RU2209861C2 - Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride - Google Patents
Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride Download PDFInfo
- Publication number
- RU2209861C2 RU2209861C2 RU2001115887A RU2001115887A RU2209861C2 RU 2209861 C2 RU2209861 C2 RU 2209861C2 RU 2001115887 A RU2001115887 A RU 2001115887A RU 2001115887 A RU2001115887 A RU 2001115887A RU 2209861 C2 RU2209861 C2 RU 2209861C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- iron
- monosilicides
- cobalt
- gallium nitride
- substrate
- Prior art date
Links
Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к электронной технике, в частности к технологии материалов, предназначенных для создания полупроводниковых устройств отображения и обработки информации. В последнее время резко вырос объем работ по созданию светодиодов и полупроводниковых лазеров, работающих в синей области свечения, в частности на основе AlN, GaN. Однако для широкого применения этих приборов следует преодолеть ряд проблем, связанных с технологией материалов для их изготовления. The invention relates to electronic equipment, in particular to the technology of materials designed to create semiconductor devices for displaying and processing information. Recently, the scope of work on the creation of LEDs and semiconductor lasers operating in the blue region of the glow, in particular based on AlN, GaN, has sharply increased. However, for the widespread use of these devices, a number of problems associated with the technology of materials for their manufacture should be overcome.
Известно [1], что высокий порог возбуждения и малый срок службы лазеров на основе AlN, GaN, InN связан с низким кристаллическим совершенством слоев, применяемых для изготовления лазеров на их основе. Невысокое их качество в первую очередь связано с низким совершенством материалов, используемых в качестве подложек для наращивания эпитаксиальных слоев этих материалов. Обычно для этих целей достаточно широко используются сапфир Аl2O3, алюмомагниевая шпинель MgAl2O3, карбид кремния SiC.It is known [1] that a high excitation threshold and a short service life of AlN, GaN, and InN lasers are associated with low crystalline perfection of the layers used for the manufacture of lasers based on them. Their low quality is primarily associated with the low perfection of the materials used as substrates for the growth of epitaxial layers of these materials. Usually, sapphire Al 2 O 3 , aluminum-magnesium spinel MgAl 2 O 3 , silicon carbide SiC are widely used for these purposes.
У этих материалов есть два общих существенных недостатка. Первым из них является их низкое кристаллическое совершенство, связанное с тем, что они являются высокотемпературными материалами (температура плавления сапфира-2030oС, алюмомагниевой шпинели-2050oС, карбида кремния ~ 2600oС) и выращиваются они в неравновесных условиях с существенным количеством кристаллических дефектов в виде блочных структур с малоугловыми границами. Растущий на их поверхности эпитаксиальный слой наследует все эти дефекты. Из-за их высоких температур роста расчитывать на выращивание этих кристаллов по разработанным в настоящее время технологиям выращивания крупных и качественных монокристаллов, растущих в условиях, близких к равновесным (например, по Чохральскому или Бриджмену), трудно.These materials have two common significant drawbacks. The first of them is their low crystalline perfection, due to the fact that they are high-temperature materials (melting point of sapphire-2030 o С, aluminum-magnesium spinel-2050 o С, silicon carbide ~ 2600 o С) and they are grown under nonequilibrium conditions with a significant amount crystalline defects in the form of block structures with small-angle boundaries. The epitaxial layer growing on their surface inherits all these defects. Due to their high growth temperatures, it is difficult to count on the growth of these crystals according to the currently developed technologies for growing large and high-quality single crystals growing under conditions close to equilibrium (for example, according to Czochralski or Bridgman).
