RU2653118C1 - Шаблон для эпитаксиального выращивания, способ его получения и нитридное полупроводниковое устройство - Google Patents

Шаблон для эпитаксиального выращивания, способ его получения и нитридное полупроводниковое устройство Download PDF

Info

Publication number
RU2653118C1
RU2653118C1 RU2015144456A RU2015144456A RU2653118C1 RU 2653118 C1 RU2653118 C1 RU 2653118C1 RU 2015144456 A RU2015144456 A RU 2015144456A RU 2015144456 A RU2015144456 A RU 2015144456A RU 2653118 C1 RU2653118 C1 RU 2653118C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
concentration
aln layer
sapphire substrate
aln
interface
Prior art date
Application number
RU2015144456A
Other languages
English (en)
Inventor
Сирил ПЕРНО
Акира ХИРАНО
Original Assignee
Соко Кагаку Ко., Лтд.
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 Соко Кагаку Ко., Лтд. filed Critical Соко Кагаку Ко., Лтд.
Application granted granted Critical
Publication of RU2653118C1 publication Critical patent/RU2653118C1/ru

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
    • 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
    • C30B25/183—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being provided with a buffer layer, e.g. a lattice matching layer
    • 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
    • C30B29/38—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
    • 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
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • 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
    • C30B31/00—Diffusion or doping processes for single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure; Apparatus therefor
    • C30B31/06—Diffusion or doping processes for single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure; Apparatus therefor by contacting with diffusion material in the gaseous state
    • C30B31/08—Diffusion or doping processes for single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure; Apparatus therefor by contacting with diffusion material in the gaseous state the diffusion materials being a compound of the elements to be diffused
    • 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
    • H01L21/02614—Transformation of metal, e.g. oxidation, nitridation
    • 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
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02658—Pretreatments
    • 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
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic System or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • 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
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic System or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H01L21/203—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy using physical deposition, e.g. vacuum deposition, sputtering
    • 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
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic System or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H01L21/205—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy using reduction or decomposition of a gaseous compound yielding a solid condensate, i.e. chemical deposition
    • 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
    • H01L33/005—Processes
    • H01L33/0062—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds
    • H01L33/0066—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound
    • H01L33/007—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound comprising nitride compounds
    • 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
    • H01L33/04—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 quantum effect structure or superlattice, e.g. tunnel junction
    • H01L33/06—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 quantum effect structure or superlattice, e.g. tunnel junction within the light emitting region, e.g. quantum confinement structure or tunnel barrier
    • 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
    • H01L33/12—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 stress relaxation structure, e.g. buffer layer
    • 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
    • H01L33/14—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 carrier transport control structure, e.g. highly-doped semiconductor layer or current-blocking structure
    • H01L33/145—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 carrier transport control structure, e.g. highly-doped semiconductor layer or current-blocking structure with a current-blocking structure
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/02—Structural details or components not essential to laser action
    • H01S5/0206—Substrates, e.g. growth, shape, material, removal or bonding
    • H01S5/0213—Sapphire, quartz or diamond based substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/32—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures
    • H01S5/323—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/32308—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser emitting light at a wavelength less than 900 nm
    • H01S5/32341—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser emitting light at a wavelength less than 900 nm blue laser based on GaN or GaP
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S2301/00—Functional characteristics
    • H01S2301/17—Semiconductor lasers comprising special layers
    • H01S2301/173—The laser chip comprising special buffer layers, e.g. dislocation prevention or reduction
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S2304/00—Special growth methods for semiconductor lasers
    • H01S2304/04—MOCVD or MOVPE

