSICS LETTERS Vol.81，4392-4394，(2002))。然而，该方法存在晶体生长速度慢、生产率差的问题。
另外，作为用于改善晶体品质的方法，提出了以数周期～数百周期层叠异种的极薄膜层的方案(参照Journal of Crystal Growth Vol.298，345～348，(2007))，但由于进行数百周期层叠，因此仍然成为降低生产率的因素。因为在制作LED、LD之类的发光元件时需要相当的层厚，因此这样的方法不适合于制作发光元件。
由以上所述可知为了制作紫外或深紫外区域的发光元件，在蓝宝石、SiC基板上使生长速度较大地层叠数μm以上厚度的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层是非常重要的技术。作为与该课题对应的手段，例如开发在蓝宝石基材上层叠有AlN的模式基板(参照日本专利第3768943号公报)。然而，该模式基板的场合，虽然在AlN层本身的结晶性上，C面晶面的面取向均一性非常好，但C轴的旋转方向的晶体取向均一性不能说是良好。另外具有下述特征：通过使用该模式基板，层叠于其上的GaN、较低AlN摩尔分率的AlGaN中可看到低位错效果，但随着AlN摩尔分率增高，低位错化的效果变小，难以得到良好的AlGaN晶体(参照Physical Status Solidi CVol.0，2444-2447(2003))。
总而言之，在以往的AlN模式基板上层叠GaN、或者使用独立的GaN基板的场合，GaN吸收由发光层放出的光。而且，当在GaN上沉积Al组成高的AlGaN时，由于晶格常数差别和热膨胀系数差别，在AlGaN层中产生裂纹等的对器件特性造成影响的特性劣化。
为了解决这些问题，必须通过使用透过受发光波长的组成的AlGaN基板，没有光的吸收且提高受发光效率。而且，需要通过减小AlGaN基板与受发光层的晶格常数差别和热膨胀系数差别，来抑制受发光层的裂纹和位错的发生，提高晶体品质。而且，必须抑制AlGaN基板本身的裂纹和位错的发生，提高晶体品质。然而，迄今为止的AlGaN基板的AlxGa1-xN(0＜x≤1)的晶体品质不能说是充分的。尤其是AlN摩尔分率高的AlxGa1-xN(0＜x≤1)，与GaN相比，接近于高熔点和低蒸气压的AlN的特征，因此难以进行良好的晶体生长。
发明内容
本发明的目的是鉴于上述的问题，提供抑制裂纹和位错的发生，使晶体品质提高的III族氮化物半导体外延基板即AlxGa1-xN(0≤x≤1)外延基板。尤其是提供适用于紫外或深紫外区域的发光元件的AlxGa1-xN(0＜x≤1)外延基板。
本发明是对于在基材上使GaN或AlxGa1-xN(0＜x≤1)等的III族氮化物半导体晶体沿<0001>轴向生长(C面生长)的场合，通过在晶体中使+C极性晶体(III族极性面晶体)和-C极性晶体(氮极性面晶体)混杂(coexist)而得到高品质的AlxGa1-xN(0≤x≤1)晶体的发明。
即，本发明提供以下的发明。
(1)一种III族氮化物半导体外延基板，包含基材和层叠于该基材上的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，其特征在于，在该AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的基材一侧存在具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
(2)根据上述(1)所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的与基材相反的一侧的表层只由具有+C极性的晶体形成。
(3)根据上述(1)或(2)所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的x的范围是(0＜x≤1)。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，在具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层中，-C极性晶体和+C极性晶体的粒径都为10～5000nm。
(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的(10-10)非对称面的X射线半值宽为400秒以下。
(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，采用MOVPE法沉积AlxGa1-xN(0≤x≤1)层。
(7)根据上述(6)所述的III族氮化物半导体外延基板，其特征在于，在V/III比为20～2000的范围沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
(8)根据上述(6)或(7)所述的III族氮化物半导体外延基板，其特征在于，沉积只由具有+C极性的晶体形成的层时的V/III比小于沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层时的V/III比。
