CN103733308A - 氮化物半导体结构以及其制作方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的氮化物半导体结构生长出h-BN薄膜或者t-BN薄膜(12)以及纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜(14)作为缓冲层，在其上形成单晶纤锌矿型AlGaInBN薄膜(13)。GaN、AlGaN、AlN等为具有sp3键的纤锌矿型结构，相对于此，h-BN、t-BN为具有sp2键的石墨型结构，而晶体结构完全不同。因此，以往没能考虑到能够在石墨型h-BN薄膜上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜。与此相对，当在石墨型氮化硼薄膜(12)上形成纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜(14)作为缓冲层时，可以在其上生长出GaN等纤锌矿型AlGaInBN(13)氮化物半导体结构。

Description

氮化物半导体结构以及其制作方法
技术领域
本发明涉及一种氮化物半导体结构及其制作方法。
背景技术
纤锌矿型AlGaInBN具有从0.7eV至6.2eV的非常大的直接跃迁型带隙，可以通过形成异质结而形成量子阱结构或二维电子气。进而，GaN的介质击穿电场强度为3.3×106V／cm，与GaAs相比具有8倍左右大的值，并且具有高饱和电子速度。由于这些优良的特性，纤锌矿型AlGaInBN在以下3个领域中得到应用并实用化。
(1)最初，存在借助于纤锌矿型AlGaInBN的从蓝色到绿色的可见光区域的发光二极管(LED)。该LED具有低功耗、长寿命、小型这样的特征，在信号机、电子告示板、显示器的背光灯、LED显示器、各种照明、感光用光源等中得到广泛实用化。此外，由于纤锌矿型AlGaInBN的半导体激光(LD)与其他的激光相比小型且功耗少，可以以低价制造，因此作为游戏机或下一代光盘光源被广泛实用化。
(2)接着，存在使用了纤锌矿型AlGaInBN的高频高输出器件。例如，AlGaN／GaN高电子迁移率晶体管(HEMT)由于二维电子气的高载流子（carrier）浓度和高电子饱和速度、以及高介质击穿电场，而作为毫米波带的高频高输出晶体管，作为移动电话的基站用器件正在得到实用化。
(3)进而，存在使用纤锌矿型AlGaInBN的高效太阳能电池。氮化物半导体为宽带隙半导体，可以吸收太阳光的几乎全域的光。此外，通过设为异质结构，可以实现超高效太阳能电池。
以往，纤锌矿型AlGaInBN在蓝宝石基板上生长。就蓝宝石基板而言，价格比较低，并且基板面积大、结晶性优良、具有绝缘性，在上述器件应用中也得到广泛使用。然而，在纤锌矿型AlGaInBN与蓝宝石基板之间，由于存在较大的的晶格不匹配和热膨胀系数之差，因此难以生长出GaN、AlN、AlGaN等单晶纤锌矿型氮化物半导体。
为了解决该问题，已提出如下方案：在蓝宝石基板上生长缓冲层，在该缓冲层上进行生长。作为缓冲层，提出了如下方法：在低温下生长AlN层的方法(称为“LT-AlN”。)、在低温下生长GaN层的方法(称为“LT-GaN”。)、以及通过ECR等离子体溅射生长Al2O3／AlON／AlN／Al2O3多层膜的方法(称为“AlON”)。
LT-AlN是这样的方法：使用有机金属气相生长装置(MOCVD)，在500℃左右的低温下形成薄的非晶体AlN层作为缓冲层，对该缓冲层在1000℃左右的高温下进行退火，在退火的AlN层上生长GaN等氮化物半导体(参照非专利文献1)。已报道，通过LT-AlN，在蓝宝石基板上生长单晶且无裂纹的高品质GaN。
LT-GaN是这样的方法：与LT-AlN同样地使用MOCVD，在500℃左右的低温下形成薄的非晶体GaN层作为缓冲层，在1000℃左右的高温下，对该缓冲层进行退火，在退火的GaN层上使GaN等氮化物半导体生长(参照非专利文献2)。已报道，通过LT-GaN，在蓝宝石基板上生长单晶且高迁移率的高品质GaN。
AlON是这样的方法：通过ECR等离子体溅射，在蓝宝石基板上生长Al2O3层、组成梯度的AlON层、AlN层、以及Al2O3层的多层膜作为缓冲层，在该缓冲层上，通过MOCVD使GaN生长(参照非专利文献3)。已报道，通过使用本方法，可以生长平坦且高品质的GaN。
此外，为了实现无论何时何地都能够使用借助于纤锌矿型AlGaInBN的LED或LD等发光设备的普及社会，需要在更大面积的或者更经济的低价的能弯曲(可挠性)的基板上使纤锌矿型AlGaInBN生长。然而，在这样的基板上的生长是困难的。此外，在蓝宝石基板或者碳化硅基板上生长如上述那样的高频高输出器件的情况下，这些基板热传导率小存在散热问题，该散热问题大大限制器件特性。虽然希望在热传导率很大的例如铜基板上的生长，但在这样的基板上的生长是困难的。进而，由于预料到太阳能电池在屋外使用、或在大面积且能弯曲的场所使用，因此理想的是在大面积的或者经济低价的能弯曲的基板、透明的塑料或者玻璃基板等上生长，但是，根据现有的技术，不可能使太阳能电池生长在这样的基板上。
为了解决这样的问题，提出并研究了如下方案：将在蓝宝石基板或者碳化硅基板上生长的纤锌矿型AlGaInBN薄膜从蓝宝石基板或者碳化硅基板分离，转印到适合用途的第二基板上。
纤锌矿型AlGaInBN薄膜可以利用气相生长法(VPE)或MOCVD，生长在蓝宝石基板或者碳化硅基板上。作为从蓝宝石基板或者碳化硅基板，分离出利用VPE法或者MOCVD法生长的纤锌矿型AlGaInBN薄膜，转印到第二基板上的方法，提出了2种方法。一种是这样的方法：对在蓝宝石基板上的低温生长GaN缓冲层上生长的纤锌矿型AlGaInBN薄膜，照射波长为248nm的准分子激光等，热熔融与蓝宝石基板交界的GaN，从蓝宝石基板分离纤锌矿型AlGaInBN薄膜。分离的纤锌矿型AlGaInBN薄膜被转印到第二基板上。将该方法称为“激光剥离”(参照非专利文献4)。另一种是这样的方法：使可化学蚀刻的氮化铬(CrN)或氧化锌(ZnO)缓冲层在蓝宝石基板上生长，在该缓冲层上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜，通过生长后的化学蚀刻，对存在于界面的缓冲层进行蚀刻，从蓝宝石基板分离纤锌矿型AlGaInBN薄膜。分离的纤锌矿型AlGaInBN薄膜被转印到第二基板上。将该方法称为“化学剥离”(参照非专利文献5、6)。
CrN是这样的方法：使用溅射法，生长在蓝宝石基板上，在该CrN上，使用MOCVD，生长GaN等氮化物半导体(非专利文献5)。通过将该样品浸渍于以高氯酸为基础的CrN蚀刻溶液中，从而CrN牺牲层被化学蚀刻，GaN等氮化物半导体薄膜从蓝宝石基板分离。
ZnO是这样的方法：使用脉冲激光堆积法生长在蓝宝石基板上，在该ZnO上，使用MOCVD，生长GaN等氮化物半导体(非专利文献6)。通过将该样品浸渍于稀释的氯化氢中，从而ZnO牺牲层被化学蚀刻，GaN等氮化物半导体薄膜从蓝宝石基板分离。
进而，纤锌矿AlGaInBN也在硅(Si)基板上生长。Si基板由于是低价、并且可以实现大面积基板，结晶性优良，因此在上述LED器件应用中使用。然而，在Si基板上的LED中，从发光层的多重量子阱发的光在Si基板上被吸收，其结果是，存在Si基板上LED的光取出效率显著降低的问题。进而，在Si基板上的LED中，为了抑制Si基板与GaN的回熔蚀刻（meltback etching）和晶格不匹配，需要使纤锌矿AlN层生长在Si基板上作为缓冲层。然而，纤锌矿AlN层一般难以通过自补偿效应来掺杂Si得到n型AlN层，存在难以使对未来大输出LED必不可少的纵型LED生长在Si基板上这样的问题。
为了解决该问题，提出了在SOI(Si-on-insulator，绝缘层上覆硅)基板上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜的方案。SiO2及其上的Si牺牲层在生长后，被化学蚀刻、加以机械研磨。作为其结果，纤锌矿AlGaInBN薄膜可以从SOI基板分离，转印到具有高反射率的金属基板。
SOI是这样的方法：使用SIMOX(Separated by Implanted Oxgen，注氧隔离)法，生长在Si基板上，在该SOI上，使用MOCVD，生长GaN等氮化物半导体(非专利文献7)。通过对该样品进行机械研磨，浸渍于氢氧化钾溶液中，从而SiO2及其上的Si牺牲层被化学蚀刻，GaN等氮化物半导体薄膜可以从Si基板转印到具有高反射率的金属基板上。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：H.Amano，N.Sawaki，I.Akasaki，and Y.Toyoda，“Metalorganicvapor phase epitaxial growth of a high quality GaN film using an AlN buffer layers，”Applied Physics Letters，Vol.48，pp.353，1986。
非专利文献2：S.Nakamura，“GaN Growth Using GaN Buffer Layer，”JapaneseJournal of Applied Physics，Vol.30，pp.L1705-L1707，1991。
非专利文献3：K.Kumakura and T.Makimoto，“Growth of GaN on sapphiresubstrates using novel buffer layers of ECR-plasma-sputteredAl2O3/graded-AlON/AlN/Al2O3，”Journal of Crystal Growth，Vol.292，pp。155-158，2006。
非专利文献4：W.S.Wong，T.Sands，and N.W.Cheung，“Damage-freeseparation of GaN thin films from sapphire substrates”Applied Physics Letters，Vol.72，pp.599，1998。
非专利文献5：S.W.Lee，Jun-Seok Ha，Hyun-Jae Lee，Hyo-Jong Lee，H.Goto，T.Hanada，T.Goto，K.Fujii，M.W.Cho，and T.Yao，“Lattice strain in bulk GaNepilayers grown on CrN/sapphire template”Applied Physics Letters，Vol.94，pp.082105-1，2009。
非专利文献6：D.J.Rogers，F.H.Teherani，A.Ougazzaden，S.Gautier，L.Divay，A.Lusson，O.Durand，F.Wyczisk，G.Garry，T.Monteiro，M.R.Correira，M.Peres，A.Neves，D.McGrouther，J.N.Chapman，and M.Razeghi，“Use of ZnO thin films assacrificial templates for metal organic vapor phase epitaxy and chemical lift-off ofGaN”Applied Physics Letters，Vol.91，071120-1，2007。
非专利文献7：S.Tripathy，V.K.X.Lin，S.L.Teo，A.Dadger，A.Diez，J.Blasing，and A.Krost，“InGaN/GaN light emitting diodes on nanoscale silicon on insulator”Applied Physics Letters，Vol.91，pp.231109-1，2007。
发明内容
发明要解决的课题
在LT-AlN中，由于在低温下堆积，因此AlN层为非晶体，需要优化AlN层堆积时的基板温度以及膜厚。此外，由于在500℃左右的低温下堆积AlN层，接着在1000℃左右的高温下生长GaN，因此需要进行大的温度的升降，生长程序变得复杂。
此外，在LT-GaN中，由于与LT-AlN同样地，在低温下堆积，因此GaN层是非晶体，需要优化GaN层堆积时的基板温度以及膜厚。此外，由于在500℃左右的低温下堆积GaN，接着在1000℃左右的高温下生长GaN，需要进行大的温度的升降，生长程序变得复杂。进而，就GaN而言，频带间隙是3.4eV，在使363nm以下的LED在高温生长GaN上生长的情况下，在基板侧会产生LED发光被吸收。
此外，在AlON中，除了GaN生长用MOCVD装置以外，为了形成AlON层，还需要ECR等离子体溅射装置。
此外，在激光剥离中，存在如下问题：激光剥离用装置价格高、每一块基板一个工序而生产率低、对纤锌矿型AlGaInBN薄膜造成损伤而缺陷等增加等。