Abstract

Настоящее изобретение предусматривает способ получения шаблона для эпитаксиального выращивания. Способ содержит стадию поверхностной обработки, включающий диспергирование Ga-атомов на поверхности сапфировой подложки, и стадию эпитаксиального выращивания AlN-слоя на сапфировой подложке, где при распределении концентрации Ga в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая зону вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученной вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где Ga - концентрация имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением, на 400 нм отстоящим от границы раздела к стороне AlN-слоя, и максимальное значение Ga-концентрации составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее. Изобретение обеспечивает получение шаблона без трещин и дислокаций для упрощения эпитаксиального выращивания. 3 н. и 4 з.п. ф-лы, 7 ил.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к шаблону для эпитаксиального выращивания в виде нижележащий подложки, где эпитаксиально наращивается полупроводниковый слой соединения ряда GaN (общей формулы: AlxGayIn1-x-yN), и к способу их получения, а также относится к нитридному полупроводниковому устройству ряда GaN.
Предпосылки создания изобретения
Нитридные полупроводниковые устройства ряда GaN, такие как светоизлучающие диоды и полупроводниковые лазеры традиционно получают наращиванием многослойного полупроводникового слоя соединения ряда GaN на шаблон для эпитаксиального выращивания (например, см. непатентный документ 1). На Фиг. 7 показана типичная кристаллическая слоистая структура традиционного светоизлучающего диода ряда GaN. Светоизлучающий диод, показанный на Фиг. 7, имеет слоистую структуру. В структуре, после того как нижележащий слой 102 из AlN формируется на сапфировой подложке 101, и затем циклический рисунок канавки формируется на нем фотолитографией и реакционным ионным травлением, образуется слой 103 из ELO-AlN, плюс оболочечный слой 104 n-типа, представляющий собой слой n-типа AlGaN, имеющий толщину 2 мкм, активный слой 105 из AlGaN/GaN многоквантового источника, электронозапирающий слой 106 р-типа из AlGaN, имеющий более высокое Al композиционное отношение, чем активный слой 105 из AlGaN/GaN многоквантового источника, и имеющий толщину 20 нм, оболочечный слой 107 р-типа из AlGaN р-типа, имеющий толщину 50 нм, и контактный слой 108 из GaN р-типа, имеющий толщину 20 нм, последовательно наслаиваются на слой ELO-AlN 103. Активный слой 105 многоквантового источника имеет многослойную структуру, содержащую пять наслоенных слоев, включая слой из источника GaN толщиной 2 нм, который расположен между барьерными AlGaN-слоями толщиной 8 нм. После выращивания кристалла для того, чтобы обнажить часть поверхности оболочечного слоя 104 n-типа, активный слой 105 многоквантового источника, электронозапирающий слой 106, оболочечный слой 107 р-типа и контактный слой 108 на нем вытравливаются. Р-электрод 109 из Ni/Au формируется, например, на поверхности контактного слоя 108, и n-электрод 110 из Ti/Al/Ti/Au формируется, например, на поверхности наружного оболочечного слоя 104 n-типа. При получении слоя из GaN-источника в слое из AlGaN-источника и изменении Al композиционного соотношения или толщины слоя из AlGaN-источника длина волны излучения укорачивается, или при введении In в слой длина волны излучения удлиняется, таким образом, обеспечивая светоизлучающий диод в ультрафиолетовой области излучения, имеющей длину волны примерно 200-400 нм. Полупроводниковые лазеры могут быть получены аналогично. В кристаллической слоистой структуре, показанной на Фиг. 7, шаблон для эпитаксиального выращивания формируется из сапфировой подложки 101, нижележащего AlN-слоя 102 и ELO-AlN-слоя 103.
Качество кристалла поверхности шаблона прямо влияет на качество кристалла полупроводникового слоя соединения ряда GaN, сформированного на нем, обеспечивая значительное воздействие на характеристики светоизлучающего устройства или подобного, которое образуется в результате. При обеспечении светоизлучающего устройства или полупроводникового лазера в ультрафиолетовой области излучения особенно желательно использовать шаблон, имеющий сниженную плотность дислокации прорастания 107/см2 или менее или, предпочтительно, примерно 106/см2. Когда ELO-AlN-слой 103 эпитаксиально выращивается способом эпитаксиального латерального наращивания (ELO) на нижележащем AlN-слое 102, имеющем циклический рисунок канавки, как показано на Фиг. 7, AlN-слой, выращенный из плоских поверхностей выступов между канавками, наращивается латерально, так что перекрывает верхи канавок, и в то же самое время рост плотности дислокации прорастания из плоских поверхностей концентрируется выше канавок благодаря латеральному наращиванию, так что плотность дислокации прорастания снижается значительно.
Однако, для шаблона, содержащего сапфировую подложку, нижележащий AlN-слой и ELO-AlN-слой, как показано на Фиг. 7, необходимо удалять образец (подложку) сразу из реакционной камеры для эпитаксиального выращивания после того, как выращен нижележащий AlN-слой, и с формированием рисунка циклической канавки на поверхности нижележащего AlN-слоя фотолитографией и реакционным ионным травлением. Таким образом, нижележащий AlN-слой и ELO-AlN-слой не могут выращиваться непрерывно, и способ получения становится сложным, и производительность снижается, поэтому увеличиваются затраты на получение.
С другой стороны, для того, чтобы предотвратить усложнение способа получения и снижение производительности путем исключения травления между операциями выращивания кристаллов, предлагаются способы обеспечения шаблона для эпитаксиального выращивания, в которых рисунок циклической канавки непосредственно формируется на поверхности сапфировой подложки фотолитографией и реакционным ионным травлением или подобным, и ELO-AlN-слой формируется непосредственно на сапфировой подложке (например, смотри патентный документ 1 и непатентные документы 2 и 3). Для того, чтобы вырастить ELO-AlN-слой на поверхности подложки, имеющей канавки, предпочтительно формировать более глубокие канавки на поверхности сапфировой подложки, так как AlN-слой, выращенный от дна канавок, должен быть отделен от AlN-слоя, выращенного латеральным наращиванием от плоских поверхностей выступов между канавками. Однако, сапфировая подложка имеет низкую скорость травления и является трудной для обработки, так что ELO-AlN-слой, имеющий низкую плотность дислокации прорастания, необходимо выращивать на подложке с неглубокими канавками.
Когда AlN-слой выращивается на сапфировой подложке без использования способа латерального наращивания, проблемы, решаемые при использовании способа латерального наращивания, становятся очевидными. Таким образом, очень трудно получить шаблон, не имеющий трещин, имеющий сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности.
В качестве способа получения шаблона, не имеющего трещин, имеющего сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности при выращивании AlN-слоя на сапфировой подложке без использования способа латерального наращивания, например, предлагается способ формирования многослойной структуры чередующимся ламинированием пульсирующего потока AlN-слоя при непрерывной подаче ТМА (триметилалюминия) в качестве материала Al и прерывистой подаче NH3 (аммиака) в качестве материала N и непрерывном выращивании AlN-слоя при непрерывной подаче TMAl и NH3 (смотри непатентный документ 4).
Документы уровня техники
Патентные документы
Патентный документ 1: Японский патент № 3455512
Непатентные документы
Непатентный документ 1: Kentaro Nagamatsu et al., “High-efficiency AlGaN-based UV light-emitting diode on laterally overgrown AlN”, Journal of Crystal Growth, 310, pp. 2326-2329, 2008
Непатентный документ 2: K. Nakano et al., “Epitaxial lateral overgrowth of AlN layers on patterned sapphire substrates”, phys. stat. sol. (a) 203, # 7, pp. 1632-1635, 2006
Непатентный документ 3: J. Mei et al., “Dislocation generation at the coalescence of aluminium nitride lateral epitaxy on shallow-grooved sapphire substrates”, Applied Physics Letters 90, 221909, 2007
Непатентный документ 4: H. Hirayama et al., “222-282 nm AlGaN and InAlGaN-based deep-UV LEDs fabricated on high-quality AlN on sapphire”, Phys. Status Solidi A 206, # 5, 1176-1182 (2009)
Сущность изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
Как описано выше, в шаблоне, формованном наращиванием AlN-слоя на сапфировой подложке способом латерального наращивания, требуется формовать рисунок канавки травлением на нижележащем слое, таком как сапфировая подложка или ELO-AlN-слой. Независимо от объекта, на котором формуется рисунок канавки, имеется проблема, касающаяся формования рисунка канавки.