(9)根据上述(6)～(8)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，在1250℃以上的温度下沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
(10)根据上述(1)～(9)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，基材使用选自蓝宝石、SiC、Si、ZnO和Ga2O3中的至少一种。
(11)一种III族氮化物半导体元件，其使用了上述(1)～(11)的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板。
(12)一种III族氮化物半导体紫外或深紫外发光元件，其使用了上述(2)所述的III族氮化物半导体外延基板。
本发明的III族氮化物半导体外延基板，可抑制裂纹、位错的发生，晶体品质提高。因此，层叠在其上面的III族氮化物半导体也可抑制裂纹、位错的发生，晶体品质提高，因此作为III族氮化物半导体器件的基板是有效的。
尤其是本发明的AlxGa1-xN(0＜x≤1)外延基板，在制作期待在医疗、精密加工领域中应用的360nm以下的紫外或深紫外区域的受发光器件的场合有效果。
附图说明
图1是模式地表示实施例1中制作的本发明的III族氮化物半导体外延基板的剖面结构的图。
图2是模式地表示实施例2中制作的半导体叠层结构体的剖面的模式图。
图3是表示实施例2中制作的发光元件的剖面的模式图。
图4是模式地表示比较例1中制作的AlN外延基板的剖面结构的图。
具体实施方式
本发明是在基材上使GaN或AlxGa1-xN(0＜x≤1)等的III族氮化物半导体晶体沿<0001>轴向生长(C面生长)时，通过在晶体中使+C极性晶体(III族极性面晶体)和-C极性晶体(氮极性面晶体)混杂，得到高品质的AlxGa1-xN(0≤x≤1)晶体的发明。即，通过使+C极性晶体和-C极性晶体混杂，位错沿晶体的晶界弯曲，实现低位错化。在基材上形成-C极性和-C极性混杂的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层。然后，利用+C极性晶体比-C极性晶体容易在横向生长的特征，+C极性晶体逐渐覆盖-C极性晶体。此时，在+C极性晶体与-C极性晶体的边界位错折曲。最终+C极性晶体覆盖整体，在晶体上部只形成+C晶体。
极性的判定，有采用电子束衍射的CBED(convergent-beam electrondiffraction)这一方法。然而，该方法必须采用FIB(focused ion beam)等的方法使试样成为100nm左右的薄膜，难以制作，并且测定区域狭窄是个问题。而且，对于如AlxGa1-xN(0＜x≤1)那样的三元混晶，由于局部的组成不均匀的影响等，精度出现问题。另一方面，利用蚀刻进行的极性判定简便，并且能够同时地观察宽的区域。由于利用-C极性晶体与+C极性晶体的蚀刻速度的不同，因此只要确立蚀刻条件就能够比较容易地判定极性。本发明中，采用了将外延晶片在室温的8摩尔KOH溶液中浸渍10分钟的方法。此时，利用例如金之类的对KOH有耐性的物质掩蔽外延层的一部分。蚀刻后进行水洗、干燥，使用基本上不与AlxGa1-xN(0≤x≤1)层反应而只溶解掩模的药品(例如如果是以金为掩模的情况，则使用王水等)来剥离掩摸，使用触针式台阶高差测量计或激光显微镜等测定由掩模保护的部分与不被保护而被KOH水溶液蚀刻了的部分的台阶高差。由浸渍时间和台阶高差求出AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的针对KOH水溶液的蚀刻速度。将蚀刻速度不到0.1μm/小时的情况判定为+C极性，将为0.1μm/小时以上的情况判定为-C极性。
本发明中，作为可层叠III族氮化物半导体的基材，可以使用由熔点比较高、具有耐热性的蓝宝石(α-Al2O3单晶)、氧化锌(ZnO)或氧化镓(组成式Ga2O3)等的氧化物单晶材料、单晶硅(硅)、立方晶或六方晶晶型的碳化硅(SiC)等的IV族半导体单晶形成的基板等。但需要选择基材晶体表面的面取向以使得由GaN或AlxGa1-xN(0＜x≤1)形成的III族氮化物半导体的六方晶的C面生长。
本发明的III族氮化物半导体外延基板，由基材、和形成于该基材上的GaN或AlxGa1-xN(0＜x≤1)的III族氮化物半导体构成。上述组成的III族氮化物半导体，可以采用有机金属化学气相沉积法(简称为MOVPE、MOCVD或OMVPE等)、分子束外延法(MBE)和氢化物气相生长法(HVPE)等的气相生长方法制作。另外，如果限于AlN晶体，则即使采用升华法、液相生长法也能够制作。在这些方法中，优选MOVPE法。
气相生长法，与液相法相比，容易制作AlGaN混晶晶体。而且，MOVPE法，比HVPE法容易控制组成，能够得到比MBE法大的生长速度。
在采用MOVPE法时，作为载气可使用氢(H2)或氮(N2)，作为III族原料的Ga源可使用三甲基镓(TMG)或三乙基镓(TEG)，作为III族原料的Al源可使用三甲基铝(TMA)或三乙基铝(TEA)，作为III族原料的In源可使用三甲基铟(TMI)或三乙基铟(TEI)，作为氮源可使用氨(NH3)或肼(N2H4)等。