此外，在化学剥离中，需要用于使CrN缓冲层生长的RF溅射装置，此外还存在如下问题：CrN缓冲层的堆积工序复杂、需要高氯酸的CrN蚀刻工序等。
此外，为了使ZnO牺牲层堆积，需要脉冲激光装置(PLD)，此外还需要用于ZnO牺牲层生长的优化。进而，为了分离GaN等氮化物半导体薄膜，还需要ZnO牺牲层的蚀刻溶液和蚀刻工序。
进而，为了使SOI基板成膜，需要SIMOX装置，为了对SiO2及其上的Si牺牲层进行蚀刻，还需要机械研磨、氢氧化钾溶液和蚀刻工序。
本发明是鉴于这样的问题而进行的，其目的在于，提供通过比现有技术更简便的工序来制作在蓝宝石基板上具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的方法以及利用该方法制作的氮化物半导体结构。
此外，本发明的另一目的在于，在用于将在蓝宝石基板上生长的纤锌矿型AlGaInBN薄膜从该蓝宝石基板分离，制作在第二基板上具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的方法中，改善现有技术中的工序的复杂性或成本高等问题。
此外，本发明的另一目的在于，提供设置在与蓝宝石基板不同的基板上的、具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构。
此外，本发明另一目的在于，提供通过比现有技术更简便的工序来制作能够从蓝宝石基板上、Si基板上、以及碳化硅(SiC)基板上分离的纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的方法以及利用该方法制作的氮化物半导体结构。
用于解决课题的手段
为了实现这样的目的，本发明的第一方案的特征在于其是一种氮化物半导体结构，该氮化物半导体结构的特征在于，还具备：石墨型氮化硼薄膜；以及上述石墨型氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜；上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜。
此外，本发明的第二方案的特征在于，在第一方案中，还具备蓝宝石基板，上述石墨型氮化硼薄膜以及上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成上述蓝宝石基板上的缓冲层。
此外，本发明的第三方案的特征在于，在第一或第二方案中，上述石墨型氮化硼薄膜是(0001)六方晶氮化硼薄膜或乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第四方案的特征在于，在第三方案中，上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
此外，本发明的第五方案的特征在于，在第一至第四方案中，还具备：上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜上的多重量子阱、以及上述多重量子阱上的第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜。
此外，本发明的第六方案的特征在于，在第一方案中，还具备除蓝宝石基板以外的基板上的接合层，上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜以及上述石墨型氮化硼薄膜构成缓冲层。
此外，本发明的第七方案的特征在于，在第六方案中，上述接合层是导电性的。
此外，本发明的第八方案的特征在于，在第一方案中，还具备：蓝宝石基板；上述蓝宝石基板上的纤锌矿AlN；纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜；以及上述纤锌矿AlN、纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜，上述纤锌矿AlN、上述纤锌矿GaN薄膜或上述纤锌矿AlGaN薄膜构成上述蓝宝石基板上的缓冲层，上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成上述缓冲层上的双异质结构。
此外，本发明的第九方案的特征在于，在第八方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第十方案的特征在于，在第九方案中，上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
此外，本发明的第十一方案的特征在于，在第一方案中，还具备：Si基板、上述Si基板上的纤锌矿AlN薄膜、以及上述纤锌矿AlN薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜，上述纤锌矿AlN薄膜构成上述Si基板上的缓冲层，上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成上述缓冲层上的双异质结构。
此外，本发明的第十二方案是在第十一方案中所述的氮化物半导体结构，其特征在于，在第十一方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第十三方案的特征在于，在第十二方案中，上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
此外，本发明的第十四方案的特征在于，在第一方案中，还具备：SiC基板、和上述SiC基板上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜，上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成上述SiC基板上的双异层结构。
此外，本发明的第十五方案的特征在于，在第十四方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第十六方案的特征在于：在第十五方案中，上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
此外，本发明的第十七方案的特征在于，包括如下步骤：在蓝宝石基板上生长缓冲层；以及在上述缓冲层上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，上述缓冲层由上述蓝宝石基板上的石墨型氮化硼薄膜及上述氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成。
此外，本发明的第十八方案的特征在于，在第十七方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第十九方案的特征在于，在具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的制作方法中包括如下步骤：在蓝宝石基板上生长缓冲层；在上述缓冲层上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜；以及将上述缓冲层以及上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜从上述缓冲机械地分离，制作具有上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜的上述氮化物半导体结构，上述缓冲层由上述蓝宝石基板上的石墨型氮化硼薄膜及上述石墨型氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成。
此外，本发明的第二十方案的特征在于，在第十九方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第二十一方案的特征在于，在第二十方案中，上述石墨型氮化硼薄膜具有至少一个原子层以上的膜厚。
此外，本发明的第二十二方案的特征在于，在从第十九至第二十一方案中，还包括如下步骤：在上述分离前，使上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜接合于第二基板上的接合层。
此外，本发明的第二十三方案的特征在于，在从第十九至第二十一方案中，还包括如下步骤：在上述分离前，在上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜上进一步生长第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜；以及使上述第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜接合于第二基板上的接合层。
此外，本发明的第二十四方案的特征在于，在从第十九至第二十一方案中，还包括如下步骤：在上述分离后，使上述氮化物半导体结构的上述缓冲层接合于第二基板上的接合层。
此外，本发明的第二十五方案的特征在于：在从第十九至第二十四方案中，上述第二基板是在蓝宝石基板、绝缘性基板、在绝缘性基板上蒸镀有金属的基板、半导体基板、在半导体基板上蒸镀有金属的基板、金属基板、能弯曲的基板、或者在能弯曲的基板上蒸镀有金属的基板中的任意一个。
此外，本发明的第二十六方案的特征在于，在从第二十二至第二十五方案中，上述接合层为上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能热融着的金属、或者上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能化学粘接的粘着胶带、或者上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能化学粘接的粘接剂中的任意一个。
此外，本发明的第二十七方案的特征在于，在第二十二至第二十六方案中，上述接合层是电性的。
此外，本发明的第二十八方案是一种制作方法，其特征在于，包括如下步骤：在蓝宝石基板上生长缓冲层；在上述缓冲层上生长双异质结构；以及在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，上述缓冲层由纤锌矿AlN、纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜构成，上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成。
此外，本发明的第二十九方案的特征在于，在第二十八方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第三十方案的特征在于，包括如下步骤：在Si基板上生长缓冲层，在上述缓冲层上生长双异质结构，以及在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，上述缓冲层由纤锌矿AlN薄膜构成，上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成。
此外，本发明的第三十一方案的特征在于，在第三十方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
此外，本发明的第三十二方案是一种制作方法，其特征在于，包括如下步骤：在SiC基板上生长双异质结构；以及在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，上述缓冲层由纤锌矿AlN薄膜构成，上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成。
此外，本发明的第三十三方案的特征在于，在第三十二方案中，上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
发明效果
根据本发明，在作为石墨型氮化硼薄膜的h-BN薄膜或者t-BN薄膜上形成包含Al的氮化物半导体薄膜作为缓冲层时，可以在该缓冲层上生长GaN等纤锌矿型AlGaInBN氮化物半导体结构。此外，可以提供通过比现有技术更简便的工序来制作在蓝宝石基板上具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的方法以及利用该方法制作的氮化物半导体结构。
此外，根据本发明，通过采用新的构成作为用于在蓝宝石基板上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜的缓冲层，可以使缓冲层以及纤锌矿型AlGaInBN薄膜的从蓝宝石基板的机械分离变得容易。由此，可以改善现有技术中的工序的复杂性或成本高等。