Вторым важным недостатком этих материалов в качестве монокристаллических подложек для выращивания на них эпитаксиальных пленок является существенное рассогласование их кристаллических решеток и нитрида галлия. Известно, что несоответствия кристаллических решеток растущего слоя и подложки приводят к возникновению напряжений на границе растущего слоя и образованию малоугловых границ. Растущий слой наследует также и дислокации из материала подложки. Для нитрида галлия на сапфире это несоответствие равно ~ 16%, на алюмомагниевой шпинели ~ 9,5% и наименьшее - на карбиде кремния ~ 3,5%. The second important drawback of these materials as single-crystal substrates for growing epitaxial films on them is the significant mismatch of their crystal lattices and gallium nitride. It is known that the mismatch of the crystal lattices of the growing layer and the substrate leads to stresses at the boundary of the growing layer and the formation of small-angle boundaries. The growing layer also inherits dislocations from the substrate material. For gallium nitride on sapphire, this discrepancy is ~ 16%, on magnesium-aluminum spinel ~ 9.5%, and the smallest on silicon carbide ~ 3.5%.
В отличие от сапфира, который относится к диэлектрикам, карбид кремния относится к числу алмазоподобных соединений с ковалентным типом связи в кристаллической решетке [2]. Однако главным преимуществом карбида кремния перед сапфиром, объясняющим большой интерес к выращиванию пленок и слоев нитрида галлия на карбиде кремния, следует считать существенно меньшее несоответствие кристаллических решеток карбида кремния и нитрида галлия (~3,5%). Unlike sapphire, which refers to dielectrics, silicon carbide is one of the diamond-like compounds with a covalent type of bond in the crystal lattice [2]. However, the main advantage of silicon carbide over sapphire, which explains the great interest in the growth of films and layers of gallium nitride on silicon carbide, should be considered a significantly smaller mismatch of the crystal lattices of silicon carbide and gallium nitride (~ 3.5%).
Наиболее близким к предлагаемому изобретению являются подложки из карбида кремния [3]. Closest to the proposed invention are substrates of silicon carbide [3].
К недостаткам карбида кремния как материала для подложек следует отнести:
1. Карбид кремния является высокотемпературным материалом - температура плавления его по разным данным находится в пределах 2400-2600oC.The disadvantages of silicon carbide as a material for substrates include:
1. Silicon carbide is a high-temperature material - its melting point according to various sources is in the range of 2400-2600 o C.
2. Кроме того, карбид кремния имеет склонность к полиморфизму. По этой причине выращивание кристаллически качественных подложек карбида кремния большого размера для эпитаксии представляет большую самостоятельную и еще нерешенную задачу. 2. In addition, silicon carbide is prone to polymorphism. For this reason, the growth of crystalline-quality substrates of large size silicon carbide for epitaxy represents a large independent and yet unsolved problem.
3. Гетеропереход карбид кремния - нитрид галлия имеет значительную плотность дислокаций - 10-8 см2, что существенно ухудшает свойства гетероперехода и пленок нитрида галлия.3. The heterojunction silicon carbide - gallium nitride has a significant dislocation density of 10 -8 cm 2 , which significantly impairs the properties of the heterojunction and films of gallium nitride.
Технической задачей, решаемой настоящим изобретением, является существенное снижение количества дефектов на границе гетероперехода и в кристаллической структуре пленок нитрида галлия, что существенно улучшает электрофизические и оптические параметры гетероперехода. The technical problem solved by the present invention is a significant reduction in the number of defects at the heterojunction boundary and in the crystal structure of gallium nitride films, which significantly improves the electrophysical and optical parameters of the heterojunction.
Указанная техническая задача решается тем, что подложка для выращивания эпитаксиальных пленок и слоев нитридов галлия, выполненная из монокристалла соединения кремния, выбрана из группы силицидов металлов IY периода периодической системы, включающей моносилицид железа, твердый раствор моносилицидов железа и хрома, содержащий 6±3 атомного процента хрома в подрешетке железа; твердый раствор моносилицидов железа и марганца, содержащий 13±3 атомного процента марганца в подрешетке железа; твердый раствор моносилицидов кобальта и хрома, содержащий 32±3 атомного процента хрома в подрешетке кобальта; твердый раствор моносилицидов кобальта и марганца, содержащий 54±3 атомного процента марганца в подрешетке кобальта. The specified technical problem is solved in that the substrate for growing epitaxial films and layers of gallium nitrides made of a single crystal of a silicon compound is selected from the group of metal silicides IY of the period of the periodic system, including iron monosilicide, a solid solution of iron and chromium monosilicides containing 6 ± 3 atomic percent chromium in the iron sublattice; a solid solution of iron and manganese monosilicides containing 13 ± 3 atomic percent manganese in the iron sublattice; a solid solution of cobalt and chromium monosilicides containing 32 ± 3 atomic percent of chromium in the cobalt sublattice; a solid solution of cobalt and manganese monosilicides containing 54 ± 3 atomic percent manganese in the cobalt sublattice.