В способе, рассмотренном в непатентном документе 4, можно получить шаблон, не имеющий трещин, имеющий сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности при выращивании AlN-слоя на сапфировой подложке без использования способа латерального наращивания. Однако, необходимо формировать многослойную структуру выращиванием при регулировании способа подачи NH3, слоя зародышеобразования AlN и слоя заглубления AlN для облегчения латерального наращивания с заглублением небольшого выступания слоя зародышеобразования AlN, выращивания AlN-слоя с высокой скоростью при непрерывной подаче материала и с повторным ламинированием трех слоев. Это делает регулирование в процессе выращивания AlN-слоя усложненным.
Настоящее изобретение выполнено с учетом указанных проблем, и его целью является создание способа получения шаблона для эпитаксиального выращивания, имеющего структуру, содержащую сапфировую подложку и AlN-слой, выращенный на сапфировой подложке таким образом, что AlN-слой легко выращивается без использования способа латерального наращивания или усложненного регулирования выращивания и с получением шаблона, не имеющего трещин, имеющего сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности.
Средство решения проблем
Авторами настоящего изобретения проведено интенсивное исследование и установлено следующее: до или во время начала выращивания AlN-слоя небольшое количество Ga-атомов диспергируется на поверхности сапфировой подложки, и Ga-концентрация в области вблизи поверхности раздела между подложкой и AlN-слоем находится в определенном интервале, так что можно получить шаблон, не имеющий трещин, имеющий сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности, при выращивании AlN-слоя без использования способа латерального наращивания или усложненного способа подачи материала и с осуществлением настоящего изобретения.
Для достижения вышеуказанной цели настоящее изобретение предусматривает способ получения шаблона, имеющего AlN-слой на поверхности сапфировой подложки и используемого в качестве нижележащего слоя для эпитаксиального выращивания полупроводникового слоя соединения ряда GaN, способ содержит:
стадию поверхностной обработки, включающую диспергирование Ga-атомов на поверхности сапфировой подложки; и стадию выращивания AlN, включающую эпитаксиальное выращивание AlN-слоя на сапфировой подложке,
в котором при распределении концентрации Ga в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая область вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученную вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значение, находится вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением на 400 нм от границы раздела стороны AlN-слоя, и максимальное значение концентрации Ga составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее.
Кроме того, согласно предпочтительному аспекту способа получения шаблона, имеющего вышеуказанные характеристики, на стадии поверхностной обработки соединение в качестве материала Ga подается в камеру выращивания для осуществления стадии выращивания AlN.
Кроме того, согласно предпочтительному аспекту способа получения шаблона, имеющего вышеуказанные характеристики, стадия выращивания AlN начинается в любой из следующих моментов: после осуществления стадии поверхностной обработки, одновременно с началом стадии поверхностной обработки или в середине стадии поверхностной обработки.
Согласно предпочтительному аспекту способа получения шаблона, имеющего вышеуказанные характеристики, первичными ионными частицами, используемыми во вторичной ионно-массовой спектрометрии, является O2 +.
Кроме того, для достижения вышеуказанной цели настоящее изобретение предусматривает шаблон для эпитаксиального выращивания, содержащий: сапфировую подложку, имеющую Ga-атомы, диспергированные на ее поверхности, и AlN-слой, эпитаксиально выращенный на сапфировой подложке,
в котором в распределении концентрации Ga в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая область вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученную вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значении, находится вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением на 400 нм от границы раздела стороны AlN-слоя, и максимальное значение концентрации Ga составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее.
Кроме того, согласно предпочтительному аспекту шаблона для эпитаксиального выращивания, имеющего вышеуказанные характеристики, первичными ионными частицами, используемыми во вторичной ионно-массовой спектрометрии, является О2 +.
Кроме того, настоящее изобретение предусматривает нитридное полупроводниковое устройство, которое содержит: шаблон для эпитаксиального выращивания, имеющий вышеуказанные характеристики; и AlN-слой, эпитаксиально выращенный на шаблоне.
Эффект изобретения
Согласно шаблону для эпитаксиального выращивания, имеющему вышеуказанные характеристики, и способу его получения шаблон, не имеющий трещин, имеющий сниженную плотность дислокации прорастания и хорошую морфологию кристаллической поверхности, легко получается как нижележащий слой для эпитаксиального выращивания полупроводникового слоя соединения ряда GaN без использования способа латерального наращивания или усложненного способа подачи материала.
Причина вышеуказанного эффекта не ясна, но предположительно является такой, как описано ниже. До того как несогласованность решетки между сапфировой подложкой и AlN вызывает концентрацию локальных напряжений на поверхности сапфировой подложки, и появляются трещины, небольшое и подходящее количество Ga-атомов, диспергированных на поверхности сапфировой подложки, служит как центр для распределения напряжений. В результате появление трещин подавляется.
В результате полупроводниковый слой соединения ряда GaN, имеющий высокое качество кристаллов стабильно создается как слой, сформированный на шаблоне для эпитаксиального выращивания, имеющем вышеуказанные характеристики, без увеличения затрат на получение, и, таким образом, полупроводниковое устройство, имеющее полупроводниковый слой соединения ряда GaN, будет иметь превосходные свойства.
Краткое описание чертежей
На Фиг. 1А-1С представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 1 способа получения шаблона для эпитаксиального выращивания согласно настоящему изобретению.
На Фиг. 2А-2D представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 2 способа получения шаблона для эпитаксиального выращивания согласно настоящему изобретению.
На Фиг. 3А-3С представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 3 способа получения шаблона для эпитаксиального выращивания согласно настоящему изобретению.
На Фиг. 4 представлена таблица, показывающая множество результатов измерений морфологии поверхности образцов шаблонов, которые получены способами получения шаблона для эпитаксиального выращивания согласно настоящему изобретению и аналогичными способами получения.
На Фиг. 5 представлена диаграмма, показывающая распределение концентрации Ga образцов № 15 и № 17 среди образцов, показанных на Фиг. 4.
На Фиг. 6 представлена диаграмма, показывающая распределение концентрации Ga образцов №№ 32-34 и № 39 среди образцов, показанных на Фиг. 4.
На Фиг. 7 представлена диаграмма поперечного сечения, схематически показывающая типичную структуру кристаллического слоя традиционного светоизлучающего диода ряда GaN.
Подробное описание вариантов осуществления изобретения
Далее описываются варианты осуществления способа получения шаблона для эпитаксиального выращивания (далее иногда называемого как «настоящий способ получения») согласно настоящему изобретению, и шаблон для эпитаксиального выращивания, введенный в нитридное полупроводниковое устройство (далее иногда называемый как «настоящий шаблон») согласно настоящему изобретению со ссылкой на чертежи.
На Фиг. 1А-1С представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 1 настоящего способа получения (далее называемого «первым способом получения»), на Фиг. 2А-2D представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 2 настоящего способа получения (далее называемого «вторым способом получения»), и на Фиг. 3А-3С представлены блок-схемы поперечного сечения, каждая схематически показывающая блок примера 3 настоящего способа получения (далее называемого «третьим способом получения»). На чертежах показаны поперечные сечения в процессе и после получения настоящего шаблона. На Фиг. 1-3 неотъемлемые части являются увеличенными с превышением масштаба для облегчения понимания описания, и пропорции частей на чертежах необязательно являются фактическими.
В любом из от первого до третьего способов получения сапфировую подложку 2 сначала получают и помещают в реакционную камеру (не показано) для эпитаксиального выращивания AlN-слоя 3 (см. Фиг. 1А, 2А и 3А). В данном варианте AlN-слой 3 является эпитаксиально выращенным хорошо известным способом эпитаксиального выращивания металлорганического соединения из паровой фазы (MOVPE).
В первом способе получения ТМГ (триметилгаллий) в качестве материала (предшественника) Ga для MOVPE тогда подается в реакционную камеру с заданной скоростью и в течение заданного времени, и Ga-атомы 4 диспергируются на поверхности сапфировой подложки 2 (стадия поверхностной обработки: см. Фиг. 1В). Далее AlN-слой 3 эпитаксиально выращивается на сапфировой подложке 2, на поверхность которой подаются Ga-атомы 4 хорошо известным MOVPE-способом (стадия выращивания AlN: см. Фиг. 1С). На стадии выращивания AlN первого способа получения подача ТМГ прекращается в течение периода обработки.