此外，根据本发明，首先，当在蓝宝石基板上生长的缓冲层上，生长由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成的双异质结构时，可以在该双异质结构上生长GaN等纤锌矿AlGaInBN薄膜。此外，当在Si基板上生长的缓冲层上，生长由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜和石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成的双异质结构时，可以在该双异质结构上生长GaN等纤锌矿AlGaInBN薄膜。进而，当在SiC基板上，生长由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成的双异质结构时，可以在该双异质结构上生长GaN等纤锌矿AlGaInBN薄膜。在上述生长中，由于不需要除MOCVD装置以外的生长装置，在经济方面具有很大的优点。此外由于石墨型氮化硼薄膜层作为释放层起作用，因此通过施加机械力，从而使GaN等纤锌矿AlGaInBN薄膜从蓝宝石基板、Si基板、SiC基板机械地分离。因此，也不需要化学蚀刻工序和蚀刻溶液。即，根据本手段，可以提供通过比现有技术更简便的工序来制作在蓝宝石基板、Si基板、SiC基板上具有能够从基板分离的纤锌矿AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构。
附图说明
图1是示出现有的蓝宝石基板上的氮化物半导体结构的图。
图2A是示出在现有的蓝宝石基板上生长的h-BN薄膜12的反射高能电子衍射(RHEED)像。
图2B是在现有的蓝宝石基板上生长的h-BN薄膜12的反射高能电子衍射(RHEED)像。
图3是图1的GaN薄膜13的表面照片。
图4是在图1的h-BN薄膜12上生长的纤锌矿型GaN薄膜13的X射线衍射。
图5是示出本发明的氮化物半导体结构的实施例1的图。
图6是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的表面照片。
图7是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的X射线衍射。
图8是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的GaN(10-11)面のX射线衍射极点图。
图9是示出本发明的氮化物半导体结构的实施例2的图。
图10是图9的结构的光致发光光谱。
图11是示出本发明的氮化物半导体结构的实施例3的图。
图12是图11的结构的剖面透射式电子显微镜(TEM)像。
图13是示出在蓝宝石基板上设置的现有的氮化物半导体结构的图。
图14是示出现有的氮化物半导体结构及其转印结果的图。
图15是示出借助于本发明的制作方法的具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例4的图。
图16是用于说明实施例4的制作方法的图。
图17是示出实施例4的氮化物半导体结构的图。
图18是示出实施例4的单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14的X射线衍射的图。
图19是示出实施例4的单晶纤锌矿型GaN薄膜13的拉曼散射光谱的图。
图20是示出实施例4的单晶纤锌矿型GaN薄膜13和单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14的阴极发光光谱的图。
图21是示出借助于本发明的制作方法的具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例5的图。
图22是示出实施例5的氮化物半导体结构的图。
图23是示出实施例5的转印的多重量子阱的光致发光光谱的图。
图24是示出借助于本发明的制作方法的具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例6的图。
图25是示出实施例6的氮化物半导体结构的图。
图26是示出实施例6的转印的LED结构的顺向电流电压特性的图。
图27是示出借助于本发明的制作方法的具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例7的图。
图28是示出实施例7的氮化物半导体结构的图。
图29是示出现有技术的蓝宝石基板上的氮化物半导体结构的图(非专利文献6)。
图30是现有技术的蓝宝石基板上的氮化物半导体结构的2θ／ωX射线衍射(非专利文献6)。
图31是本发明的蓝宝石基板上的氮化物半导体结构的图。
图32是图31的纤锌矿GaN薄膜13的表面照片。
图33是图31的纤锌矿GaN薄膜13的原子间力显微镜像。
图34是图31的纤锌矿GaN薄膜13、纤锌矿AlN薄膜31、蓝宝石基板11是2θ／ωX射线衍射。
图35A是图31的纤锌矿GaN薄膜13的X射线衍射(Phi扫描)。
图35B是图31的蓝宝石基板11的X射线衍射(Phi扫描)。
图36是本发明的(111)Si基板上的氮化物半导体结构。
图37是图36的纤锌矿GaN薄膜13、纤锌矿AlN缓冲层31、(111)Si基板32的2θ／ωX射线衍射。
图38A是图36的纤锌矿GaN薄膜13的X射线衍射(Phi扫描)。
图38B是图36的(111)Si基板32的X射线衍射(Phi扫描)。
图39是本发明的6H-SiC基板上的氮化物半导体结构。
图40是图39的纤锌矿GaN薄膜13的原子间力显微镜像。
图41是图39的纤锌矿GaN薄膜13、纤锌矿AlN薄膜31、6H-SiC基板34的2θ／ωX射线衍射。
图42A是图39的纤锌矿GaN薄膜13的X射线衍射(Phi扫描)。
图42B是图39的6H-SiC基板34的X射线衍射(Phi扫描)。
具体实施方式
以下，参照附图对于本发明的实施方式进行详细说明。
本发明的氮化物半导体结构是生长h-BN薄膜或者t-BN薄膜以及纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜作为缓冲层，在该缓冲层上形成单晶纤锌矿型AlGaInBN薄膜。h-BN虽然是与GaN、AlGaN、AlN等相同的氮化物，但是其晶体结构大大不同。GaN、AlGaN、AlN等为具有sp3键的纤锌矿型结构，相对于此，h-BN为具有sp2键的石墨型结构，晶体结构完全不同。因此，以往没能考虑到能够在石墨型h-BN薄膜上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜。例如，当在h-BN薄膜上生长作为代表性的氮化物半导体的GaN薄膜时，无法得到单晶GaN薄膜，形成多晶GaN薄膜。关于t-BN也是同样的。与此相对，当在作为石墨型氮化硼薄膜的h-BN薄膜或者t-BN薄膜上形成纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜作为缓冲层时，可以在该缓冲层上生长GaN等纤锌矿型AlGaInBN氮化物半导体结构。在此所谓“AlGaInBN”包括：作为二元氮化物半导体的GaN、AlN、InN、BN；作为三元氮化物半导体的AlGaN、InGaN、BGaN、AlInN、AlBN、InBN；作为四元氮化物半导体的AlGaInN、AlGaBN、AlInBN、GaInBN；作为五元氮化物半导体的AlGaInBN。
使纤锌矿型AlGaInBN薄膜生长后，将缓冲层以及该缓冲层上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜从蓝宝石基板机械地分离。构成缓冲层的氮化硼薄膜具有石墨型晶体结构，层间以范德华力结合。因此，可以从蓝宝石基板容易机械地分离。
在作为纤锌矿型AlGaInBN薄膜生长出GaN薄膜的情况下，在现有的激光剥离中，通过照射准分子激光，使蓝宝石基板与GaN薄膜的界面的GaN热分解来进行分离。在此，由于GaN的键能为2.2eV左右，因此需要照射激光，使温度为900℃以上，热分解GaN。与此相对，在本发明的缓冲层中，在蓝宝石基板上生长六方晶氮化硼(h-BN)薄膜或者乱层氮化硼(t-BN)薄膜。在六方晶氮化硼中，具有sp2键的BN层的层间通过范德华力相互结合。该范德华键的能量为70meV，与具有上述sp3键的GaN的键能相比为三十分之一以下，非常弱。因此，通过以某种形式给予外力，可以容易地从蓝宝石基板分离。
然后，可以使分离的缓冲层以及该缓冲层上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜(以下，在本说明书中称为“具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构”。)接合于第二基板上并转印。换言之，纤锌矿型AlGaInBN薄膜与缓冲层一起转印到第二基板上。
作为转印目标的“第二基板”，可以为：在蓝宝石基板、玻璃等绝缘性基板，在绝缘性基板上蒸镀有金属的基板，硅、碳化硅、GaN、AlN等半导体基板，在半导体基板上蒸镀有金属的基板，铜、银等金属基板，塑料、纸等能弯曲的基板，在塑料、纸等上蒸镀有金属的基板。
“具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构”与“第二基板”通过接合层接合并转印。作为接合层，可以是例如铜、低温焊锡等金属，导电性胶带等胶带，导电性粘接剂等粘接剂。在金属的情况下，通过加热，可以使接合层与上述氮化物半导体结构，以及接合层与第二基板融着。
在上述说明中，虽然在将氮化物半导体结构分离后，在第二基板的接合层上进行转印，但是也可以先在接合于第二基板的接合层后，进行蓝宝石基板的机械分离。特别是在这种情况下，作为第二基板，可以采用玻璃等透明绝缘性基板、塑料等能弯曲的基板、铝基板等金属基板，在该方面上，与现有技术之间存在较大的差异。在作为代表性的现有技术的激光剥离中，根据所使用的激光，蓝宝石基板与GaN界面的温度局部地达到900℃附近，当使上述那样的基板为第二基板时导致热劣化，因此无法使用。根据本发明，可以在室温附近，机械地从蓝宝石基板分离，可以将上述那样的基板作为转印目标基板使用。
根据本发明，首先，上述缓冲层堆积时的基板不需要对温度以及膜厚进行以往那样的优化。此外，由于在例如1000℃以上的高温下生长缓冲层，因此不需要基板温度的升降，使生长程序大幅度简单化。
进而，h-BN薄膜和Al组成为10%以上的AlGaN薄膜具有3.58～6.2eV的带隙的半导体，对于具有346nm以上的发光波长的LED，在基板侧不会产生LED的发光被吸收。此外，由h-BN薄膜或者t-BN薄膜以及纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成的缓冲层由于使用氮化物半导体生长用MOCVD装置来生长，因此不需要除MOCVD装置以外的装置，在经济方面具有较大的优点。
此外，根据本发明，不需要在现有的激光剥离或化学剥离中所需的高价的装置，在经济方面具有较大的效益。
此外，根据本发明，可以在对纤锌矿型AlGaInBN薄膜不造成损伤的情况下，机械地进行上述氮化物半导体结构的从蓝宝石基板的分离，与现有的激光剥离或化学剥离比较，使分离工序极其简单化。进而，该机械分离工序可以在大气中或者室温中进行，在该方面，也可以实现工序的简单化。
此外，虽然在转印目标的第二基板上涂布或者蒸镀接合层，转印上述氮化物半导体结构，但是即使使转印目标的第二基板为大面积基板，在设置接合层时也只需要一次工序，可以易于提高生产率。
进而，根据本发明，除了蓝宝石、硅等大面积基板以外，可以在具有高热传导率的金属、能弯曲的塑料或纸，以及透明的玻璃等上，进行纤锌矿型AlGaInBN薄膜的转印。通过这样的转印，例如，通过使使用了纤锌矿型AlGaInBN薄膜的LED、LD等发光装置转印到大面积或者经济低价、能弯曲(可挠性)的基板上，可以实现在哪里都能使用发光装置的普及社会。此外，通过使使用了纤锌矿型AlGaInBN薄膜的HEMT等高频高输出器件转印到热传导率大的铜基板等上，具有该器件特性大幅度得以提高的效果。此外，可以使使用了纤锌矿型AlGaInBN薄膜的高效太阳能电池转印到大面积或者经济低价的能弯曲的基板、透明的塑料或玻璃等上并使用。
此外，即使不将具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构转印到第二基板上，只要对分离的氮化物半导体结构蒸镀Ni／Au等金属，然后进行厚度为100μm的Au镀敷，以其本身也可以支撑分离的氮化物半导体结构。
此外，在上述的说明中，虽然将直接设于缓冲层上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜作为接合面进行与第二基板的接合，但是在以下的实施例中显示的那样，希望注意到如下的方案也包括在本发明的范围内：在直接设于缓冲层上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜上设置量子阱结构、LED结构、HEMT结构等，将进一步设于纤锌矿型AlGaInBN薄膜上的第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜作为接合面进行转印。