为了使III族氮化物半导体中混杂+C极性晶体和-C极性晶体，需要根据III族氮化物半导体的组成来控制各种生长条件。以下取AlxGa1-xN(0＜x≤1)为例，对本发明的III族氮化物半导体外延基板的制造条件等进行说明。
为了使III族氮化物半导体中混杂+C极性晶体和-C极性晶体，优选：考虑AlN的特性，在高温下生长AlxGa1-xN(0＜x≤1)。尤其是在采用MOVPE法的场合，需要调节生长温度和供给原料的V族元素/III族元素比(以下称为V/III比)。通过调节生长温度和V/III比，能够使+C极性晶体和-C极性晶体混和存在，而且，也能够控制+C极性晶体容易生长的条件、-C极性晶体容易生长的条件。
如上述日本专利第3768943号公报所记载的那样，以往为了形成-C极性面需要基材的氮化(尤其是蓝宝石的情况下)。然而，-C极性面的化学性质与+C极性面相比非常弱，难以适用于受发光器件，通常需要使用+C极性面。本发明的特征是不进行基板的氮化处理就同时地形成具有-C极性面的晶体和具有+C极性面的晶体，在该方法中，位错的降低效果大。
MOVPE法，可以制造组成控制性优异、生产率高的AlGaN，因此作为晶体生长方法非常地优异。
通过将该方法用于在波长360nm～200nm左右的紫外或深紫外区域的LED、LD和受光元件等的受发光件，可以制作比以往提高受发光效率的器件。并且，能够期待结晶性飞跃提高，因此能够实现以往所不能实现的短波长的波长区域中的受发光元件。
采用MOVPE法时，优选：使用上述原料在1250℃以上的温度范围使与目的相应的III族氮化物半导体层在基板上生长。当为1250℃以下时，对于Al组成高的AlxGa1-xN(0＜x≤1)，晶体品质发生劣化。
在生长初期使V/III比比较高，并且，在1250℃以上的高温下生长AlxGa1-xN(0＜x≤1)。由此，在生长初期III族原料容易与氮源或氮源分解出的氮原子反应，在基材表面生成在通常的V/III比下基本上不生成的具有-C极性的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层。作为结果，在基材表面产生具有-C极性的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层区域和具有+C极性的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层区域的混杂。
然而，随着生长进行，在横向容易生长的+C极性层以覆盖-C极性层的方式在-C极性层上生长，终于形成只有+C极性层的均匀的层。此时，在+C极性层覆盖-C极性层的过程中位错沿着晶界弯曲，抑制位错向晶体上层传播，可得到高品质的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层。
对于V/III比，可以使之为恒定，但在生长初期使V/III比比较大，混在层容易生长，然后，减小V/III比使+C极性层优先地生长，由此能够层叠更平坦且低位错的+C极性层。当V/III比过大时，只形成-C极性层，不形成+C极性层，因此表面未变得平坦，成为器件制作的障碍而不能够利用。
这样，通过使V/III比、生长温度等变化，可以控制+C面与-C面的比例。并且，关于生长压力也可以期待同样的效果。
使-C极性和+C极性混杂的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层生长时的V/III比，在1～10000较适宜，优选为10～5000，更优选为20～2000。另外，为了在外延层上部的表面附近得到均匀的+C极性层，该情况下的V/III比在1～2000较适宜，优选为5～1000，更优选是10～500。
关于生长温度，在1250℃以上的高温时效果显著。这被预想由于AlN毕竟是高熔点、低蒸气压物质，因此最适生长温度比GaN高数百度，另外，从更促进氨的分解和反应，也促进Al的表面迁移的观点考虑，生长温度在1250℃以上较适宜，优选是1300℃以上，更优选是1400℃以上。
温度太过于高时会引起基材的结晶性劣化等，因此优选在1800℃以下，更优选是1600℃以下。
生长速度优选某程度地加快。这也是为了容易形成混在层的缘故，另外是需要使+C极性层在横向生长，而且提高生产率的缘故。以0.1μm/小时以上进行生长较适宜。优选是0.5μm/小时以上，更优选是1μm/小时以上。
生长速度太过于快时，引起结晶性的劣化，因此优选为20μm/小时以下。更优选是10μm/小时以下。
关于-C极性和+C极性混杂的AlxGa1-xN(0＜x≤1)层的-C极性晶体粒径和+C极性晶体粒径，在基材上生长的初期，分别过于小时，存在于晶界的位错的弯曲效果小，低位错化的效果小。另外，粒径过大时，+C极性晶体未完全覆盖-C极性晶体，甚至上层部晶体中也存在-C极性晶体，使晶体品质劣化。生长初期的-C极性晶体的粒径和+C极性晶体的粒径，优选是大致同等的大小，在10nm～5000nm较适宜。优选是50nm～3000nm，更优选是100nm～2000nm。
晶体粒径可以采用与极性判定同样的方法进行测定。即可以采用下述方法进行测定：在8摩尔KOH溶液中在室温下浸渍10分钟，进行水洗、干燥后，使用光学显微镜或电子显微镜观察表面和截面，对以镶嵌(mosaic)状存在的+C极性晶体部分和-C极性晶体部分进行测长，分别测量数处例如5处，进行平均作为粒径。