Во втором способе получения ТМГ (триметилгаллий) в качестве материала (предшественника) Ga для MOVPE тогда подается в реакционную камеру с заданной скоростью и в течение заданного времени, и Ga-атомы 4 диспергируются на поверхности сапфировой подложки 2 (стадия поверхностной обработки: смотри Фиг. 2В и 2С). Второй способ получения отличается от первого способа получения тем, что эпитаксиальное выращивание AlN-слоя 3 на сапфировой подложке 2, на чью поверхность подаются Ga-атомы 4, начинается в середине стадии поверхностной обработки хорошо известным MOVPE-способом (стадия выращивания AlN: см. Фиг. 2С и 2D). Поэтому во втором способе получения период перед завершением стадии поверхностной обработки перекрывается периодом после начала стадии выращивания AlN (см. Фиг. 2С). После завершения стадии поверхностной обработки подача ТМГ прекращается.
В третьем способе получения ТМГ (триметилгаллий) в качестве материала (предшественника) Ga для MOVPE тогда подается в реакционную камеру с заданной скоростью и в течение заданного времени, и Ga-атомы 4 диспергируются на поверхности сапфировой подложки 2 (стадия поверхностной обработки: смотри Фиг. 3В). Третий способ получения отличается от первого и второго способов получения тем, что AlN-слой 3 эпитаксиально выращивается на сапфировой подложке 2, на чью поверхность подаются Ga-атомы 4 хорошо известным MOVPE-способом одновременно с началом стадии поверхностной обработки (стадия выращивания AlN: см. Фиг. 3В и 3С). Поэтому в третьем способе получения весь период стадии поверхностной обработки перекрывается периодом после начала стадии выращивания AlN (см. Фиг. 3В). После завершения стадии поверхностной обработки подача ТМГ прекращается.
Как показано на Фиг. 1С, 2D и 3С, настоящий шаблон 1 содержит сапфировую (0001) подложку 2 и AlN-слой 3. Ga-атомы 4 диспергируются на поверхности сапфировой подложки 2. Часть Ga-атомов 4 диффундирует в некоторой степени от поверхности сапфировой подложки 2 во внутреннюю часть AlN-слоя 3. В соответствии с любым из первого-третьего способов получения в распределении концентрации в направлении глубины (направление, перпендикулярное к поверхности сапфировой подложки 2) концентрации Ga во внутренней области, исключая область вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности в AlN-слое 3, положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значение, находится в области вблизи к границе раздела, расположенной от границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3 к положению, на примерно 400 нм отстоящему от границы раздела к стороне AlN-слоя 3. Подача ТМГ (например, скорость потока и время) регулируется так, что максимальное значение концентрация Ga находится в предпочтительном интервале 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее. Максимальное значение концентрация Ga является таким низким, как концентрация примеси по отношению к AlN-слою 3. Это не является уровнем, где однородный AlGaN-слой ясно формируется вблизи границы раздела с сапфировой подложкой 2 в AlN-слое 3.
Таким образом, настоящим способом получения обеспечивается шаблон для эпитаксиального выращивания, имеющий тонкозернистую и плоскую поверхность и не имеющий трещин (настоящий шаблон 1).
Толщина AlN-слоя 3 составляет, например, от примерно 1 мкм до 10 мкм. Температура выращивания на стадии выращивания AlN устанавливается (например, 1230-1350°С) выше температуры кристаллизации AlN. Давление устанавливается при примерно 50 торр (6,5 кПа) или менее. В данном варианте ТМА (триметилалюминий) и NH3 (аммиак) в качестве материалов (предшественников) Al и N непрерывно подаются в интервале определенного соотношения потоков (NH3/ТМА). Поскольку оптимальное значение каждого из вышеуказанных установленных параметров варьируется в зависимости от устройства, такого как используемая реакционная камера, оно надлежащим образом регулируется в соответствии с используемым устройством.
Во втором и третьем способах получения параметры температуры и давления на стадии поверхностной обработки являются подобными указанным параметрам на стадии выращивания AlN. В первом и втором способах получения параметры температуры и давления перед стадией выращивания AlN могут быть подобными указанным параметрам на стадии выращивания AlN. Например, давление может быть установлено при примерно 100 торр (13 кПа), которое является выше, чем на стадии выращивания AlN.
Что касается образцов настоящих шаблонов 1, получаемых первым-третьим способами получения, и образцов, получаемых подобными способами получения, которые отличаются от первого-третьего способов получения только в плане условия подачи ТМГ на стадию поверхностной обработки (первый-третий способы получения), результаты оценки морфологии поверхности будут описаны ниже со ссылкой на чертежи. Образцы, получаемые первым-третьим способами получения, имеют хорошую морфологию поверхности. Они являются образцами хорошего качества, у которых максимальное значение концентрации Ga находится в предпочтительном интервале от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3. Образцы, получаемые подобными способами получения, являются плохими образцами, морфология поверхности которых является плохой благодаря наличию трещин, и у которых максимальное значение концентрации Ga находится вне предпочтительного интервала (менее 3×1017 атом/см3 или более 2×1020 атом/см3). Для удобства пояснения первый способ получения и первый подобный способ получения вместе называются как «первый способ», второй способ получения и второй подобный способ получения вместе называются как «второй способ», и третий способ получения и третий подобный способ получения вместе называются как «третий способ».
В данном варианте концентрация Ga в AlN-слое 3 определяется вторичной ионно-массовой спектрометрией. В этом отношении кислородный ион (О2)+ используется в качестве первичных ионных частиц. Обычно в ионно-массовой спектрометрии ион цезия (Cs+) или кислородный ион (О2)+ используются в качестве первичных ионных частиц. В данном варианте используется кислородный ион, который снижает фоновый уровень Ga в AlN. Когда первичными ионными частицами является ион цезия, фоновый уровень Ga в AlN составляет 2×1017-3×1017 атом/см3. Таким образом, невозможно точно определить концентрацию Ga около нижнего предела предпочтительного интервала максимального значения концентрации Ga или ниже нижнего предела. С другой стороны, когда первичными ионными частицами является кислородный ион, фоновый уровень Ga в AlN составляет менее 1×1017 атом/см3 (примерно (4-8) ×1016 атом/см3). Таким образом, можно точно определить концентрацию Ga около нижнего предела предпочтительного интервала максимального значения концентрации Ga или ниже нижнего предела.
Максимальное значение концентрации Ga в AlN-слое 3 рассчитывается, исключая область вблизи поверхности на глубину до 100 нм от поверхности AlN-слоя 3. Это обусловлено тем, что концентрация Ga в области вблизи поверхности, которая определяется вторичной ионно-массовой спектрометрией, не может быть точно определена благодаря влиянию таких веществ, как оксиды, адгезировавшие к поверхности AlN-слоя 3, и заряду поверхности.
В качестве эталона для определения вышеуказанной области вблизи границы раздела глубина (положение в направлении глубины) границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3 может быть определена от концентрации азота, определенной вторичной ионно-массовой спектрометрией, из-за больших изменений концентрации азота на границе раздела. Однако, ошибка (от примерно нескольких 10 нм до 100 нм) может иметь место в глубине границы раздела благодаря матричному эффекту. Таким образом, в данном варианте область вблизи границы раздела составляет 400 нм в длину, что длинней, чем ошибка, и максимальное значение концентрации Ga используется в качестве эталона для оценки. Соответственно, даже если положение границы раздела для определения области вблизи границы раздела смещается внутрь сапфировой подложки 2 благодаря ошибке, и концентрация Ga на границе раздела по-видимому имеет низкое значение, можно правильно оценить зависимость между концентрацией Ga в области вблизи границы раздела и морфологией поверхности настоящего шаблона 1.