此外，就本发明的氮化物半导体结构而言，生长由纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜、石墨型氮化硼(h-BN)薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜构成的双异质结构，在该双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜。
如上述那样，GaN、AlGaN、AlN等由于其晶体结构与h-BN完全不同，因此以往没能考虑到形成用纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜夹住石墨型h-BN薄膜的双异质结构。但是，通过将作为原料的氨和三乙基硼供给到MOCVD装置，在MOCVD装置内使h-BN薄膜生长，可以生长出用纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜夹住h-BN薄膜的双异型结构的薄膜，能够在该双异质结构的薄膜上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜。
此外，石墨型氮化硼是由B与N的sp2键形成的各层通过范德华力结合的层状物质。各层由于通过范德华力结合，因而可以通过施加机械力来分离。因此，在对具有用纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜夹住h-BN薄膜的双异层结构的薄膜，从一侧面施加机械力的情况下，双异层结构中的h-BN层作为用于分离两侧的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜的释放层起作用。
首先，由于上述双异质结构利用MOCVD装置来生长，因此不需要除了MOCVD装置以外的生长装置，在经济方面具有较大的优点。此外，由于上述双异质结构可以在1000℃附近的温度下进行生长，因此不需要基板温度的升降，使生长程序大幅度简单化。此外，由于双异质结构中的h-BN层如上述那样作为释放层起作用，因此在生长后，可以将纤锌矿AlGaInBN薄膜从蓝宝石基板、Si基板、SiC基板机械地分离，不需要化学蚀刻溶液和化学蚀刻，使分离工序大幅度简单化。
实施例1
图1是现有的蓝宝石基板上的氮化物半导体结构。首先将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛、基板温度为1080℃下进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，在h-BN薄膜12上，通过提供三甲基镓和氨，在基板温度为1050℃下使纤锌矿型GaN薄膜13生长。纤锌矿型GaN薄膜13的膜厚为0.6μm。
图2A、图2B是在现有的蓝宝石基板上生长的h-BN薄膜12的反射高能电子衍射(RHEED)像。使电子线从蓝宝石基板的[1-100］与[11-20］方位入射。RHEED显示(1×1)模式，从(1×1)计算的面内间隔为
Figure BDA0000463417380000161
由该间隔求出的a轴晶格常数为与h-BN的a轴晶格常数一致。之后，(0001)h-BN在蓝宝石基板上生长，h-BN与蓝宝石的面内取向关系是，h-BN[11-20］||蓝宝石[1-100］。
图3是图1的GaN薄膜13的表面照片。形成有独立的GaN岛，各岛具有不同方位面。各GaN岛不横向生长，GaN薄膜13为多晶体，得不到平坦的表面。
图4是在图1的h-BN薄膜12上生长的纤锌矿型GaN薄膜13的X射线衍射。除了从蓝宝石基板11的(0006)的衍射，还清楚地观察到从纤锌矿型GaN薄膜13的(0002)的衍射。然而，除了从纤锌矿型GaN薄膜13的(0002)的衍射以外，还观察到从纤锌矿型GaN薄膜13的(10-10)、(10-11)、(10-12)的衍射，可知纤锌矿型GaN薄膜13是多晶体。
图5是本发明的氮化物半导体结构的实施例1。首先将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，在基板温度为1080℃下进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚是3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上，提供三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜14生长。纤锌矿型AlGaN薄膜14的膜厚为0.3μm。h-BN薄膜12和纤锌矿型AlGaN薄膜14构成缓冲层。通过对该新的缓冲层上，提供三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13生长。纤锌矿型GaN薄膜13的膜厚为2.0μm。
图6是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的表面照片。如上述那样，在图1的GaN薄膜13的表面照片(参照图3)中，形成有各自具有不同方位面的独立的GaN岛，GaN薄膜13为多晶体，得不到平坦的表面。相比之下，图6中所示的纤锌矿型GaN薄膜13具有极平坦的表面。该结果表示，可以通过使用由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层，使平坦的单结晶纤锌矿型GaN薄膜13生长。
图7是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的X射线衍射。可以分别清楚地观察到从纤锌矿型GaN薄膜13的(0002)衍射、以及从构成缓冲层的纤锌矿型AlGaN薄膜14的(0002)的衍射。单晶GaN薄膜13的c轴晶格常数是
Figure BDA0000463417380000171
无应变的纤锌矿型GaN的c轴晶格常数近似于c轴晶格应变求得为＋0.0289%。作为缓冲层的AlGaN薄膜14的c轴晶格常数是
Figure BDA0000463417380000173
可知其是Al0.16Ga0.84N薄膜。由此可知，通过在蓝宝石基板11上示使用由h-BN薄膜12和纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜14构成的缓冲层，可以使单晶(0001)纤锌矿型GaN薄膜13生长。
图8是图5的纤锌矿型GaN薄膜13的GaN(10-11)面的X射线衍射极点图。在φ＝0°时观测不到衍射峰，由此可知未形成有倾斜域。另一方面，观测到6个清楚的GaN(10-11)衍射峰，表示在GaN薄膜13中不存在其他的旋转域。从该X射线衍射极点图可知，蓝宝石基板11与纤锌矿型GaN薄膜13的面内取向关系是蓝宝石[11-20]||纤锌矿型GaN[10―10]。
由以上的表面观察、X射线衍射、X射线衍射极点图可知，以往作为能够在h-BN薄膜上生长的代表性的氮化物半导体的GaN薄膜虽然是多晶GaN薄膜，但根据本发明，可以在蓝宝石基板11上，生长由h-BN薄膜12和纤锌矿型AlGaN薄膜14构成的缓冲层，在其上生长单晶纤锌矿型GaN薄膜13。
在此，对于新的缓冲层的详细内容，描述结果。如果构成缓冲层的h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使平坦且单晶的纤锌矿型GaN薄膜13生长。同样地，即使采用t-BN薄膜来代替构成缓冲层的h-BN薄膜，也可以使平坦且单晶的纤锌矿型GaN薄膜13生长。如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使平坦且单晶的纤锌矿型GaN薄膜13生长。此外，如果构成缓冲层AlGaN薄膜14的膜厚为0.1μm以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使平坦且单晶的纤锌矿型GaN薄膜13生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向单晶纤锌矿型GaN薄膜13，呈10%至0%的梯度组成结构。
最后，对于在新的缓冲层c层上生长的纤锌矿AlGaInBN薄膜进行描述。当构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上时，在该缓冲层上，可以使具有与缓冲层晶格匹配的单晶且平坦的表面的纤锌矿AlN薄膜、纤锌矿AlGaN薄膜生长，来代替纤锌矿型GaN薄膜13。此外，当构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上时，在该缓冲层上，还可以使与该缓冲层晶格匹配的、或者晶格不匹配度为3%以下的单晶且平坦的纤锌矿InAlN薄膜、纤锌矿AlGaInN薄膜、以及纤锌矿AlGaInBN薄膜生长，来代替纤锌矿型GaN薄膜13，。
实施例2
图9是本发明的氮化物半导体结构的实施例2。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃下，进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上，提供三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型Al0.16Ga0.84N薄膜14生长。纤锌矿型Al0.16Ga0.84N薄膜14的膜厚为0.3μm。这样，在蓝宝石基板11上生长由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层，在其上使InGaN量子阱结构生长。通过对该新的缓冲层上，提供三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13A生长。纤锌矿型GaN薄膜13A的膜厚为2.2μm。接下来，将基板温度下降至730℃，使用三甲基铟、三乙基镓、氨，在单晶GaN薄膜13A上使InGaN／GaN多重量子阱15生长。InGaN阱层的厚度为3nm，生长10个周期的量子阱。然后，将基板温度再次升高至1050℃，使纤锌矿型GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13B生长作为帽层。
图10是图9的结构的光致发光光谱。为了仅激励InGaN／GaN多重量子阱15，使用作为激励波长为375nm的紫外激光，测定温度为室温，激励强度为500μW。以往，在h-BN薄膜上生长的GaN薄膜是多晶GaN薄膜，从在该多晶体上生长的InGaN／GaN多重量子阱，无法根据光致发光测定来观测到发光。然而，在图9的结构中，当发光波长为435nm时，清楚地观测到从InGaN／GaN多重量子阱15的发光。此外，在光致发光光谱中观测到伴随表面的平坦性的条纹（fringe）。
根据以上的光致发光，可知在蓝宝石基板11上生长由h-BN薄膜12和纤锌矿型AlGaN薄膜14构成的缓冲层，在该缓冲层上生长的单晶纤锌矿型GaN薄膜13A上，能够生长InGaN／GaN多重量子阱15。以往，作为在h-BN薄膜上生长的代表性的氮化物半导体的GaN薄膜为多晶GaN薄膜，无法生长InGaN／GaN多重量子阱。
在此，对于新的缓冲层的详细内容，描述结果。如果构成缓冲层的h-BN薄膜12的厚度是一个原子层以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。同样地，即使采用t-BN薄膜来代替构成缓冲层的h-BN薄膜，也可以使InGaN／GaN多重量子阱15生长。如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使InGaN／GaN多重量子阱15生长。此外，如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的膜厚为0.1μm以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向单晶纤锌矿型GaN薄膜13A，呈10%至0%的梯度组成结构。
实施例3