关于-C极性和+C极性混杂的层的-C极性晶体和+C极性晶体的存在比例，优选为2∶8～8∶2的范围，更优选是4∶6～6∶4的范围。-C极性晶体过多时，不能由+C极性晶体完全覆盖，-C极性晶体残留在晶体表面上而不优选。相反，+C极性晶体过多时，将在与基材的界面产生的位错弯曲的效果变小，因此不优选。特别优选-C极性晶体和+C极性晶体同样程度地存在。
-C极性和+C极性混杂的层的厚度，优选是0.1～5μm。更优选是0.3～2μm。在0.1μm以下时，位错难以沿晶界弯曲，低位错化的效果变小而不优选。太过于厚时也招致结晶性的劣化而不优选。
在V/III比大的条件下使AlxGa1-xN(0＜x≤1)层生长使得其达到上述的厚度范围，然后减小V/III比继续生长。通过减小V/III比，可生成只存在+C极性晶体的层。AlxGa1-xN(0＜x≤1)层的总厚度优选为1～20μm，更优选是3～10μm。总厚度薄的场合，+C极性晶体覆盖-C极性晶体后的平坦性不充分因而不优选。另外，太过于厚会产生晶片翘曲等的问题因而不优选。
由该方法带来的低位错化的效果，Al组成越大则效果越大。因此，AlxGa1-xN(0＜x≤1)层的Al组成范围即x的范围优选0.2≤x≤1。x过于小时难以形成-C极性晶体，-C极性晶体相对于+C极性晶体的比例变小，因而不优选。更优选是0.5≤x≤1。
如上所述，本发明的III族氮化物半导体外延基板的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，位错密度小，具有优异的结晶性。这可以由X射线衍射峰的半值宽确认。本发明的III族氮化物半导体外延基板的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的X射线衍射峰的半值宽，在(0002)面显示200秒以下、在(10-10)面显示400秒以下的值。
在本发明的III族氮化物半导体外延基板上，层叠具有功能性的半导体叠层结构体，可以制成各种的半导体元件。
例如在形成用于发光元件的叠层半导体的场合，有：掺杂了Si、Ge和Sn等的n型掺杂物的n型导电性层、掺杂了镁等的p型掺杂物的p型导电性层等。作为材料，发光层等可广泛使用InGaN，覆盖层等可使用AlGaN。尤其是作为发光层使用了AlGaN的紫外或深紫外发光元件的基板，本发明很适用。
作为器件，除了发光元件以外，还可以在激光元件和受光元件等的光电转换元件、或HBT和HEMT等的电子器件等中使用。这些半导体元件已知许多的各种结构的半导体元件，层叠于本发明的III族氮化物半导体外延基板上的元件结构，包括这些众所周知的元件结构，没有任何限制。
尤其是紫外或深紫外发光元件的场合，使用本发明的III族氮化物半导体外延基板时能够获得大的发光输出功率，因此对于医疗、杀菌、微细加工和照明等的紫外或深紫外光源有效的领域中的用途较有用。
实施例
以下通过实施例更详细地说明本发明，但本发明并不只限于这些实施例。
(实施例1)
图1是模式地表示本实施例中制作的在蓝宝石基材上层叠有AlN的本发明的III族氮化物半导体外延基板的剖面结构的图。在图中，1是基材。2是AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，由-C极性晶体和+C极性晶体混杂的层2a以及只存在+C极性晶体的层2b构成。11是+C极性晶体，12是-C极性晶体。
在蓝宝石基材上层叠了AlN的结构体，利用一般的减压MOVPE装置按以下的步骤形成。首先，将Φ2英寸的(0001)蓝宝石基材装载在钼基座(suscepter)上。将其通过加载互锁室(load-lock chamber)设置在使用了不锈钢的水冷反应炉内，流通氮气对炉内进行清洁。
将气相生长反应炉内的流通气体变更为氢气后，将反应炉内维持在30托(Torr)。使电阻加热式加热器工作，将基材1的温度用15分钟从室温升温到1400℃。在将基材1的温度保持在1400℃的状态下使氢气流通5分钟，对基材1的表面进行热清洁。
然后，将基材1的温度降温到1300℃，确定温度在1300℃稳定后，向气相生长反应炉内供给10秒钟的伴有三甲基铝(TMA)的蒸气的氢气。由此，蓝宝石基材上被铝原子覆盖或者与由于在气相生长反应炉的内壁以前就附着的含有氮的沉积沉淀物的分解而产生的氮原子反应，形成一部分氮化铝(AlN)。任何一种情况都可以抑制蓝宝石基板1的氮化。
接着，以V/III比为500的方式向气相生长反应炉内供给氨(NH3)气，以10分钟生长AlN膜2a。
然后，调节氨(NH3)气和三甲基铝(TMA)使得V/III比为100，进而，以90分钟生长AlN膜2b。在生长中，利用外延层的反射率和基座温度的就地观察装置监控了温度。另外，由反射率确认AlN层的膜厚总计为4μm。
停止三甲基铝(TMA)，降温到300℃，也停止氨后，再降温到室温。将气相生长反应炉内置换成氮气，再次通过加载互锁室取出了装载于基座上的晶片。
