TWI320948B - Method for growing emiconductor crystal and laminated structure thereof and semiconductor device - Google Patents

Method for growing emiconductor crystal and laminated structure thereof and semiconductor device Download PDF

Info

Publication number
TWI320948B
TWI320948B TW093107211A TW93107211A TWI320948B TW I320948 B TWI320948 B TW I320948B TW 093107211 A TW093107211 A TW 093107211A TW 93107211 A TW93107211 A TW 93107211A TW I320948 B TWI320948 B TW I320948B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
crystal growth
nitride
layer
tantalum carbide
gallium
Prior art date
Application number
TW093107211A
Other languages
English (en)
Other versions
TW200425288A (en
Inventor
Jun Suda
Hiroyuki Matsunami
Norio Onojima
Original Assignee
Japan Science & Tech Agency
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 Japan Science & Tech Agency filed Critical Japan Science & Tech Agency
Publication of TW200425288A publication Critical patent/TW200425288A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI320948B publication Critical patent/TWI320948B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • 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
    • C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
    • C30B23/002—Controlling or regulating
    • 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
    • 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
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02378—Silicon carbide
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02455—Group 13/15 materials
    • H01L21/02458—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02631—Physical deposition at reduced pressure, e.g. MBE, sputtering, evaporation
    • 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
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02658—Pretreatments
    • H01L21/02661—In-situ cleaning

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Drying Of Semiconductors (AREA)