Известно, что процесс работы полупроводниковых приборов сопровождается локальным выделением тепла и перепадами температур внутри тонких пленок и слоев, которые приводят к возникновению локальных напряжений. Если параметры кристаллических решеток подогнаны при комнатной температуре, то различие коэффициентов расширения подложки и пленки с повышением температуры приводит к заметному отличию периодов их кристаллических решеток при рабочей температуре, что вместе с локальной концентрацией напряжений приводит к генерации дислокации на границе гетероперехода, а это в свою очередь к быстрому старению приборов. It is known that the operation of semiconductor devices is accompanied by local heat generation and temperature differences inside thin films and layers, which lead to the appearance of local stresses. If the parameters of the crystal lattices are adjusted at room temperature, the difference in the expansion coefficients of the substrate and the film with increasing temperature leads to a noticeable difference in the periods of their crystal lattices at the operating temperature, which together with the local stress concentration leads to the generation of a dislocation at the heterojunction boundary, and this, in turn, to the rapid aging of appliances.
Вследствие этого принято подгонять периоды кристаллических решеток подложек и эпитаксиальных слоев не при комнатной температуре, а при рабочей, которая разная для разных приборов, и по этой причине возникает известная неопределенность при задании параметров кристаллической решетки подложки при комнатной температуре. As a result of this, it is customary to adjust the periods of the crystal lattices of the substrates and epitaxial layers not at room temperature, but at the working one, which is different for different devices, and for this reason a certain uncertainty arises when setting the parameters of the crystal lattice of the substrate at room temperature.
Именно для учета этого в величину состава всех твердых растворов введен допуск в шесть атомных процентов. To account for this, a tolerance of six atomic percent is introduced into the composition of all solid solutions.
Особенностью этих моносилицидов является то, что их монокристаллы растут при умерено высоких температурах /в районе 1450oС/, что соответствует температуре выращивания монокристаллов кремния и, как оказалось позже, выращиваются приблизительно в тех же условиях, что и монокристаллы кремния, и, что очень важно, в той же промышленной аппаратуре. Поэтому можно было ожидать возможность вырастить монокристаллы этих моносилицидов для подложек, используемых при эпитаксии пленок нитридов галлия, с той же степенью совершенства (конечно, при соблюдении определенных условий), что и монокристаллы кремния. Моносилициды металлов d-группы кристаллизуются в структурном типе Р 2l 3 с периодами кристаллических решеток: a(FeSi)=0,4489 нм, a(MnSi)=0,4548 нм, а(СоSi)= 0,4438 нм. Несоответствие кристаллических решеток подложек из моносилицида железа и эпитаксиального слоя нитрида галлия в плоскости (111) моносилицида железа составляет всего 0,178%. Для подложки моносилицида марганца и пленки нитрида галлия это несоответствие составляет 1,13%. Для такой же ориентации моносилицида кобальта и нитрида галлия - 1,32%. Факторами, благоприятствующими выращиванию монокристаллов этих силицидов оказались низкая величина упругости паров компонентов и малая разница в их величинах /2/, достаточно высокая электропроводность их компонентов, позволяющая предварительно синтезировать в индукционной печи однородный поликристаллический материал для последующего вытягивания из него монокристалла методом Чохральского.A feature of these monosilicides is that their single crystals grow at moderately high temperatures (in the region of 1450 ° C), which corresponds to the temperature of growing silicon single crystals and, as it turned out, are grown under approximately the same conditions as silicon single crystals, and, very important in the same industrial equipment. Therefore, one could expect the opportunity to grow single crystals of these monosilicides for substrates used in the epitaxy of gallium nitride films with the same degree of perfection (of course, subject to certain conditions) as silicon single crystals. Metal monosilicides of the d-group crystallize in the structural type Р 2 l 3 with periods of crystal lattices: a (FeSi) = 0.4489 nm, a (MnSi) = 0.4548 nm, and (CoSi) = 0.4438 nm. The mismatch of the crystal lattices of the substrates of iron monosilicide and the epitaxial layer of gallium nitride in the (111) plane of iron monosilicide is only 0.178%. For the manganese monosilicide substrate and the gallium nitride film, this mismatch is 1.13%. For the same orientation, cobalt monosilicide and gallium nitride - 1.32%. The factors favoring the growth of single crystals of these silicides were the low vapor pressure of the components and the small difference in their values / 2 /, the sufficiently high electrical conductivity of their components, which made it possible to preliminarily synthesize a homogeneous polycrystalline material for subsequent extraction of the single crystal from it by the Czochralski method.