图11是本发明的氮化物半导体结构的实施例3。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上，提供三甲基铝、三甲基镓、氨、硅烷，从而在基板温度为1050℃下使Si掺杂纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜16生长作为n型AlGaN薄膜。Si掺杂纤锌矿型AlGaN薄膜16的膜厚为0.3μm。这样，在蓝宝石基板11上生长由h-BN薄膜12和Si掺杂Al0.2Ga0.8N薄膜16构成的缓冲层，在其上使LED结构生长。通过对Si掺杂纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜16上，提供三甲基镓、氨、硅烷，从而在基板温度为1050℃下使Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)17生长作为n型GaN薄膜17。Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17的膜厚为2.0μm。接下来，将基板温度下降至730℃，使用三乙基铟、三乙基镓、氨，在Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17上使InGaN／GaN多重量子阱15生长。InGaN阱层的厚度为3nm，生长10个周期的量子阱。然后，将基板温度再次升高至1050℃，使用三甲基镓、氨、环戊二烯基镁，使Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)18生长作为p型GaN薄膜。Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜18的膜厚为0.2μm。
根据霍尔效应测定，Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17显示n型，载流子浓度为2×1018cm-3，迁移率为160cm2／Vs，Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜18显示p型，载流子浓度为1×1017cm-3，迁移率为8cm2／Vs。
图12是图11结构的剖面透射式电子显微镜(TEM)像。观察到在蓝宝石基板11上形成有Si掺杂Al0.2Ga0.8N薄膜16，并且可知在该Si掺杂Al0.2Ga0.8N薄膜16上形成有总膜厚为2.0μm的Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17和Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜18。
在此，对于新的缓冲层的详细内容，描述结果。如果构成缓冲层的h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使上述LED结构生长。同样地，即使采用t-BN薄膜来代替构成缓冲层的h-BN薄膜，也可以使上述LED结构生长。如果构成缓冲层的AlGaN薄膜16的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使上述LED结构生长。此外，如果构成缓冲层的AlGaN薄膜16的膜厚为0.1μm以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使上述LED结构生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜16的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向单晶纤锌矿型GaN薄膜17，呈10%至0%的梯度组成结构。
实施例4
图13是设于蓝宝石基板上的现有的氮化物半导体结构。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过在基板温度为550℃下提供三甲基镓和氨，从而使膜厚为20nm的低温GaN缓冲层19生长，然后通过将基板温度升高至1050℃，提供三甲基镓和氨，使纤锌矿型GaN薄膜13生长。纤锌矿型GaN薄膜13的膜厚为1μm。
接下来，参照图14，对于纤锌矿型GaN薄膜13的从蓝宝石基板11的分离以及向第二基板的转印进行说明。在转印目标的蓝宝石基板20上粘贴导电性两面粘着胶带21，在该导电性两面粘着胶带21上，以纤锌矿型GaN薄膜13为接合面，与蓝宝石基板11以及低温GaN缓冲层19一起粘贴纤锌矿型GaN薄膜13。虽然尝试了将纤锌矿型GaN薄膜13从蓝宝石基板11机械地分离，但未能实现。蓝宝石基板11上的纤锌矿型GaN薄膜13形成低温GaN缓冲层19与化学稳固的共价键。纤锌矿型GaN薄膜13虽然通过粘接剂与导电性两面粘着胶带21物理接合，但是该结合力与上述共价键相比较弱。因此，无法将导电性两面粘着胶带21上的纤锌矿型GaN薄膜13从蓝宝石基板11分离，如果欲分离，则纤锌矿型GaN薄膜13与蓝宝石基板11一起从导电性两面粘着胶带21分离，无法转印到导电性两面粘着胶带21上。在这样的结构中，需要现有的激光剥离或者化学剥离的方法。
在图15中，示出具有利用本发明的制作方法的纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例4。在蓝宝石基板(对应于“第二基板”)20上有导电性两面粘着胶带(对应于“接合层”)21，从蓝宝石基板11分离的纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13、和纤锌矿型GaN薄膜13上的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜14及h-BN薄膜(对应于“石墨型氮化硼薄膜”)12被转印到其上方。
参照图16说明本发明的制作方法。首先，将蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，在基板温度为1080℃下进行热清洗。
接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。
接下来，通过对该h-BN薄膜12上，提供三甲基镓、三甲基铝、氨，从而在基板温度为1050℃下生长纤锌矿型Al0.16Ga0.84N薄膜14，在纤锌矿型Al0.16Ga0.84N薄膜14上，在基板温度为1050℃下使纤锌矿型GaN薄膜13生长。纤锌矿型AlGaN薄膜14和纤锌矿型GaN薄膜13的膜厚分别为0.3μm和2.0μm。以往，由于h-BN薄膜12是具有石墨型sp2键的晶体结构，纤锌矿型GaN薄膜13是具有纤锌矿型sp3键的晶体结构，因此不可能在h-BN薄膜12上生长单晶纤锌矿型GaN薄膜13。发明者们发现，可以在h-BN薄膜12上使单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14生长，在其上生长单晶纤锌矿型GaN薄膜13。如果h-BN薄膜12的膜厚为一个原子层以上，则可以使平坦且单晶纤锌矿型GaN薄膜13生长。此外，即使使用t-BN薄膜来代替h-BN薄膜12，也可以使平坦且单晶纤锌矿型的GaN薄膜13生长。如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上使单晶纤锌矿型GaN薄膜13生长。此外，如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的膜厚为0.1μm以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使单晶纤锌矿型GaN薄膜13生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向单晶纤锌矿型GaN薄膜13，呈10%至0%的梯度组成结构。
接下来，同样参照图16，对于具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的转印方法进行说明。在转印目标的蓝宝石基板20上粘贴导电性两面粘着胶带21，在其上以纤锌矿型GaN薄膜13为接合面粘贴分离的上述氮化物半导体结构。尝试将该氮化物半导体结构从导电性两面粘着胶带21机械地分离，结果是，单晶纤锌矿型GaN薄膜13、单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14和h-BN薄膜12从蓝宝石基板11分离，接合并转印到蓝宝石基板20上的导电性两面粘着胶带21。蓝宝石基板11上的上述氮化物半导体结构由蓝宝石基板11上、以及层间以范德华力结合的h-BN薄膜12接合。单晶纤锌矿型GaN薄膜13通过导电性两面粘着胶带21和粘接剂物理接合，该结合力与上述范德华力相比较强。转印的样品的大小约5mm见方。
此外，也可以不通过转印，而利用小镊子等剥离图17所示的具有单晶纤锌矿型GaN薄膜13、单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14和h-BN薄膜12的氮化物半导体结构。
以下，根据实验数据显示，利用本发明的制作方法，h-BN薄膜12、单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14和单晶纤锌矿型GaN薄膜13可以在保持高品质的结晶性的情况下，从蓝宝石基板11分离，并且接合、转印到导电性两面粘着胶带21。
对于如图15所示的根据本发明转印的上述氮化物半导体结构的单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14表面而言，从借助于光学显微镜的观察，在2～3mm的区域中观测不到裂缝等，表面是平坦的。根据X射线衍射、拉曼散射和阴极发光，评价了转印的单晶纤锌矿型GaN薄膜13和单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14与转印前相比结晶性几乎相同。
首先，图16所示的利用本发明的制作方法转印的氮化物半导体结构的单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14的X射线衍射示于图18。与转印前的氮化物半导体结构的X射线衍射同样地，分别清楚地观测到从纤锌矿型GaN薄膜13的(0002)衍射以及从纤锌矿型AlGaN薄膜14的(0002)的衍射。转印的单晶纤锌矿型GaN薄膜13的c轴晶格常数为
Figure BDA0000463417380000231
无应变的纤锌矿型GaN的c轴晶格常数接近于
Figure BDA0000463417380000232
可知，单晶纤锌矿型GaN薄膜13通过转印而变成无应变。
接下来，将图16所示的利用本发明的制作方法转印的氮化物半导体结构的单晶纤锌矿型GaN薄膜13的拉曼散射光谱示于图19。与转印前的拉曼散射同样地，在567cm-1处、以及734cm-1处，分别清楚地观测到纤锌矿型GaN薄膜13的E2模式、以及其A1模式，与无应变的GaN薄膜的E2模式567cm-1、A1模式734cm-1几乎一致。由此可知，单晶纤锌矿型GaN薄膜13通过转印到导电性两面粘着胶带21而变成无应变。
接下来，将图16所示的利用本发明的制作方法转印的氮化物半导体结构的单晶纤锌矿型GaN薄膜13和单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14的阴极发光光谱示于图20。阴极发光的测定在室温下进行，加速电压为10kV。在332nm处清楚地观测到从单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14的发光，并且在363nm附近也观测到从单晶纤锌矿型GaN薄膜13的发光。
从以上的借助于光学显微镜的表面观察、X射线衍射、拉曼散射、阴极发光可知，h-BN薄膜12、单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14和单晶纤锌矿型GaN薄膜13在保持高品质的结晶性的情况下，从蓝宝石基板11分离、转印到导电性两面粘着胶带21上。
最后，对于在本发明的缓冲层上生长的纤锌矿AlGaInBN薄膜进行说明。当构成缓冲层的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜14的Al组成为10%以上时，可以在该缓冲层上，使具有与缓冲层晶格匹配的单晶且平坦的表面的纤锌矿AlN薄膜、纤锌矿AlGaN薄膜生长，来代替纤锌矿型GaN薄膜13。
此外，当构成缓冲层的纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜14的Al组成为10%以上时，可以在该缓冲层上，也使与该缓冲层晶格匹配或晶格不匹配度为3%以下的单晶且平坦的纤锌矿InAlN薄膜、纤锌矿AlGaInN薄膜、以及纤锌矿AlGaInBN薄膜生长，来代替纤锌矿型GaN薄膜13。
实施例5