取出的晶片在Φ2英寸全面上没有裂纹。由X射线衍射装置测定在(0002)和(10-10)面的衍射峰的半值宽的结果，分别是75秒和350秒，确认层叠有具有非常良好的结晶性的AlN层。为了判定极性，首先，在外延晶片的外延膜上的一部分上蒸镀金。然后调制8摩尔/l KOH水溶液，在室温下将外延晶片全体浸渍10分钟。水洗后利用王水除去金。再次水洗，干燥10分钟，蚀刻面大致一样地被蚀刻，是平坦的。使用触针式台阶高差测量计测定几处的台阶高差的结果，平均为10nm，蚀刻速度为0.06μm/小时。由于是0.1μm/小时以下，因此判定为+C极性，确认在外延层最上部全面为+C极性。
另外，为了对将生长初期的氨(NH3)气向气相生长反应炉内供给10分钟以使得V/III比为500从而进行生长的AlN膜进行评价，对于不进行其后的生长而中断了的外延膜实施了同样的极性判定。层厚为0.5μm。在没有由掩模保护的部分中明显被蚀刻了的部分和基本上未被蚀刻的部分以镶嵌状存在，其面积比大致为1∶1。另外，被蚀刻了的部分在10分钟的蚀刻中完全溶解，蚀刻速率为3μm/小时以上。另一方面，看上去基本上没有被蚀刻的部分的蚀刻速率为0.06μm/小时。由该结果来看，在生长初期的生长条件下的生长中，+C面和-C面混杂，其比例约为1∶1。
另外，按以下的步骤测定了晶体粒径。将外延晶片在室温的8摩尔KOH溶液中浸渍10分钟后，使用流水水洗5分钟，在清洁烘箱中干燥5分钟。然后，用电子显微镜观察表面的10μm×10μm的视场。由于以镶嵌状存在被蚀刻而凹下的部分和基本上未被蚀刻的部分，因此测定各自的区域的直径各5处，进行平均。其结果，+C极性晶体平均为1.0μm，-C极性晶体平均为0.8μm。
(实施例2)
在实施例1中制作的本发明的III族氮化物外延基板上制作了图2中显示出剖面结构的半导体叠层结构体。在图中，1和2与图1同样，1是基材，2是AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，由-C极性晶体和+C极性晶体混杂的层2a和只存在+C极性晶体的层2b构成。11是+C极性晶体，12是-C极性晶体，3是Al0.25Ga0.75N(Si)n-覆盖层，4是MQW活性层，由Al0.12Ga0.88N势垒层4a和Al0.04Ga0.96N阱层4b构成。5是Al0.35Ga0.65N(Mg)p-电子阻挡层，6是Al0.25Ga0.75N(Mg)p-覆盖层，7是GaN(Mg)p-接触层。10是本发明的AlN模式基板。
制作方法，将在实施例1中制作的AlN外延基板再次采用与实施例1同样的操作固定在反应炉中，一边使氢气和氨(NH3)气流通，一边升温到1100℃，调节原料的TMA和三甲基镓(TMG)的流通量以使得AlGaN的AlN摩尔分率为25％，层叠2μm的由Al0.25Ga0.75N形成的n-覆盖层3。此时，以四甲基硅烷(TMSi)为原料实施n型掺杂。接着，层叠了由4层的势垒层4a和3层的阱层4b构成的MQW活性层4，每个势垒层4a由AlN摩尔分率12％的AlGaN(层厚8nm)形成，每个阱层4b由AlN摩尔分率4％的AlGaN(层厚3nm)形成。在此，将生长温度降温到1050℃后，层叠了10nm的由AlN摩尔分率35％的AlGaN形成的p-电子阻挡层(p-electron block layer)5。此时，以乙基环戊二烯基镁((EtCp)2Mg)为原料掺杂了Mg。进而层叠了0.5μm的由掺杂了Mg的AlN摩尔分率25％的AlGaN形成的p-覆盖层6，最后层叠了50nm的由掺杂了Mg的GaN形成的p-接触层7。
成膜结束后，将炉内温度降温到室温后，借助于加载互锁室取出。
将取出的晶片如图3的结构那样进行加工，通过蒸镀Ti/Al/Ti/Au来作为n电极8，且蒸镀Ni/Au来作为p电极9后进行合金处理，形成欧姆接触，制作了LED，结果发光波长为335nm，在进行100mA流通时电流电压特性为5.8V，为良好。另外，输出功率为1mw。图3中的序号与图2同样，8表示n电极，9表示p电极。
(比较例1)
在实施例1所制作的AlN外延基板中，除了改变AlN生长时的条件以外，在与实施例1完全同样的条件下制作了AlN外延基板。图4是模式地表示本比较例所制作的AlN外延基板的剖面结构的图。在图中，1是基材，2是AlxGa1-xN(0≤x≤1)层。11是+C极性晶体。
AlN生长时的条件，在生长开始的同时调节NH3和TMA，以使得V/III比为100，使用就地观察装置，使AlN生长约50分钟，以使得达到与实施例1同样的总膜厚。
其结果，可以得到表面状态良好的晶体，与实施例1同样地通过KOH蚀刻来进行极性判定的结果，台阶高差平均为10nm，，蚀刻速度为0.06μm/小时。由于在0.1μm/小时从下，因此判定为+C极性，确认在外延层最上部全面是+C极性。而且，在X射线衍射中的半值宽，在(0002)面为100秒，是相对于实施例1未怎么变化的值。然而判明，(10-10)面的值为1500秒，与实施例相比相当差，位错密度与实施例1相比相当大。
另外，为了对将生长初期的氨(NH3)气向气相生长反应炉内供给10分钟以使得V/III比为100从而进行生长的AlN膜进行评价，对于不进行其后的生长而中断了的外延膜实施了同样的极性判定。层厚为0.5μm。在没有由掩模保护的部分中明显被蚀刻了的部分和由掩模保护了的基本上未被蚀刻的部分，分别全面一样地平坦。由台阶高差求出蚀刻速率，为0.06μm/小时，确认全面是+C面。