Изобретение иллюстрируется приведенными ниже примерами конкретного выращивания монокристаллов моносилицидов и гетероструктур моносилицид железа (подложка) - нитрид галлия (эпитаксиальный слой)
Пример 1. Из слитка железа чистотой 99.9 нарубались кусочки весом 2-3 г, протравливались в азотной кислоте, промывались трижды в деионизованной воде, высушивались в сушильном шкафу, набиралась навеска весом в 332,691 г, к этой навеске добавлялся дробленый кремний весом в 167,310 г, смесь перемешивалась и загружалась в алундовый тигель емкостью в 150 см3 и помещалась в вакуумную камеру индукционной печи. Камера откачивалась до 1,10-5 мм рт.ст. Нагрев навески производился постепенным повышением мощности вплоть до начала взаимодействия металла с кремнием, после чего мощность нагрева смеси существенно сбрасывалась: реакция образования силицидов этих металлов экзотермична и идет с большим выделением тепла. После окончания взаимодействия и остывания слитка на его поверхность наносился тонкий слой буры и слиток нагревался в вакууме до 1000oС, выдерживался 5-10 мин, остужался, затем доставался из тигля и травился в плавиковой кислоте. В результате последней процедуры образовавшаяся на поверхности слитка тонкая корочка смеси окислов металлов и кремния при взаимодействии с бурой образует легкоплавкое стекло, удаляемое при травлении в плавиковой кислоте.The invention is illustrated by the following examples of specific growth of single crystals of monosilicides and heterostructures of iron monosilicide (substrate) - gallium nitride (epitaxial layer)
Example 1. From an iron ingot with a purity of 99.9, pieces weighing 2-3 g were chopped, pickled in nitric acid, washed three times in deionized water, dried in an oven, a weight of 332.691 g was collected, crushed silicon weighing 167.310 g was added to this sample, the mixture was mixed and loaded into an alundum crucible with a capacity of 150 cm 3 and placed in a vacuum chamber of an induction furnace. The camera was pumped out to 1.10-5 mm Hg. The heating of the sample was carried out by a gradual increase in power until the beginning of the interaction of the metal with silicon, after which the heating power of the mixture was significantly reset: the reaction of the formation of silicides of these metals is exothermic and proceeds with a large heat release. After the interaction and cooling of the ingot, a thin layer of borax was deposited on its surface and the ingot was heated in vacuum to 1000 ° C, held for 5-10 minutes, cooled, then removed from the crucible and etched in hydrofluoric acid. As a result of the latter procedure, a thin crust of a mixture of metal oxides and silicon formed on the surface of the ingot, when interacting with a brown, forms fusible glass, which is removed by etching in hydrofluoric acid.
Пример 2. По той же технологии практически с малой разницей в весах (338,6 г кобальта и 167,3 г кремния) проводился синтез моносилицида кобальта и твердых растворов на основе моносилицидов железа и кобальта. Example 2. According to the same technology, with practically a small difference in weights (338.6 g of cobalt and 167.3 g of silicon), cobalt monosilicide and solid solutions based on iron and cobalt monosilicides were synthesized.