在图21中，示出具有利用本发明的制作方法的纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例5。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上提供三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜14生长。纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜14的膜厚为0.3μm。这样，在蓝宝石基板11上生长由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层，在该新的缓冲层上使InGaN／GaN量子阱结构生长。通过对缓冲层上，提供三甲基镓、氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13A生长。纤锌矿型GaN薄膜13A的膜厚为2.0μm。接下来，将基板温度下降至730℃，使用三甲基铟、三乙基镓、氨，在单晶纤锌矿型GaN薄膜13A上使InGaN／GaN多重量子阱15生长。InGaN阱层的厚度为3nm，生长10个周期的量子阱。然后，将基板温度再次升高至1050℃，通过提供三甲基镓、氨使纤锌矿型GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13B生长作为帽层。
如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以在由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。同样地，也可以在使用t-BN薄膜来代替h-BN薄膜的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。此外，如果构成缓冲层的AlGaN薄膜14的膜厚为0.1μm以上，则可以在由h-BN薄膜12和AlGaN薄膜14构成的缓冲层上，使InGaN／GaN多重量子阱15生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜14的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向单晶纤锌矿型GaN薄膜13A，呈10%至0%的梯度组成结构。
接下来，在形成于转印目标的蓝宝石基板20上的100μm厚的金属铟片22上，使作为帽层的纤锌矿型GaN薄膜13B与金属铟片22接触，加热至160℃左右。铟被熔化，两者坚固地粘贴。因此，蓝宝石基板11可以从h-BN薄膜12机械地分离，使从h-BN薄膜12至作为帽层的纤锌矿型GaN薄膜13B的氮化物半导体结构转印到蓝宝石基板14上的金属铟片22上。
此外，也可以不通过转印，利用小镊子等剥离图22所示的实施例5的氮化物半导体结构。
图23是该转印的多重量子阱的光致发光光谱。为了仅激励InGaN／GaN多重量子阱15，作为激励波长使用375nm的紫外激光，测定温度为室温，激励强度为500μW。在现有的氮化物半导体结构时，只要不进行激光剥离或化学剥离，就无法像实施例4中所述的那样，将InGaN／GaN多重量子阱从蓝宝石基板分离，并转印到第二基板。然而，根据本发明，可以使从h-BN薄膜12至作为帽层的纤锌矿型GaN薄膜13B的氮化物半导体结构从蓝宝石基板11机械地分离，并转印到金属铟片22上。该转印的InGaN／GaN多重量子阱15中，在发光波长为435nm处，清楚地观测到从InGaN／GaN多重量子阱15的发光。此外，在光致发光光谱中观测到伴随表面的平坦性的条纹。
由以上的光致发光，可知由在蓝宝石基板11上生长的h-BN薄膜12、单晶纤锌矿型AlGaN薄膜14、单晶纤锌矿型GaN薄膜13A、InGaN／GaN多重量子阱15、作为帽层的纤锌矿型GaN薄膜13B构成的氮化物半导体结构在保持高品质的结晶性的情况下，从蓝宝石基板11分离，转印到蓝宝石基板20上的金属铟片22上。
实施例6
在图24中，示出具有利用本发明的制作方法的纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例6。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，在基板温度为1080℃下进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下(0001)使h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上，提供三甲基铝、三甲基镓、氨、硅烷，从而在基板温度为1050℃下使Si掺杂纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜16生长作为n型AlGaN薄膜。Si掺杂纤锌矿型AlGaN薄膜16的膜厚为0.3μm。这样，在蓝宝石基板11上生长由h-BN薄膜12和Si掺杂AlGaN薄膜16构成的缓冲层，在其上生长LED结构。通过对Si掺杂纤锌矿型AlGaN薄膜16上，提供三甲基镓、氨、硅烷，从而在基板温度为1050℃下使Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)17生长作为n型GaN薄膜17。Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17的膜厚为2.0μm。接下来，将基板温度下降至730℃，使用三乙基铟、三乙基镓、氨，在Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17上使InGaN／GaN多重量子阱15生长。InGaN阱层的厚度为3nm，生长10个周期的量子阱。然后，将基板温度再次升高至1050℃，使用三甲基镓、氨、环戊二烯基镁，在基板温度为1050℃下使Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)18生长作为p型GaN薄膜，制作LED结构。
如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以在由h-BN薄膜和AlGaN薄膜构成的缓冲层上，使上述LED结构生长。同样地，也可以在使用t-BN薄膜来代替h-BN薄膜的缓冲层上，使上述LED结构生长。如果Si掺杂AlGaN薄膜20的Al组成为10%以上，则可以在由h-BN薄膜12和Si掺杂AlGaN薄膜16构成的缓冲层上，使上述LED结构生长。此外，如果Si掺杂AlGaN薄膜16的膜厚为0.1μm以上，则可以使上述LED结构生长。此外，也可以使构成缓冲层的AlGaN薄膜16的Al组成为从h-BN薄膜12上朝向Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17，呈10%至0%的梯度组成结构。
根据霍尔效应测定，Si掺杂纤锌矿型GaN薄膜17显示n型，载流子浓度为2×1018cm-3，迁移率为160cm2／Vs，Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜18显示p型，载流子浓度为1×1017cm-3，迁移率为8cm2／Vs。
接下来，使用电子束蒸镀装置，在上述LED结构的Mg掺杂纤锌矿型GaN薄膜18上，蒸镀p型电极Ni／Au23。接着，在形成于蓝宝石基板20上的100μm厚的金属铟片22上，使上述LED结构的p型电极Ni／Au23与金属铟片22接触，加热至160℃左右。铟被熔化，两者坚固地粘贴。因此，蓝宝石基板11可以从h-BN薄膜12机械地分离，使上述LED结构转印到金属铟片22上。最后，使用电子束蒸镀装置，在上述LED结构的h-BN薄膜12上，蒸镀n型电极Ti／Au24。
将转印的上述LED结构的顺向电流电压特性示于图26。可以确认到，从3.5V附近开始上升，显示出明显的整流特性，形成了良好的二极管结构。此外，以目视观察到蓝紫色发光。从本发明的转印的LED的电流注入发光光谱，明显得到在波长为430nm处具有峰值的蓝紫色的电流注入发光光谱。
对于作为接合层的金属铟片22进行补充说明。如图25所示的LED结构那样，在从最上层24至最下层23由上往下流通电流的纵型器件（vertical device）的情况下，需要在n型电极Ti／Au24和p型电极Ni／Au23上连接电源，施加电压。此时，金属铟片22不仅需要起到接合于转印目标的蓝宝石基板20的作用，还需要作为电流流通的传导层起作用。因此，接合层22只要是金属或者导电性粘着胶带或导电性粘接剂，就可以通过基板20、或者通过堆积在基板20上的金属使电流纵向流通，能够使纵型器件例如LED或LD运行。
实施例7
在图27中，示出具有利用本发明的制作方法的纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的实施例4。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下使(0001)h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为3nm。接下来，通过对h-BN薄膜12上，提供三甲基铝和氨，从而在基板温度为1050℃下使纤锌矿型AlN薄膜25生长。纤锌矿型AlN薄膜25的膜厚为0.1μm。这样，在蓝宝石基板11生长由h-BN薄膜12和纤锌矿型AlN薄膜25构成的缓冲层，在其上生长AlGaN／GaN系HEMT结构。通过对纤锌矿型AlN薄膜25上，提供三甲基镓和氨，从而在基板温度为1050℃下使GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)13生长。GaN薄膜13的膜厚为2.0μm。最后，通过提供三甲基铝、三甲基镓和氨，从而在基板温度为1050℃下，使膜厚20nm的纤锌矿型Al0.2Ga0.8N薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)26生长，制作AlGaN／GaN系HEMT结构。
如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，在以h-BN薄膜12以及AlN薄膜25构成的缓冲层上，可以使上述AlGaN／GaN系HEMT结构生长。同样地，在代替h-BN薄膜使用t-BN薄膜的缓冲层上也使上述AlGaN／GaN系HEMT结构生长。此外，如果AlN薄膜25的膜厚为0.1μm以上，可以使上述AlGaN／GaN系HEMT结构生长。
根据霍尔效应测定，上述AlGaN／GaN系HEMT结构显示1.5×1013cm-2的二维电子气浓度，可知在纤锌矿型AlGaN薄膜26与GaN薄膜13的界面上形成有良好的二维电子气。
接下来，通过用镊子拿起蓝宝石基板，将由h-BN薄膜12、AlN薄膜25、GaN薄膜13、AlGaN薄膜26构成的AlGaN／GaN系HEMT结构从蓝宝石基板11机械地分离。图28是从蓝宝石基板分离的AlGaN／GaN系HEMT结构。可以将分离的AlGaN／GaN系HEMT结构粘贴在多晶铜基板27上的两面粘着胶带28上并转印。
通过在转印的AlGaN／GaN系HEMT结构上，使用Ti／Au作为漏极和源极电极，使用Ni／Au作为栅极电极而形成电极，评价制作的AlGaN／GaN系HEMT结构的对于栅极电压的漏极电流电压特性，可以显示良好的夹断（pinch-off）特性。
实施例8
图29是在蓝宝石基板上生长ZnO牺牲层、在该牺牲层上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜的现有的氮化物半导体结构。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入PLD装置内，生长ZnO牺牲层29。ZnO牺牲层29的膜厚为200nm。接下来，通过将生长了ZnO牺牲层29的蓝宝石基板11从PLD装置中取出，导入MOCVD装置内，在氮气气氛中，提供三甲基镓和氨，从而生长纤锌矿GaN薄膜13。纤锌矿GaN薄膜13的膜厚为150nm。已报道，通过该方法，可以得到平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13。
图30是图29的借助于现有技术的氮化物半导体结构的2θ／ωX射线衍射。对于通过PLD在蓝宝石基板11上生长了ZnO牺牲层29的样品，如图30的上图所示那样(0002)，观测到从ZnO的衍射。对于在该蓝宝石基板11上的ZnO牺牲层29上生长纤锌矿GaN薄膜13的样品，如图2的下图所示那样，观测到从(0002)ZnO的衍射以及从(0002)GaN的衍射，显示单晶GaN薄膜13生长在蓝宝石基板11上的ZnO牺牲层29上。
然而，该方法为了生长ZnO牺牲层29，需要PLD装置，此外还需要ZnO牺牲层29的优化。进而，在单晶纤锌矿GaN薄膜13生长后，为了将单晶纤锌矿GaN薄膜13从蓝宝石基板11分离，需要通过将该样品浸渍于稀释了的氯化氢中而对ZnO牺牲层进行化学蚀刻的工序。