На Фиг. 4 показаны результаты измерений полной ширины на уровне полумаксимума (FWHM) (дуговая секунда): распределение наклона (ω-тип) и распределение изгиба (ϕ-тип), которые были получены при анализировании соответствующих поверхностей образцов №№ 11-17, полученных первым способом, образцов №№ 21-23, полученных вторым способом, и образцов №№ 31-39, полученных третьим способом (каждый из образцов представляет собой 2-дюймовые (51 мм) пластины) методом рентгеновской частотной кривой (XRC), результаты визуального исследования наличия трещин, и результаты определения концентрации Ga, которые осуществляли на некоторых образцах, выбранных из образцов хорошего качества, не имеющих трещин, и плохих образцов, имеющих трещины, среди вышеуказанных образцов. Значения концентрации Ga на Фиг. 4 показывают максимальные значения концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3, исключая область вблизи поверхности, и максимальные значения концентрации Ga в области вблизи границы раздела. В измерении концентрации Ga, показанном на Фиг. 4, измерение концентрации азота не осуществляется. Таким образом, положение границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3 оценивается по изменениям концентрации Ga. В частности, установленным положением границы раздела является наиболее глубокое положение, которое составляет половину или более максимального значения концентрации Ga в области вблизи границы раздела, определенной положением границы раздела, временно установленным визуальным наблюдением по графику распределения концентрации Ga.
На стадии поверхностной обработки (первый способ) каждого из образцов №№ 11-17 ТМГ подают со скоростью потока в интервале от 0,005 ссм3 до 0,1 ссм3 в течение 30 секунд. На стадии поверхностной обработки (второй способ) каждого из образцов №№ 21-23 ТМГ подают со скоростью потока в интервале от 0,005 ссм3 до 0,4 ссм3 в течение 30 секунд до начала стадии выращивания AlN, и ТМГ подают со скоростью потока в интервале от 0,005 ссм3 до 0,1 ссм3 в течение 1 мин или 10 мин после начала стадии выращивания AlN. На стадии поверхностной обработки (третий способ) каждого из образцов №№ 31-39 ТМГ подают со скоростью потока в интервале от 0,005 ссм3 до 20 ссм3 в течение 1 мин или 10 мин. В каждом из образцов скорость выращивания AlN на стадии выращивания AlN составляет примерно 1,2 мкм/ч, и расчетная толщина AlN-слоя 3 составляет 2 мкм. Однако, фактическая толщина AlN-слоя 3 варьируется в некоторой степени среди образцов. На стадии поверхностной обработки каждого из образцов №№ 21-23 и образцов №№ 31-39 в процессе перекрытия со стадией наращивания AlN 1 мин или 10 мин AlN-слой 3 наращивается со скоростью наращивания примерно 1,2 мкм/ч. Поэтому толщина слоя, выращенного в указанный период, составляет примерно 20 нм или примерно 200 нм. Выращенная часть AlN-слоя 3 находится в области вблизи границы раздела.
Результаты, приведенные на Фиг. 4, показывают, что в регулируемом интервале вышеуказанной подачи ТМГ образцы хорошего качества, не имеющие трещин, и плохие образцы, имеющие трещины, присутствуют в любом из первого-третьего способов. Обычно образец, имеющий низкую полную ширину при полумаксимуме (FWHM) распределения изгиба, имеет значительную тенденцию быть образцом хорошего качества, не имеющим трещин. Относительно полной ширины при полумаксимуме (FWHM) распределения наклона, отсутствует корреляция с наличием или отсутствием трещин.
Далее будут описаны со ссылкой на Фиг. 5 и 6 результаты вторичной ионно-массовой спектрометрии распределения концентра-ции Ga в направлении глубины AlN-слоя 3 (направление, перпендикулярное поверхности сапфировой подложки 2), что касается образца № 15 (образец хорошего качества) из образцов, полученных первым способом получения, образца № 17 (плохой образец), полученного первым подобным способом получения, образцов №№ 32-34 (образцы хорошего качества) из образцов, полученных третьим способом получения, и образца № 39 (плохой образец), полученного третьим подобным способом получения. На Фиг. 5 показано распределение концентрации Ga в области, исключая вышеуказанную область вблизи поверхности, как для образцов № 15 и № 17. На Фиг. 6 показано распределение концентрации Ga в области, исключая вышеуказанную область вблизи поверхности, как для образцов №№ 32-34 и № 39. На Фиг. 5 и 6 каждая горизонтальная ось показывает глубину AlN-слоя 3 и сапфировой подложки 2 (положение в направлении глубины). Начало отсчета (0 мкм) показывает положение границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3, которое рассчитывается по изменениям вышеуказанной концентрации Ga. Поскольку положительное направление представляет собой направление к сапфировой подложке 2, глубина в сторону AlN-слоя 3 показана в отрицательном значении, и глубина в сторону сапфировой подложки 2 показана в положительном значении. Положение в области вблизи поверхности AlN-слоя 3 каждого из образцов варьируется в зависимости от вариаций положения границы раздела и вариаций фактической толщины AlN-слоя 3 среди образцов.
В образцах № 15 и № 17, полученных первым способом, подача ТМГ до стадии выращивания AlN подавляется в каждом случае. Скорость потока образца № 15 устанавливается в 5 раз выше, чем образца № 17.
Как показано на Фиг. 4 и 5, образец № 15 (образец хорошего качества) представляет собой образец хорошего качества, не имеющий трещин, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 1,34×1017 атом/см3 до 8,54×1017 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 2,28×1017 атом/см3 до 8,54×1017 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 8,45×1017 атом/см3) находится в области вблизи границы раздела, превышает нижний предел предпочтительного интервала (3×1017 атом/см3) и находится ближе к нижнему пределу предпочтительного интервала. В образце № 15 концентрация Ga во внутренней области AlN-слоя 3 является высокой в среднем в области вблизи границы раздела по сравнению с областью, кроме области вблизи границы раздела. Другими словами Ga-атомы, главным образом, присутствуют вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
С другой стороны, как показано на Фиг. 4 и 5, поскольку подача ТМГ образца № 17 (плохой образец) является меньше, чем у образца № 15, образец № 17 является плохим образцом с трещинами, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 4,04×1016 атом/см3 до 2,42×1017 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 8,08×1016 атом/см3 до 2,38×1017 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 2,42×1017 атом/см3) является меньше нижнего предела предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3) и находится вне предпочтительного интервала и не находится в области вблизи границы раздела. В образце № 17 распределение концентрации Ga является равномерным во всей внутренней области AlN-слоя 3. Это не является состоянием, когда Ga-атомы, главным образом, присутствуют вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
В образцах №№ 32-34 и № 39, полученных третьим способом, подача ТМГ на стадию поверхностной обработки является значительно измененной, так что максимальное значение концентрации Ga в AlN-слое 3 представляет собой значение слегка выше нижнего предела предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3), значение слегка ниже верхнего предела предпочтительного интервала или значение выше верхнего предела предпочтительного интервала. В частности, подача ТМГ увеличивается в порядке образцов № 32, № 33, № 34 и № 39.
Как показано на Фиг. 4 и 6, образец № 32 (образец хорошего качества) представляет собой образец хорошего качества, не имеющий трещин, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 1,44×1017 атом/см3 до 6,30×1017 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 1,67×1017 атом/см3 до 6,30×1017 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 6,30×1017 атом/см3) находится в области вблизи границы раздела, превышает нижний предел предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3) и находится ближе к нижнему пределу предпочтительного интервала. В образце № 32 концентрация Ga во внутренней области AlN-слоя 3 является высокой в среднем в области вблизи границы раздела по сравнению с областью, кроме области вблизи границы раздела. Другими словами Ga-атомы, главным образом, присутствуют вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
Как показано на Фиг. 4 и 6, образец № 33 (образец хорошего качества) представляет собой образец хорошего качества, не имеющий трещин, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 3,08×1017 атом/см3 до 2,96×1018 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 4,52×1017 атом/см3 до 2,96×1018 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 2,96×1018 атом/см3) находится в области вблизи границы раздела, примерно в 10 раз превышает нижний предел предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3) и находится на нижней стороне от центра предпочтительного интервала. В образце №33 концентрация Ga во внутренней области AlN-слоя 3 является высокой в среднем в области вблизи границы раздела по сравнению с областью, кроме области вблизи границы раздела. Другими словами Ga-атомы, главным образом, присутствуют вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
Как показано на Фиг. 4 и 6, образец № 34 (образец хорошего качества) представляет собой образец хорошего качества, не имеющий трещин, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 1,09×1018 атом/см3 до 1,06×1020 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 1,59×1018 атом/см3 до 1,06×1020 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 1,06×1020 атом/см3) находится в области вблизи границы раздела, является ниже верхнего предела предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3) и находится близко к верхнему пределу предпочтительного интервала. В образце № 34 концентрация Ga во внутренней области AlN-слоя 3 является высокой в среднем в области вблизи границы раздела по сравнению с областью, кроме области вблизи границы раздела. Другими словами Ga-атомы, главным образом, присутствуют вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