Пример 3. Взвешивалось 313,5 г железа, 18,6 г хрома и 167,8 г кремния для приготовления навески для сплава твердого раствора моносилицидов железа и хрома. Example 3. Weighed 313.5 g of iron, 18.6 g of chromium and 167.8 g of silicon to prepare a sample for the alloy of a solid solution of monosilicides of iron and chromium.
Пример 4. Взвешивалось 290 г, железа, 42,6 г марганца и 167,6 г кремния для загрузки тигля при приготовлении расплава для твердого раствора на основе моносилицида железа и марганца. Example 4. 290 g of iron, 42.6 g of manganese and 167.6 g of silicon were weighed to load the crucible when preparing the melt for a solid solution based on iron and manganese monosilicide.
Пример 5. Взвешивалось 236,3 г кобальта, 98,1 г хрома и 165,6 г кремния для приготовления навески расплава для выращивания твердого раствора силицида кобальта и хрома. Example 5. Weighed 236.3 g of cobalt, 98.1 g of chromium and 165.6 g of silicon for the preparation of a sample of the melt for growing a solid solution of cobalt and chromium silicide.
Пример 6. Взвешивалось 177,7 г марганца, 158,3 г кобальта и 164 г кремния для приготовления навески расплава для твердого раствора силицида марганца и кобальта. Example 6. Weighed 177.7 g of manganese, 158.3 g of cobalt and 164 g of silicon to prepare a sample of the melt for a solid solution of manganese silicide and cobalt.
Выращивание монокристаллов моносилицида железа (FeSi) и моносилицида кобальта (CoSi) и твердых растворов на их основе производилось методом Чохральского в стандартной установке для выращивания монокристаллов кремния. Вытягивание первого монокристалла моносилицида железа из расплава производилось при температуре расплава ~ 1420oС, моносилицида кобальта при температуре 1460oС в первом случае на охлаждаемую затравку, вырезанную из монокристалла молибдена диаметром 1,2 мм, ориентированную в направлении /111/ со скоростью вытягивания 3 мм/ч. Первые выращенные образцы представляли собой столбчатый кристалл с осью С, параллельной оси вытягивания. Из него были отобраны монокристаллы с линейными размерами 3•3•25 мм3, которые были использованы для выращивания последующих, более качественных, монокристаллов моносилицидов железа и кобальта и твердых растворов на их основе. Стандартно в дальнейшем монокристаллы моносилицидов железа и кобальта выращивались из алундового тигля объемом ~ 50 см3 и имели следующие размеры: диаметр - 15 мм, длину до 100-120 мм с осью С параллельно направлению роста.Single crystals of iron monosilicide (FeSi) and cobalt monosilicide (CoSi) and solid solutions based on them were grown by the Czochralski method in a standard setup for growing silicon single crystals. The first single crystal of iron monosilicide was pulled out of the melt at a melt temperature of ~ 1420 ° C, cobalt monosilicide at a temperature of 1460 ° C in the first case on a cooled seed cut from a molybdenum single crystal with a diameter of 1.2 mm, oriented in the direction / 111 / with a pulling speed of 3 mm / h The first grown samples were a columnar crystal with an axis C parallel to the axis of extension. Single crystals with linear sizes of 3 • 3 • 25 mm 3 were selected from it, which were used to grow subsequent, higher quality, single crystals of iron and cobalt monosilicides and solid solutions based on them. Standardly in the future, single crystals of iron and cobalt monosilicides were grown from alundum crucible with a volume of ~ 50 cm 3 and had the following dimensions: diameter - 15 mm, length up to 100-120 mm with axis C parallel to the growth direction.