图31是本发明的氮化物半导体结构的实施例8。以下各层全部使用MOCVD装置生长。首先，将(0001)蓝宝石基板11导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过提供三甲基铝和氨，从而在基板温度为550℃下使AlN缓冲层30生长。AlN缓冲层30的膜厚为20nm。然后，一边提供氨，一边将基板温度升高至1080℃，进行AlN缓冲层30的退火。接下来，在基板温度为1080℃下提供三甲基铝和氨，从而使纤锌矿AlN薄膜31生长。纤锌矿AlN薄膜31的膜厚为100nm。该工序采用了如下方法：在蓝宝石基板上使用低温AlN缓冲层，使高品质AlN薄膜生长。
在该平坦的纤锌矿AlN薄膜31上，生长作为释放层的h-BN薄膜12。通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下，在纤锌矿AlN薄膜31上使h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为2nm。通过在该h-BN薄膜12上，使用三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1080℃下使纤锌矿AlN薄膜31生长，进而在纤锌矿AlN薄膜31上使纤锌矿GaN薄膜13生长。纤锌矿AlN薄膜31的膜厚为100nm，纤锌矿GaN薄膜13的膜厚为3.0μm。在图27中，纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31形成双异质结构。
图32是图31的纤锌矿GaN薄膜13的表面照片。纤锌矿GaN薄膜13具有极平坦的表面。
图33是图31的纤锌矿GaN薄膜13的原子间力显微镜(AFM)像。观测区域为1μm2。纤锌矿GaN薄膜13的AFM像中的均方根（Root Mean Square）粗糙度为0.7nm，与图28的表面照片一起显示，可以在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，使平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。与作为牺牲层的ZnO或CrN不同，h-BN薄膜12利用MOCVD装置生长，这表示不需要除了MOCVD装置以外的生长装置。
图34是图31的纤锌矿GaN薄膜13的2θ／ωX射线衍射。清楚地观测到，从纤锌矿GaN薄膜13(0002)的衍射、以及从纤锌矿AlN薄膜31的(0002)衍射。h-BN薄膜12的膜厚由于极薄，为2nm，因此无法用X射线衍射观测。单晶纤锌矿GaN薄膜13的c轴晶格常数为
Figure BDA0000463417380000291
在c轴向上受到压缩应变。由此显示，可以在蓝宝石基板11上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
图35A是图31的纤锌矿GaN薄膜13的、图35B是蓝宝石基板11的X射线衍射(Phi扫描)。观测到6个清楚的GaN(10-11)衍射峰(在本说明书中，如图中所示那样，在“1”上标有横线的符号以“-1”表现。)，显示出可以使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。从该X射线衍射(Phi扫描)可知，蓝宝石基板11、纤锌矿AlN薄膜31和纤锌矿GaN薄膜13的面内取向关系是，蓝宝石[2-1-10]||AlN[10-10]||GaN[10-10]。
由以上的表面观察、原子间力显微镜像、2θ／ωX射线衍射、X射线衍射(Phi扫描)可知，以往，在生长作为牺牲层的ZnO层、或者CrN层时，需要PLD装置或者溅射装置，而需要ZnO牺牲层或CrN牺牲层的优化时间，但根据本发明，可以仅使用MOCVD装置，在蓝宝石基板11上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，生长单晶纤锌矿GaN薄膜13。由于双异质结构中的h-BN层12作为释放层起作用，因此可以将单晶纤锌矿GaN薄膜13从蓝宝石基板机械地分离，因此，不需要蚀刻溶液和蚀刻工序。
在此，对于由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构，说明结果。如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从蓝宝石基板11机械地分离。同样地，即使使用乱层氮化硼(t-BN)薄膜来代替h-BN薄膜12，也可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从蓝宝石基板11机械地分离。使用纤锌矿GaN薄膜或者纤锌矿AlGan薄膜来代替构成缓冲层的纤锌矿AlN，构成缓冲层，并且，即使使用Al组成为10%以上的纤锌矿型AlxGa1-xN来代替构成双异质结构的纤锌矿AlN薄膜31，形成双异质结构，也可以在该双异质结构上使平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
实施例9
图36为本发明的氮化物半导体结构的实施例9。以下各层全部使用MOCVD装置生长。首先，将(111)Si基板32导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过仅提供三甲基铝，从而在基板温度为1080℃下，为了抑制与Si基板的反应生长Al层，然后，通过提供三甲基铝和氨，使纤锌矿AlN缓冲层33生长。纤锌矿AlN缓冲层33的膜厚为100nm。通过对该纤锌矿AlN缓冲层33上，提供三甲基铝和氨，从而使纤锌矿AlN薄膜31生长。该工序采用了如下方法：在(111)Si基板上使用纤锌矿AlN缓冲层，使高品质AlN薄膜生长。
在该平坦的纤锌矿AlN薄膜31上，生长作为释放层的h-BN薄膜12。通过提供三乙基硼和氨，在基板温度为1080℃下，在纤锌矿AlN薄膜31上使h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜12的膜厚为2nm。通过在该h-BN薄膜12上，使用三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1080℃下使纤锌矿AlN薄膜31生长，进而在纤锌矿AlN薄膜31上使纤锌矿GaN薄膜13生长。纤锌矿AlN薄膜31的膜厚为100nm，纤锌矿GaN薄膜13的膜厚为3.0μm。在图36中，纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31形成双异质结构。
图37是图36的纤锌矿GaN薄膜13的2θ／ωX射线衍射。清楚地观测到从纤锌矿GaN薄膜13的(0002)衍射、以及从纤锌矿AlN薄膜31的(0002)衍射。h-BN薄膜12的膜厚由于极薄，为2nm，因此无法用X射线衍射观测。单晶纤锌矿GaN薄膜13的c轴晶格常数为
Figure BDA0000463417380000311
在c轴向上受到拉伸应变。由此显示，可以在(111)Si基板32上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
图38A是图36纤锌矿GaN薄膜13的、图38B是(111)Si基板32的X射线衍射(Phi扫描)。观测到6个清楚的GaN(10-11)衍射峰，显示出可以使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。从该X射线衍射(Phi扫描)可知，(111)Si基板32、纤锌矿AlN薄膜31和纤锌矿GaN薄膜13的面内取向关系是，Si[-1-12]||AlN[10-10]||GaN[10-10]。
由以上的2θ／ωX射线衍射、X射线衍射(Phi扫描)可知，以往，在生长作为牺牲层的SiO2层、或者由Si基板构成的SOI基板时，需要SIMOX装置，但根据本发明，可以仅使用MOCVD装置，在(111)Si基板32上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，生长单晶纤锌矿GaN薄膜13。由于双异质结构中的h-BN层12作为释放层起作用，因而可以将单晶纤锌矿GaN薄膜13从(111)Si基板机械地分离，因此，不需要机械研磨以及蚀刻溶液和蚀刻工序。
在此，对于由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构，说明结果。如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从Si基板32机械地分离。此外，即使使用t-BN薄膜来代替h-BN薄膜12，也可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从Si基板32机械地分离。即使使用Al组成为10%以上的纤锌矿型AlxGa1-xN来代替构成双异质结构的纤锌矿AlN薄膜31，形成双异质结构，也可以在该双异质结构上使平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
实施例10
图39是本发明的氮化物半导体结构的实施例10。以下各层全部使用MOCVD装置生长。首先，将(0001)6H-SiC基板34导入MOCVD装置内，在反应炉压力为300Torr、氢气气氛中，于基板温度为1080℃，进行热清洗。接下来，通过提供三甲基铝和氨，使纤锌矿AlN薄膜31生长。
在该平坦的纤锌矿AlN薄膜31上，生长作为释放层的h-BN薄膜12。通过提供三乙基硼和氨，从而在基板温度为1080℃下，在纤锌矿AlN薄膜31上使h-BN薄膜12生长。h-BN薄膜的膜厚12为2nm。通过在该h-BN薄膜12上，使用三甲基铝、三甲基镓、氨，从而在基板温度为1080℃下使纤锌矿AlN薄膜31生长，进而在纤锌矿AlN薄膜31上使纤锌矿GaN薄膜13生长。纤锌矿AlN薄膜31的膜厚为100nm，纤锌矿GaN薄膜13的膜厚为3.0μm。在图36中，纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31形成双异质结构。
图40是图39的纤锌矿GaN薄膜13的原子间力显微镜(AFM)像。观测区域为1μm2。纤锌矿GaN薄膜13的AFM像中的均方根（Root Mean Square）粗糙度为0.2nm，显示可以在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，使平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。h-BN薄膜12可以利用MOCVD装置生长，这表示不需要除了MOCVD装置以外的生长装置。
图41是图39的纤锌矿GaN薄膜13的2θ／ωX射线衍射。清楚地观测到，从纤锌矿GaN薄膜13的(0002)的衍射、以及从纤锌矿AlN薄膜31的(0002)的衍射。h-BN薄膜12的膜厚由于极薄，为2nm，因此无法用X射线衍射观测。由此显示，可以在(0001)6H-SiC基板34上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
图42A是图39的纤锌矿GaN薄膜13的、图42B是(0001)6H-SiC基板34的X射线衍射(Phi扫描)。观测到6个清楚的GaN(11-24)衍射峰，显示出可以使单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。从该X射线衍射(Phi扫描)可知，(0001)6H-SiC基板34、纤锌矿AlN薄膜31和纤锌矿GaN薄膜13的面内取向关系是，6H-SiC[11-20]||AlN[11-20]||GaN[11-20]。
由以上的原子间力显微镜(AFM)像、2θ／ωX射线衍射、X射线衍射(Phi扫描)可知，根据本发明，可以仅使用MOCVD装置，在(0001)6H-SiC基板34上，在由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构上，生长单晶纤锌矿GaN薄膜13。由于双异质结构中的h-BN层12作为释放层起作用，因此可以将单晶纤锌矿GaN薄膜13从(0001)6H-SiC基板34机械地分离。
在此，对于由纤锌矿AlN薄膜31、h-BN薄膜12和纤锌矿AlN薄膜31构成的双异质结构，说明结果。如果h-BN薄膜12的厚度为一个原子层以上，则可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从6H-SiC基板34机械地分离。同样地，即使使用t-BN薄膜来代替h-BN薄膜12，也可以作为释放层起作用，将单晶纤锌矿GaN薄膜13从6H-SiC基板34机械地分离。即使使用Al组成为10%以上的纤锌矿型AlxGa1-xN来代替构成双异质结构的纤锌矿AlN薄膜31，形成双异质结构，也可以在该双异质结构上使平坦的单晶纤锌矿GaN薄膜13生长。