Как показано на Фиг. 4 и 6, образец № 39 (плохой образец) является плохим образцом с трещинами, в котором распределение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 находится в интервале от примерно 3,52×1017 атом/см3 до 1,18×1021 атом/см3, распределение концентрации Ga в области вблизи границы раздела находится в интервале от примерно 2,42×1018 атом/см3 до 1,18×1021 атом/см3, максимальное значение концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 (примерно 1,18×1021 атом/см3) находится в области вблизи поверхности раздела, но превышает верхний предела предпочтительного интервала (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3) и находится вне предпочтительного интервала. В образце № 39 концентрация Ga во внутренней области AlN-слоя 3 является выше в области вблизи границы раздела, и концентрация является примерно в 10 раз выше, чем у образца № 34 хорошего качества.
Результаты определения концентрации Ga, представленные на Фиг. 4-6, показывают следующее: для того, чтобы получить образец хорошего качества, не имеющий трещин, важно, чтобы Ga-атомы присутствовали вблизи границы раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3 в соответствующем распределении концентрации, и, таким образом, Ga-атомы диспергируются на поверхности или вблизи поверхности сапфировой подложки. Поэтому важно подавать Ga-атомы к поверхности сапфировой подложки до или одновременно с наращиванием AlN-слоя 3. Более конкретно, необходимо, чтобы максимальное значение концентрации Ga во внутренней области, исключая область вблизи поверхности AlN-слоя 3, находилось в предпочтительном интервале (от 3×1017 атом/см3 до 2×1020 атом/см3), и положение максимального значения находится в области вблизи границы раздела.
Кроме того, в каждом из образцов № 15 и №№ 32-34 хорошего качества глубина для максимального значения концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3 фактически находится в области вблизи поверхности раздела. Более подробное наблюдение показывает, что глубина находится в области ближе к поверхности раздела, которая расположена от границы раздела между сапфировой подложкой и AlN-слоем 3 в положении, отстоящем примерно на 300 нм от границы раздела до стороны AlN-слоем 3. Даже если определенное положение границы раздела имеет ошибку примерно 100 нм, глубина для максимального значения концентрации Ga несомненно находится в области вблизи границы раздела. Кроме того, распределение концентрации Ga каждого из образцов № 15 и №№ 32-34 хорошего качества подтверждает то, что Ga-атомы, главным образом, присутствуют на границе раздела между сапфировой подложкой 2 и AlN-слоем 3.
Нижний предел предпочтительного интервала максимального значения концентрации Ga может быть установлен в интервале от 3×1017 атом/см3 до 6×1017 атом/см3. Например, нижний предел предпочтительного интервала составляет, предпочтительно, 4×1017 атом/см3 или 5×1017 атом/см3. Верхний предел предпочтительного интервала максимального значения концентрации Ga может быть установлен в интервале от 1,1×1020 атом/см3 до 2×1020 атом/см3. Например, он составляет, предпочтительно, 1,5×1020 атом/см3 или 1,2×1020 атом/см3.
Было описано, что в распределении концентрации Ga образцов, полученных первым способом получения, и образцов хорошего качества, не имеющих трещин, полученных третьим способом получения, положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значение во внутренней области, исключая область вблизи поверхности AlN-слоя 3, находится в вышеуказанной области вблизи границы раздела, и максимальное значение концентрации Ga находится в предпочтительном интервале от 3×1017 атом/см3 или более до 2×1020 атом/см3 или менее. В вышеуказанном описании распределении концентрации Ga образца, полученного вторым способом получения, не определяется. Однако, во втором способе получения, как видно из вышеуказанного описания, стадия поверхностной обработки имеет эклектическую структуру, включающую как стадию поверхностной обработки первого способа получения, так и стадию поверхностной обработки третьего способа получения, и поэтому очевидно, что, когда подача ТМГ соответственно регулируется, можно достигнуть условия, что положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значение во внутренней области, исключая область вблизи поверхности AlN-слоя 3, находится в вышеуказанной области вблизи границы раздела, и максимальное значение концентрации Ga находится в предпочтительном интервале от 3×1017 атом/см3 или более до 2×1020 атом/см3 или менее подобно случаю первого и третьего способов получения.
Настоящий способ получения и настоящий шаблон были описаны выше подробно. Характеристики настоящего изобретения лежат в подслое для эпитаксиального выращивания полупроводникового слоя из соединения ряда GaN, включающего сапфировую подложку 2 и AlN-слой 3, эпитаксиально выращенный на ней, и в способе его получения, в котором в распределении в направлении глубины концентрации Ga во внутренней области AlN-слоя 3, исключая область вблизи поверхности, которое получается вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где концентрация Ga имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, и максимальное значение концентрации Ga находится в предпочтительном интервале от 3×1017 атом/см3 или более до 2×1020 атом/см3 или менее. Вышеуказанные способ получения и условия являются только примером описания, и указанные условия и подобное могут быть соответственно модифицированы без отступления от настоящего изобретения, включающего вышеуказанные характеристики.
В вышеописанных вариантах MOVPE-способ является доступным как способ эпитаксиального выращивания AlN-слоя 3. В качестве стадии поверхностной обработки диспергирования Ga-атомов 4 на поверхности сапфировой подложки 2 в первом способе получения было описано, что ТМГ в качестве материала (предшественника) Ga для MOVPE подается в реакционную камеру с определенной скоростью потока и в определенное время до стадии выращивания AlN. Во втором способе получения было описано, что подача ТМГ осуществляется до и после начала стадии выращивания AlN. В третьем способе получения было описано, что подача ТМГ начинается одновременно с началом стадии выращивания AlN. Однако, способ эпитаксиального выращивания AlN-слоя 3 не ограничивается MOVPE-способом. Например, гидридный способ эпитаксиального выращивания из паровой фазы ((VPE)(ЭВПФ)) может быть применен в качестве способа эпитаксиального выращивания. Кроме того, стадия поверхностной обработки не ограничивается способами, приведенными в вышеуказанных первом-третьем способах получения, если другой способ способен диспергировать Ga-атомы 4 на поверхности сапфировой подложки 2 и удовлетворять условию, что глубина, где концентрация Ga имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, и максимальное значение концентрации Ga находится в предпочтительном интервале. В вышеуказанных первом-третьем способах было описано, что стадия поверхностной обработки начинается после того, как сапфировая подложка 2 помещается в реакционную камеру. Однако, такой же эффект может быть также получен, например, предварительной подачей соответствующего количества материала Ga в реакционную камеру перед помещением в реакционную камеру сапфировой подложки 2.
Далее будет описано нитридное полупроводниковое устройство, получаемое эпитаксиальным выращиванием полупроводникового слоя из соединения ряда GaN на настоящем шаблоне 1, полученном настоящим способом получения. В зависимости от ламинированной структуры полупроводникового слоя из соединения ряда GaN, образованного на настоящем шаблоне 1, формируется элементная структура, такая как светоизлучающий диод, полупроводниковый лазер, переключающий элемент или усиливающий элемент. Настоящее нитридное полупроводниковое устройство характеризует настоящий шаблон 1, используемый в качестве нижележащего слоя. Элементная структура, формованная на нем, не ограничивается отдельной структурой. В случае светоизлучающего диода последний как нитридное полупроводниковое устройство получается, например, ламинированием элементной структуры, которая является верхней частью выше ELO-AlN-слоя 103, показанного на Фиг. 7 (традиционный светоизлучающий диод), непосредственно на настоящий шаблон 1 или с другим полупроводниковым слоем из соединения ряда GaN, расположенным между ними.
Промышленная применимость
Шаблон для эпитаксиального выращивания и способ его получения согласно настоящему изобретению являются применимыми для получения нитридного полупроводникового устройства ряда GaN, такого как светоизлучающий диод и полупроводниковый лазер.
Перечень ссылочных обозначений
1 - Шаблон для эпитаксиального выращивания
2 - Сапфировая подложка
3 - AlN-слой
4 - Ga-атом