Выращенные монокристаллы металлографически и рентгенографически проверялись на осевую и радиальную неоднородность - включение в них избыточных компонентов - кремния и железа, и их кристаллическое совершенство. Определялась оптимальная скорость роста монокристаллов. При превышении скорости роста свыше 10-12 мм/ч вырастали столбчатые кристаллы. Проверялась плотность дислокации в выращенных монокристаллах. Оказалось, что их плотность в среднем находилась в пределах 2-5•103/см2.The grown single crystals were metallographically and radiographically checked for axial and radial heterogeneity — the inclusion of excess components — silicon and iron — in them and their crystalline perfection. The optimal growth rate of single crystals was determined. When the growth rate was exceeded over 10-12 mm / h, columnar crystals grew. The dislocation density in the grown single crystals was checked. It turned out that their density on average was in the range of 2-5 • 10 3 / cm 2 .
Из таких монокристаллов вырезались пластины, нормаль к поверхности которых параллельна оси третьего порядка кристалла. Толщина пластин составляла ~ 1 мм. Пластины шлифовались по стандартной технологии для кремния, полировались механически и химически (в смеси HF+HNO3).Plates were cut out of such single crystals, the normal to the surface of which is parallel to the axis of the third order of the crystal. The plate thickness was ~ 1 mm. The wafers were ground according to standard technology for silicon, polished mechanically and chemically (in a mixture of HF + HNO 3 ).
Эпитаксиальные слои нитрида галлия выращивались методом узкого зазора [4, 5] в горизонтальной лабораторной установке с использованием в качестве исходных материалов чистого галлия (99,99) и сжатого баллонного аммиака (расход 5-30 л/ч). Epitaxial layers of gallium nitride were grown by the narrow gap method [4, 5] in a horizontal laboratory setup using pure gallium (99.99) and compressed balloon ammonia (flow rate 5-30 l / h) as starting materials.
Температура зоны роста варьировалась в пределах 1000-1250oС. Давление газа в реакторе - атмосферное. Скорость роста слоев нитридов галлия и алюминия менялась в пределах 0,05-0,5 мм/ч. Кристаллическая структура выращенных слоев контролировалась электронографически и рентгендифрактометрически.The temperature of the growth zone ranged from 1000-1250 o C. The gas pressure in the reactor is atmospheric. The growth rate of the layers of gallium and aluminum nitrides varied in the range of 0.05-0.5 mm / h. The crystal structure of the grown layers was monitored electronically and X-ray diffractometrically.
Установлена взаимная кристаллографическая ориентация подложек из моносилицидов металлов 4-периода и твердых растворов на их основе и выращенных на них эпитаксиальных слоев нитрида галлия
Плотность дислокации в выращенных пленках составляет 103-104/см2 и в существенной мере определяется плотностью дислокации в подложке, что дает основание расчитывать на их существенное уменьшение с улучшением всей технологической цепи: технологии роста монокристаллов, повышением чистоты исходных компонентов, улучшением качества обработки поверхности подложек, оптимизацией условий роста эпитаксиальных пленок нитридов галлия, повышением общего уровня работы.Mutual crystallographic orientation of substrates of 4-period metal monosilicides and solid solutions based on them and epitaxial layers of gallium nitride grown on them has been established
The dislocation density in the grown films is 10 3 -10 4 / cm 2 and is largely determined by the dislocation density in the substrate, which gives reason to expect their significant decrease with improvement of the entire process chain: single crystal growth technology, increasing the purity of the starting components, improving the quality of processing surfaces of substrates, optimization of growth conditions of epitaxial films of gallium nitrides, increase in the overall level of work.
Литература
1. N.M.Johnson et al. Physics today, v.53. 10. (2000) p.31.Literature
1. NMJohnson et al. Physics today, v. 53. 10. (2000) p.31.
2. Г.В.Самсонов. Силициды. 1979, М.: Металлургия. 1979, с.272
3. Yu.A. Vodakov et al. Jour. Crys. Growth, v.183 (1998), nos 1/2, p.10.2. G.V.Samsonov. Silicides. 1979, M .: Metallurgy. 1979, p. 272