(比较例2)
使用在比较例1中制作的AlN外延基板，与实施例2完全同样地制作LED的结果，发光波长为335nm，是与实施例1同样的结果，但在进行100mA流通时，电流电压特性高达8V，另外，输出功率为0.3mW。可知基底晶体品质的劣化影响到电特性。
产业上的利用可能性
本发明的III族氮化物半导体外延基板可抑制裂纹和位错的发生，晶体品质提高。因此，层叠于其上的III族氮化物半导体也可抑制裂纹和位错的发生，晶体品质提高，因此作为发光元件等的III族氮化物半导体器件的基板利用价值极大。

Claims (12)

1.一种III族氮化物半导体外延基板，包含基材和层叠于该基材上的AlxGa1-xN(0≤x≤1)层，其特征在于，在该AlxGa1-xN层的基材一侧存在具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
2.根据权利要求1所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN层的与基材相反的一侧的表层只由具有+C极性的晶体形成。
3.根据权利要求1或2所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的x的范围是0＜x≤1。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，在具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层中，-C极性晶体和+C极性晶体的粒径都为10～5000nm。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，AlxGa1-xN(0≤x≤1)层的(10-10)非对称面的X射线半值宽为400秒以下。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，采用MOVPE法沉积AlxGa1-xN(0≤x≤1)层。
7.根据权利要求6所述的III族氮化物半导体外延基板，其特征在于，在V族元素/III族元素比为20～2000的范围沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
8.根据权利要求6或7所述的III族氮化物半导体外延基板，其特征在于，沉积只由具有+C极性的晶体形成的层时的V/III比小于沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层时的V/III比。
9.根据权利要求6～8的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，在1250℃以上的温度下沉积具有-C极性的晶体和具有+C极性的晶体混杂的层。
10.根据权利要求1～9的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板，其中，基材使用选自蓝宝石、SiC、Si、ZnO和Ga2O3中的至少一种。
11.一种III族氮化物半导体元件，其使用了权利要求1～11的任一项所述的III族氮化物半导体外延基板。
12.一种III族氮化物半导体紫外或深紫外发光元件，其使用了权利要求2所述的III族氮化物半导体外延基板。
CN200880102702A 2007-08-09 2008-08-06 Ⅲ族氮化物半导体外延基板 Pending CN101778967A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007208496 2007-08-09
JP208496/2007 2007-08-09
PCT/JP2008/064501 WO2009020235A1 (ja) 2007-08-09 2008-08-06 Ｉｉｉ族窒化物半導体エピタキシャル基板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN101778967A true CN101778967A (zh) 2010-07-14

Family

ID=40341457

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200880102702A Pending CN101778967A (zh) 2007-08-09 2008-08-06 Ⅲ族氮化物半导体外延基板

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20110254048A1 (zh)
JP (1) JPWO2009020235A1 (zh)
KR (1) KR20100018050A (zh)
CN (1) CN101778967A (zh)
TW (1) TW200928016A (zh)
WO (1) WO2009020235A1 (zh)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102368524A (zh) * 2011-10-18 2012-03-07 中国科学院上海技术物理研究所 一种高效GaN基半导体发光二极管