Claims (17)

1. Способ получения шаблона, имеющего AlN-слой на поверхности сапфировой подложки и используемого в качестве нижележащего слоя для эпитаксиального выращивания полупроводникового слоя соединения ряда GaN, способ содержит:
стадию поверхностной обработки, включающую диспергирование Ga-атомов на поверхности сапфировой подложки; и
стадию выращивания AlN, включающую эпитаксиальное выращивание AlN-слоя на сапфировой подложке,
где при распределении концентрации Ga в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая зону вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученной вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где Ga-концентрация имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением, на 400 нм отстоящим от границы раздела к стороне AlN-слоя, и
максимальное значение Ga-концентрации составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее.
2. Способ по п. 1, в котором на стадии поверхностной обработки соединение в качестве материала Ga подают в камеру выращивания для осуществления стадии выращивания AlN.
3. Способ по п. 1 или 2, в котором стадию выращивания AlN начинают в любой из следующих моментов: после завершения стадии поверхностной обработки, одновременно с началом стадии поверхностной обработки или в середине стадии поверхностной обработки.
4. Способ по любому из пп. 1-3, в котором первичными ионными частицами, используемыми во вторичной ионно-массовой спектрометрии, является O2 +.
5. Шаблон для эпитаксиального выращивания, содержащий:
сапфировую подложку, имеющую Ga-атомы, диспергированные на ее поверхности; и
AlN-слой, эпитаксиально выращенный на сапфировой подложке,
в котором при распределении Ga-концентрации в направлении глубины перпендикулярно поверхности сапфировой подложки во внутренней области AlN-слоя, исключая зону вблизи поверхности до глубины 100 нм от поверхности AlN-слоя, полученной вторичной ионно-массовой спектрометрией, положение в направлении глубины, где Ga-концентрация имеет максимальное значение, находится в области вблизи границы раздела, расположенной между границей раздела сапфировой подложки и положением, на 400 нм отстоящим от границы раздела к стороне AlN-слоя, и
максимальное значение Ga-концентрации составляет 3×1017 атом/см3 или более и 2×1020 атом/см3 или менее.
6. Шаблон по п. 5, в котором первичными ионными частицами, используемыми во вторичной ионно-массовой спектрометрии, является О2 +.
7. Нитридное полупроводниковое устройство, содержащее:
шаблон для эпитаксиального выращивания по п. 5 или 6; и
по меньшей мере, один полупроводниковый слой соединения ряда GaN, эпитаксиально выращенный на шаблоне.
RU2015144456A 2014-08-29 2014-08-29 Шаблон для эпитаксиального выращивания, способ его получения и нитридное полупроводниковое устройство RU2653118C1 (ru)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/072701 WO2016031039A1 (ja) 2014-08-29 2014-08-29 エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法、並びに、窒化物半導体装置