附图标记
11：(0001)蓝宝石基板
12：h-BN薄膜(对应于“石墨型氮化硼薄膜”)
13：纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
13A：纤锌矿型GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
13B：纤锌矿型GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
14：纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜
15：纤锌矿型InGaN／GaN多重量子阱
16：Si掺杂AlxGa1-xN(x＞0)薄膜
17：Si掺杂GaN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
18：Mg掺杂GaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
19：低温GaN缓冲层
20：转印目标蓝宝石基板(对应于“第二基板”)
21：导电性两面粘着胶带(对应于“接合层”)
22：金属铟片(对应于“接合层”)
23：p型电极
24：n型电极
25：纤锌矿型AlN薄膜(对应于“纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
26：纤锌矿型AlGaN薄膜(对应于“第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜”)
27：多晶铜基板(对应于“第二基板”)
28：两面粘着胶带(对应于“接合层”)
29：ZnO牺牲层
30：AlN缓冲层
31：纤锌矿型AlxGa1-xN(x＞0)薄膜
32：(111)Si基板
33：纤锌矿AlN缓冲层
34：(0001)6H-SiC基板。

Claims (33)

1.一种氮化物半导体结构，其特征在于，具备：
石墨型氮化硼薄膜、
上述石墨型氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、以及
上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜上的纤锌矿型AlGaInBN薄膜，
其中，x＞0。
2.根据权利要求1所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
还具备蓝宝石基板，
上述石墨型氮化硼薄膜以及上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成上述蓝宝石基板上的缓冲层，
其中，x＞0。
3.根据权利要求1或2中所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜是(0001)六方晶氮化硼薄膜或乱层氮化硼薄膜。
4.根据权利要求3所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的氮化物半导体结构，其特征在于，还具备：
上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜上的多重量子阱、以及
上述多重量子阱上的第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜。
6.根据权利要求1所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
还具备蓝宝石基板以外的基板上的接合层，
上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜以及上述石墨型氮化硼薄膜构成缓冲层，其中，x＞0。
7.根据权利要求6所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述接合层是导电性的。
8.根据权利要求1所述的氮化物半导体结构，其特征在于，还具备：
蓝宝石基板；
上述蓝宝石基板上的纤锌矿AlN、纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜；以及
上述纤锌矿AlN、纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜，
上述纤锌矿AlN、上述纤锌矿GaN薄膜或上述纤锌矿AlGaN薄膜构成上述蓝宝石基板上的缓冲层，
上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成上述缓冲层上的双异质结构，其中，x＞0。
9.根据权利要求8所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
10.根据权利要求9所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
11.根据权利要求1所述的氮化物半导体结构，其特征在于，还具备：
Si基板、
上述Si基板上的纤锌矿AlN薄膜、以及
上述纤锌矿AlN薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜，
上述纤锌矿AlN薄膜构成上述Si基板上的缓冲层，
上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成上述缓冲层上的双异质结构，
其中，x＞0。
12.根据权利要求11所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
13.根据权利要求12所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
14.根据权利要求1所述的氮化物半导体结构，其特征在于，还具备：
SiC基板、和
上述SiC基板上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜，
上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、上述石墨型氮化硼薄膜和上述纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成上述SiC基板上的双异层结构。
15.根据权利要求14所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为(0001)六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
16.根据权利要求15所述的氮化物半导体结构，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜具有一个原子层以上的膜厚。
17.一种制作方法，其特征在于，包括如下步骤：
在蓝宝石的基板上生长缓冲层；以及
在上述缓冲层上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，
上述缓冲层由上述蓝宝石基板上的石墨型氮化硼薄膜及上述氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成，
其中，x＞0。
18.根据权利要求17中所述的制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
19.一种制作方法，其特征在于，
在具有纤锌矿型AlGaInBN薄膜的氮化物半导体结构的制作方法中包括如下步骤：
在蓝宝石基板上生长缓冲层；
在上述缓冲层上生长纤锌矿型AlGaInBN薄膜；以及
将上述缓冲层以及上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜从上述缓冲层机械地分离，制作具有上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜的上述氮化物半导体结构，
上述缓冲层由上述蓝宝石基板上的石墨型氮化硼薄膜及上述石墨型氮化硼薄膜上的纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成，
其中，x＞0。
20.根据权利要求19中所述的制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
21.根据权利要求20中所述的制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜具有至少一个原子层以上的膜厚。
22.根据权利要求19至21中任一项所述的制作方法，其特征在于，还包括如下步骤：
在上述分离前，使上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜接合于第二基板上的接合层。
23.根据权利要求19至21中任一项所述的制作方法，其特征在于，还包括如下步骤：
在上述分离前，在上述纤锌矿型AlGaInBN薄膜上进一步生长第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜；以及
使上述第二纤锌矿型AlGaInBN薄膜接合于第二基板上的接合层。
24.根据权利要求19至21中任一项所述的制作方法，其特征在于，还包括如下步骤：
在上述分离后，使上述氮化物半导体结构的上述缓冲层接合于第二基板上的接合层。
25.根据权利要求19至24中任一项所述的制作方法，其特征在于，
上述第二基板是在蓝宝石基板、绝缘性基板、在绝缘性基板上蒸镀有金属的基板、半导体基板、在半导体基板上蒸镀有金属的基板、金属基板、能弯曲的基板、或者在能弯曲的基板上蒸镀有金属的基板中的任意一个。
26.根据权利要求22至25中任一项所述的制作方法，其特征在于，
上述接合层为上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能热融着的金属、
或者上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能化学粘接的粘着胶带、
或者上述接合层与上述氮化物半导体结构以及上述接合层与上述第二基板能化学粘接的粘接剂中的任意一个。
27.根据权利要求22至26中任一项所述的制作方法，其特征在于，
上述接合层是导电性的。
28.一种氮化物半导体制作方法，其特征在于，包括如下步骤：
在蓝宝石基板上生长缓冲层；
在上述缓冲层上生长双异质结构；以及
在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜制作氮化物半导体结构，
上述缓冲层由纤锌矿AlN、纤锌矿GaN薄膜或纤锌矿AlGaN薄膜构成，
上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成，
其中，x＞0。
29.根据权利要求28中所述的氮化物半导体制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
30.一种氮化物半导体制作方法，其特征在于，包括如下步骤：
在Si基板上生长缓冲层；
在上述缓冲层上生长双异质结构；以及
在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜，制作氮化物半导体结构，
上述缓冲层由纤锌矿AlN薄膜构成，
上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成，
其中，x＞0。
31.根据权利要求30中所述的氮化物半导体制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
32.一种氮化物半导体制作方法，其特征在于，包括如下步骤：
在SiC基板上生长双异质结构；以及
在上述双异质结构上生长纤锌矿AlGaInBN薄膜，制作氮化物半导体结构，
上述缓冲层由纤锌矿AlN薄膜构成，
上述双异质结构由纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜、石墨型氮化硼薄膜和纤锌矿型AlxGa1-xN薄膜构成，
其中，x＞0。
33.根据权利要求32中所述的氮化物半导体制作方法，其特征在于，
上述石墨型氮化硼薄膜为六方晶氮化硼薄膜或者乱层氮化硼薄膜。
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