CN103681834A (zh) * 2012-09-21 2014-03-26 富士通株式会社 化合物半导体器件及其制造方法
CN104878449A (zh) * 2014-02-28 2015-09-02 株式会社田村制作所 β-Ga2O3基单晶基板
CN107002286A (zh) * 2014-12-11 2017-08-01 日本碍子株式会社 13族元素氮化物结晶层及功能元件
CN108291329A (zh) * 2015-12-11 2018-07-17 日本碍子株式会社 13 族元素氮化物结晶基板及功能元件
CN108336192A (zh) * 2017-12-29 2018-07-27 华灿光电(苏州）有限公司 一种发光二极管外延片的制备方法
CN110589757A (zh) * 2012-09-11 2019-12-20 株式会社德山 氮化铝基板及iii族氮化物层叠体
CN112331751A (zh) * 2020-12-03 2021-02-05 至芯半导体(杭州)有限公司 一种深紫外led外延片及其制造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5641173B2 (ja) * 2009-02-27 2014-12-17 独立行政法人理化学研究所 光半導体素子及びその製造方法
JP5230522B2 (ja) * 2009-05-14 2013-07-10 株式会社トクヤマ 積層体の製造方法、および該積層体を有する半導体デバイス
WO2011027896A1 (ja) * 2009-09-07 2011-03-10 パナソニック電工株式会社 窒化物半導体多層構造体およびその製造方法、窒化物半導体発光素子
JP5668339B2 (ja) 2010-06-30 2015-02-12 住友電気工業株式会社 半導体装置の製造方法
US9112115B2 (en) 2011-04-21 2015-08-18 Soko Kagaku Co., Ltd. Nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element
JP6026188B2 (ja) 2011-09-12 2016-11-16 住友化学株式会社 窒化物半導体結晶の製造方法
JP6015053B2 (ja) * 2012-03-26 2016-10-26 富士通株式会社 半導体装置の製造方法及び窒化物半導体結晶の製造方法
KR101953716B1 (ko) 2012-08-23 2019-03-05 엘지이노텍 주식회사 발광소자, 발광 소자 패키지 및 조명 시스템
JP6466653B2 (ja) * 2013-05-17 2019-02-06 スタンレー電気株式会社 窒化物半導体発光素子、および窒化物半導体ウェーハ
TW201511327A (zh) 2013-09-06 2015-03-16 Ind Tech Res Inst 發光二極體
JP2014237584A (ja) * 2014-07-14 2014-12-18 古河機械金属株式会社 種結晶、窒化ガリウム系半導体の製造方法、及び、基板の製造方法
CN105489726B (zh) * 2015-11-24 2017-10-24 厦门市三安光电科技有限公司 发光二极管及其制作方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006278477A (ja) * 2005-03-28 2006-10-12 Kyocera Corp 半導体成長用基板、エピタキシャル基板とそれを用いた半導体装置、および、エピタキシャル基板の製造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102368524A (zh) * 2011-10-18 2012-03-07 中国科学院上海技术物理研究所 一种高效GaN基半导体发光二极管
CN110589757A (zh) * 2012-09-11 2019-12-20 株式会社德山 氮化铝基板及iii族氮化物层叠体
CN103681834A (zh) * 2012-09-21 2014-03-26 富士通株式会社 化合物半导体器件及其制造方法
CN103681834B (zh) * 2012-09-21 2016-08-10 富士通株式会社 化合物半导体器件及其制造方法
CN104878449B (zh) * 2014-02-28 2019-01-08 株式会社田村制作所 β-Ga２O３基单晶基板
CN104878449A (zh) * 2014-02-28 2015-09-02 株式会社田村制作所 β-Ga2O3基单晶基板
CN107002286B (zh) * 2014-12-11 2019-06-21 日本碍子株式会社 13族元素氮化物结晶层及功能元件
CN107002286A (zh) * 2014-12-11 2017-08-01 日本碍子株式会社 13族元素氮化物结晶层及功能元件