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2653118C1 true RU2653118C1 (ru) 2018-05-07

Family

ID=54610936

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015144456A RU2653118C1 (ru) 2014-08-29 2014-08-29 Шаблон для эпитаксиального выращивания, способ его получения и нитридное полупроводниковое устройство

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9556535B2 (ru)
EP (1) EP3176293A4 (ru)
JP (1) JP5820089B1 (ru)
CN (1) CN105612276B (ru)
RU (1) RU2653118C1 (ru)
TW (1) TWI534861B (ru)
WO (1) WO2016031039A1 (ru)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10199532B1 (en) * 2017-09-08 2019-02-05 Mikro Mesa Technology Co., Ltd. Light-emitting diode and method for manufacturing the same
JP7089176B2 (ja) * 2018-06-26 2022-06-22 日亜化学工業株式会社 窒化アルミニウム膜の形成方法
CN109686821B (zh) * 2018-11-30 2021-02-19 华灿光电（浙江）有限公司 一种发光二极管的外延片的制备方法
CN111690907B (zh) * 2019-03-15 2023-04-18 马鞍山杰生半导体有限公司 一种氮化铝膜及其制备方法和应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6426519B1 (en) * 1999-11-17 2002-07-30 Ngk Insulators, Ltd. Epitaxial growth substrate and a method for producing the same
US20080233721A1 (en) * 2007-03-23 2008-09-25 Ngk Insulators, Ltd. METHOD FOR FORMING AlGaN CRYSTAL LAYER
US20080242060A1 (en) * 2007-03-29 2008-10-02 Ngk Insulators, Ltd. METHOD FOR FORMING AlGaN CRYSTAL LAYER
US20100219395A1 (en) * 2009-02-27 2010-09-02 Hideki Hirayama Optical Semiconductor Device and Method of Manufacturing the Same
WO2011077541A1 (ja) * 2009-12-25 2011-06-30 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
WO2011155010A1 (ja) * 2010-06-07 2011-12-15 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレートの作製方法及び窒化物半導体装置
RU2462786C2 (ru) * 2005-02-28 2012-09-27 Зульцер Метко Аг Способ и установка для эпитаксиального выращивания полупроводников типа iii-v, устройство генерации низкотемпературной плазмы высокой плотности, эпитаксиальный слой нитрида металла, эпитаксиальная гетероструктура нитрида металла и полупроводник

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2372635B (en) * 2000-08-18 2005-01-19 Showa Denko Kk Method of fabricating group-III nitride semiconductor crystals.
CN1179399C (zh) * 2002-06-28 2004-12-08 中国科学院上海微系统与信息技术研究所 一种外延生长用蓝宝石衬底的镓原子清洗的方法
JP2005209925A (ja) * 2004-01-23 2005-08-04 Nichia Chem Ind Ltd 積層半導体基板
JP4600641B2 (ja) * 2004-01-27 2010-12-15 日立電線株式会社 窒化物半導体自立基板及びそれを用いた窒化物半導体発光素子
CN101452837B (zh) * 2004-10-27 2011-04-20 三菱电机株式会社 半导体元件的制造方法
US20060175681A1 (en) * 2005-02-08 2006-08-10 Jing Li Method to grow III-nitride materials using no buffer layer
WO2009128646A2 (en) * 2008-04-16 2009-10-22 Lumigntech Co., Ltd. Semiconductor substrate and method for manufacturing the same
CN102925968B (zh) * 2012-10-17 2015-11-18 中国电子科技集团公司第五十五研究所 一种氮化物单晶薄膜的应变调控方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6426519B1 (en) * 1999-11-17 2002-07-30 Ngk Insulators, Ltd. Epitaxial growth substrate and a method for producing the same
RU2462786C2 (ru) * 2005-02-28 2012-09-27 Зульцер Метко Аг Способ и установка для эпитаксиального выращивания полупроводников типа iii-v, устройство генерации низкотемпературной плазмы высокой плотности, эпитаксиальный слой нитрида металла, эпитаксиальная гетероструктура нитрида металла и полупроводник
US20080233721A1 (en) * 2007-03-23 2008-09-25 Ngk Insulators, Ltd. METHOD FOR FORMING AlGaN CRYSTAL LAYER
US20080242060A1 (en) * 2007-03-29 2008-10-02 Ngk Insulators, Ltd. METHOD FOR FORMING AlGaN CRYSTAL LAYER
US20100219395A1 (en) * 2009-02-27 2010-09-02 Hideki Hirayama Optical Semiconductor Device and Method of Manufacturing the Same
WO2011077541A1 (ja) * 2009-12-25 2011-06-30 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
WO2011155010A1 (ja) * 2010-06-07 2011-12-15 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレートの作製方法及び窒化物半導体装置

Also Published As

Publication number Publication date
EP3176293A1 (en) 2017-06-07
US9556535B2 (en) 2017-01-31
TWI534861B (zh) 2016-05-21
JP5820089B1 (ja) 2015-11-24
CN105612276A (zh) 2016-05-25
WO2016031039A1 (ja) 2016-03-03
JPWO2016031039A1 (ja) 2017-04-27
US20160265138A1 (en) 2016-09-15
CN105612276B (zh) 2017-02-01
TW201608609A (zh) 2016-03-01
EP3176293A4 (en) 2018-07-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5635013B2 (ja) エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
WO2012121154A1 (ja) 下地基板、窒化ガリウム結晶積層基板及びその製造方法
JP5406985B2 (ja) エピタキシャル成長用テンプレートの作製方法及び窒化物半導体装置
JP6055908B2 (ja) エピタキシ基板、エピタキシ基板の製造方法、およびエピタキシ基板を備えたオプトエレクトロニクス半導体チップ
TW201732871A (zh) 生長在矽基板上的具有增強壓應力的ⅲ族氮化物結構
US20120248456A1 (en) Nitride semiconductor multilayer structure, method for producing same, and nitride semiconductor light-emitting element
RU2653118C1 (ru) Шаблон для эпитаксиального выращивания, способ его получения и нитридное полупроводниковое устройство
JP2013173641A (ja) 窒化ガリウム結晶積層基板及びその製造方法
JP4952616B2 (ja) 窒化物半導体基板の製造方法
JP7260089B2 (ja) 窒化物半導体
Caliebe et al. Effects of miscut of prestructured sapphire substrates and MOVPE growth conditions on (112¯ 2) oriented GaN
JP5488562B2 (ja) 窒化物半導体基板の製造方法
KR101581169B1 (ko) 에피택셜 성장용 템플릿 및 그 제조 방법, 그리고 질화물 반도체 장치
KR101379290B1 (ko) 질화알루미늄 핵생성층을 사용한 질화갈륨 웨이퍼 제조 방법
JP6894825B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体基板、及び、ｉｉｉ族窒化物半導体基板の製造方法
JP5869064B2 (ja) エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
Bhattacharyya et al. A Strategic Review of Reduction of Dislocation Density at the Heterogenious Junction of GAN Epilayer on Foreign Substrate
JP2020132482A (ja) 半導体基板の製造方法及びそれに用いる下地基板
LI MOCVD GROWTH OF GAN ON 200MM SI AND ADDRESSING FOUNDRY COMPATIBILITY ISSUES
Jain Epitaxial deposition of low-defect AlN and AlGaN films
Scholz et al. Large Area Semipolar GaN Grown on Foreign Substrates
JP2005268645A (ja) 化合物半導体及び半導体装置