3. Yu.A. Vodakov et al. Jour. Crys. Growth, v. 183 (1998), nos 1/2, p. 10.
4. Q.K.Yang et аl. Crys. Growth, v.192 (1988), p.28. 4. Q.K. Yang et al. Crys. Growth, v. 192 (1988), p. 28.
5. А.Милнс, Д.Фойхт. Гетеропереходы и переходы металл-полупроводник М.: Мир. 1975, стр.282. 5. A. Milns, D. Feucht. Heterojunctions and metal-semiconductor transitions M .: Mir. 1975, p. 282.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2001115887A RU2209861C2 (en) | 2001-06-15 | 2001-06-15 | Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2001115887A RU2209861C2 (en) | 2001-06-15 | 2001-06-15 | Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2001115887A RU2001115887A (en) | 2003-06-10 |
| RU2209861C2 true RU2209861C2 (en) | 2003-08-10 |
Family
ID=29245545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2001115887A RU2209861C2 (en) | 2001-06-15 | 2001-06-15 | Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2209861C2 (en) |
-
2001
- 2001-06-15 RU RU2001115887A patent/RU2209861C2/en not_active IP Right Cessation
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| VODAKOV Ju. A. et al. High rate Gan epitaxial growth by sublimation sandwich method. Journal of Crystal Growth. V. 183, 1998, р.10-14. Yang Q.K. et al. Growth and mosaic model of GaN growth directly on 6H-SiC (0001) by direct current plasma assisted molecular beam epitaxy. Journal of Crystal Growth. V.192, 1988, p.28. * |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5706823B2 (en) | SiC single crystal wafer and manufacturing method thereof | |
| Porowski et al. | Thermodynamical properties of III–V nitrides and crystal growth of GaN at high N2 pressure | |
| US6576054B1 (en) | Method for fabricating bulk AlGaN single crystals | |
| JP4647525B2 (en) | Method for producing group III nitride crystal | |
| US7097707B2 (en) | GaN boule grown from liquid melt using GaN seed wafers | |
| US8372199B2 (en) | Bulk GaN and AlGaN single crystals | |
| JP5068423B2 (en) | Silicon carbide single crystal ingot, silicon carbide single crystal wafer, and manufacturing method thereof | |
| JP4603386B2 (en) | Method for producing silicon carbide single crystal | |
| Syväjärvi et al. | Liquid phase epitaxial growth of SiC | |
| JP2009091222A (en) | PRODUCTION METHOD FOR SiC SINGLE CRYSTAL, SiC SINGLE CRYSTAL WAFER AND SiC SEMICONDUCTOR DEVICE | |
| JP2007230823A (en) | Method for manufacturing silicon carbide single crystal ingot, and silicon carbide single crystal ingot | |
| WO2003006720A1 (en) | Method for achieving low defect density gan single crystal boules | |
| CN107190323A (en) | A kind of method for growing low defect single-crystal silicon carbide | |
| Bockowski | Growth and doping of GaN and AlN single crystals under high nitrogen pressure | |
| WO2003006719A1 (en) | METHOD FOR ACHIEVING LOW DEFECT DENSITY AIGaN SINGLE CRYSTAL BOULES | |
| US8008173B2 (en) | III nitride single crystal and method of manufacturing semiconductor device incorporating the III nitride single crystal | |
| WO1997013891A1 (en) | METHOD OF MANUFACTURING EPITAXIAL LAYERS OF GaN OR Ga(A1,In)N ON SINGLE CRYSTAL GaN AND MIXED Ga(A1,In)N SUBSTRATES | |
| EP2784191A1 (en) | Low carbon group-III nitride crystals | |
| RU2209861C2 (en) | Substrate for growing epitaxial film and layers of gallium nitride | |
| Seki et al. | Solution growth of ZnTe single crystals by the vertical Bridgman method using a hetero-seeding technique | |
| Porowski | High pressure crystallization of III-V nitrides | |
| CN112744816B (en) | Preparation method of silicon carbide powder for silicon carbide single crystal growth | |
| EP1498518A1 (en) | Silicon carbide single crystal and method for preparation thereof | |
| JP5428706B2 (en) | Method for producing SiC single crystal | |
| JP2000086398A (en) | P type gaas single crystal and its production |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20100616 |