CN108291329B (zh) * 2015-12-11 2019-03-01 日本碍子株式会社 13族元素氮化物结晶基板及功能元件
CN108291329A (zh) * 2015-12-11 2018-07-17 日本碍子株式会社 13 族元素氮化物结晶基板及功能元件
CN108336192A (zh) * 2017-12-29 2018-07-27 华灿光电(苏州）有限公司 一种发光二极管外延片的制备方法
CN108336192B (zh) * 2017-12-29 2020-01-10 华灿光电(苏州）有限公司 一种发光二极管外延片的制备方法
CN112331751A (zh) * 2020-12-03 2021-02-05 至芯半导体(杭州)有限公司 一种深紫外led外延片及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW200928016A (en) 2009-07-01
WO2009020235A1 (ja) 2009-02-12
KR20100018050A (ko) 2010-02-16
US20110254048A1 (en) 2011-10-20
JPWO2009020235A1 (ja) 2010-11-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101778967A (zh) Ⅲ族氮化物半导体外延基板
CN101438429B (zh) Ⅲ族氮化物化合物半导体叠层结构体
KR200332691Y1 (ko) Ⅲ족 질화물계 화합물 반도체 소자
US8882910B2 (en) AlGaN substrate and production method thereof
JP3760663B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体素子の製造方法
TWI270217B (en) Gallium nitride-based compound semiconductor multilayer structure and production method thereof
TWI252599B (en) N-type group III nitride semiconductor layered structure
JP2009155141A (ja) 半導体基板の作成方法ならびに半導体基板およびそれを用いる化合物半導体発光素子
KR100742986B1 (ko) 컴플라이언트 기판을 갖는 질화갈륨계 화합물 반도체 소자의 제조 방법
JP2012204540A (ja) 半導体装置およびその製造方法
JP2006100518A (ja) 基板表面処理方法及びｉｉｉ族窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法。
JP2005340762A (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP2008098224A (ja) Ｉｉｉ族窒化物化合物半導体積層構造体の成膜方法
JP5105738B2 (ja) 窒化ガリウム系化合物半導体積層物の製造方法
JP5097661B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物化合物半導体装置
TW200527721A (en) Group III nitride semiconductor device and light-emitting device using the same
JP3874779B2 (ja) Ｇｅドープｎ型ＩＩＩ族窒化物半導体層状物及びその製造方法、ならびにそれを用いたＩＩＩ族窒化物半導体発光素子
JP2005340789A (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP2007036113A (ja) 窒化ガリウム系化合物半導体積層物の製造方法
JP2004289095A (ja) 窒化物系化合物半導体の製造方法
JP2006013473A (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP2006093681A (ja) 化合物半導体用ゲルマニウム添加源、それを用いた化合物半導体の製造方法、および化合物半導体
JP2002164571A (ja) 窒化ガリウム系化合物半導体およびその製造方法
JP2002164295A (ja) 窒化ガリウム系化合物半導体の成長方法
JPH09293678A (ja) ＩｎＧａＮ層を有する半導体ウエハ及びその製造方法並びにそれを具備する発光素子

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C02 Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001)
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20100714