Description

1320948 玖、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明是有關於一種半導體結晶成長方法及其積層構 造與半導體元件，且特別是有關於一種在SiC表面上成長m ' 族氮化物結晶的技術。 - 【先前技術】 六方晶矽碳化矽（SiC)具有極高的熱傳導效率，而且導 電性基板及絕緣性基板也可能取得，再者，其晶格常數、 熱膨脹係數與A1N(氮化鋁）、GaN(氮化鎵）系III族氮化物較 籲 接近’並且與帶有極性的六方晶系具有相同特徵。 爲了 SiC基板上GaN系元件構造形成的緩衝層的應用 或由於III族氮化物/SiC異質接合元件的應用，一直期待能 · 夠實現在SiC上成長出高品質III族氮化物結晶的技術。Sic · 和ΠΙ族氮化物c軸方向的積層構造，由於所謂的多型體 (polytype)不一致的關係，難以在SiC上成長質地優良的ΠΙ 族氮化物。意即，代表性的六方晶SiC 4H-SiC與6H-SiC， 其c軸方向分別具有4單分子層(monolayer)與6單分子層 鲁 週期的構造，另一方面，III族氮化物如A1N或GaN，被稱 爲纖鋅礦構造者在c軸方向具有2單分子層週期的構造。 如欲解決這些問題，已提出有將SiC基板表面作成完 全沒有階梯(step)存在的平面，或將SiC基板表面的階梯高 度控制成與ΠΙ族氮化物的積層週期的公倍數亦可。例如， 已提出有利用氯化氫(HC1)氣體鈾刻(gas etching)處理Sic 基板，使A1N層在具有上述特徵的SiC表面形成後成長。（例 . 13336pif.doc/008 6 1320948 如，非專利文獻 1 Norio Onojima, Jun Suda，and Hiroyuki Matsimami，“在表面控制的6H-SiC基板上以氯化氫氣體蝕 刻方法進行分子束晶晶成長絕緣氮化錨（Molecular-beam epitaxial growth of insulating AIN on surface-controlled 6H-SiC substrate by HC1 gas etching)”，應用物理書函 (Applied Physics Letters), Vol. 80, No. 1, (2002) p.76-78.) 於積層構造上無法整合的現象，雖希望利用上述方法 解決，但另一方面，III族氮化物在Sic表面的結晶成長仍 有以下敘述的兩項問題。第一個問題，由於Sic表面爲安 定的化學與熱穩定，若不使用超過1200°C的高溫環境等則 難以控制Sic的表面狀態，而一般的III族氮化物成長設備 是很難在這樣的高溫下實施的。 第二個問題，由於結晶成長的界面是具有與IV-IV族 與III-V族不同的化學結合的物質間的界面，而關於此界 面，相對於IV-III族或IV-V族等的共有結合形成，會有電 子剩餘或不足的情況發生，使界面不安定而結晶成長型式 容易成爲3次元島狀，結果是使得高品質III族氮化物的結 晶成長難以實現。 【發明內容】 本發明的目的就是在提供一種結晶成長方法，利用Sic 基板表面的控制，以及/或成長開始時的順序（sequence)控 制，在SiC基板上結晶成長局品質的III族氮化物。 本發明的再一目的是提供一種結晶成長方法，此方法 係在SiC基板表面形成原子級（level)平坦的階梯-階帶 13336pif.doc/008 7 1320948 (step-terrace)構造，並去除該表面的氧化膜，以及在高真空 下照射矽或鎵之後進行高溫加熱，執行照射及高溫加熱步 驟至少一循環以上之後成長III族氮化物。 依照上述結晶成長方法，在控制SiC基板表面階梯的 形成下，於形成平坦且潔淨的表面之後，在高真空下照射 矽或鎵之後進行高溫加熱，執行照射及高溫加熱步驟至少 一循環以上之後，一面成長III族氮化物。藉由上述方法， 可使SiC基板表面殘留最少量的氧，並可形成具良好界面 的SiC/III族氮化物。 本發明的又一目的是提供一種結晶成長方法，此方法 係包括形成一平坦且潔淨的SiC基板表面，以及在高真空 下，進行成長III族氮化物的步驟，其中成長該III族氮化 物的步驟是先供給III族元素之後，再供給氮。 依照上述方法，藉由在SiC基板的潔淨表面先供給III 族元素之後再供給氮，可以防止SiC基板表面的矽和氮反 應形成氮化物層或形成過剩的矽-氮結合。而且，藉由先供 給III族元素可減低界面的不安定性，並可實現再現性良好 的2次元層疊狀(layer-by-layer)成長。 本發明的另一目的是提供一種結晶成長方法’此方法 係包括形成平坦且潔淨的SiC基板表面的方法’及在高真 空下，進行成長III族氮化物的步驟’並在SiC基板表面供 給表面控制元素以形成表面控制層，進而控制ΙΠ族氮化物 的結晶成長樣式，以及III族元素與氮供給後即停止前述表 面控制元素的供給。前述表面元素爲鎵或銦較佳。 I3336pi£doc/008 8 1320948 藉由上述表面控制元素供給之後再供給III族元素和 氮的方法，不論III族元素和氮的供給順序爲何，皆可防止 SiC基板表面上形成矽的氮化物層等等，可形成良好界面， 因而無須進行ΙΠ族元素和氮之供給順序的控制。 本發明的又另一目的是提供一種積層構造，此構造係 包括碳化矽層以及ΠΙ族氮化層，在碳化矽層和III族氮化 物層之間，殘留有鎵原子或銦原子。 爲讓本發明之上述和其他目的、特徵和優點能更明顯 易懂，下文特舉較佳實施例，並配合所附圖式，作詳細說 明如下。 【實施方式】 以下參照圖面並根據本發明的實施例說明關於在Sic 上的III族結晶成長技術。而且在本說明書中，”Sic表面” 一語表示SiC基板的表面，及例如在矽基板或藍寶石 (sapphire)基板等異種材料上堆積的SiC層表面皆屬之。所 謂SiC基板，意即在基板的表面存有SiC者屬之。 所謂III族氮化物，包含了硼(B)、鋁(A1)、録(Ga)、_ (In)在內，至少一個以上的III族元素和氮，或作v族元素 包含氮以外的亦可，而且不是單指GaN、A1N等化合物而 已，亦包含AlJiiyGa^-yN等混合晶體。 首先，根據本發明的第1實施例，參考關於結晶成長 技術的圖面加以說明。圖1(A)〜1(D)爲根據本實施例繪示m 族氮化物在SiC上結晶成長步驟的槪略工程圖。圖?(A)甜 圖2(B)爲一組成長順序（sequence)圖，表示結晶成長前後之 13336pif.doc/008 9 成長元素的供給時機(如果是分子束磊晶（MBE，molecular beam epitaxy)的話，利用光閘（shutter)的開關（on/0ff)控制） 與成長溫度的關係。 以下’參照圖1(A)〜1(D)及圖2(A)、2(B)詳細說明結晶 成長工程。首先，準備好洗淨的4H-SiC(0001)si基板1(正 基板（just substrate)或在任意的結晶方向偏向角（offset angle)在15°以下的基板。若偏向角大於15°則在靠近階梯處 的成形或階梯偏斜的形成都會產生問題，並且必須考慮其 他的結晶成長機構。）(6H-SiC亦可），之後在例如石英製加 熱爐內以氫氣稀釋的HC1氣體中（例如，載氣(carrier gas) 爲流量lslm(標準升/分鐘）的氫氣，而HC1氣體的流量爲 3sccm(標準cc/分鐘）。），在例如1300°C的溫度下進行10 分鐘的熱處理。在上述條件下，SiC的蝕刻速度約0.3微米 /小時（//m/h)。如此利用蝕刻處理，如上所述，SiC基板的 表面就變成原子級（level)的平坦階帶（terrace)和階梯所構 成的階梯-階帶（step - terrace)構造。階帶的寬幅是由基板 的偏向角（off-angle)決定的，例如，當（0001)si面，具有0.2 °的偏向角時，階帶寬幅就是等級(order)。階梯的高度 則由基板表面的傾斜角（angle of slope)、傾斜方向的晶向、 氣體蝕刻條件而調整，以成爲4單分子層。以SiC的均向 磊晶(homoepitaxial)成長（圖1(A)中符號2所表示的層)代 替氣體蝕刻，或在氣體蝕刻後接著進行SiC的均向磊晶成 長亦可。藉由調整均向晶晶成長之條件，可形成具有上述 階梯高度的表面。由於均向晶晶成長可以形成比基板更高 13336pif.doc/008 10 1320948 品質的SiC層，對於更高品質的III族氮化物的形成或是對 於使用III族氮化物/Sic界面的元件製作是有用的。 經過氣體蝕刻之後，將SiC基板取出於大氣之中，並 利用原子力顯微鏡(atomic force microscope)評估其結果， 得知基板表面有階梯-階帶構造，在階帶上有原子級的平坦 度，且階梯高度爲4單分子層。在III族氮化物成長之前因 爲把SiC基板表面做成上述構造，可知其滿足了能夠長成 高品質構造的一個條件。 接下來，如圖1(B)所示，對已取出於大氣中的SiC基 板表面依序以王水、鹽酸、氫氟酸處理之。利用氫氟酸處 理，可以去除在SiC基板1表面上一點一點所形成的矽氧 化膜，使基板成爲潔淨的SiC表面3。以原子力顯微鏡評估 上述處理後的SiC基板，其結果是在SiC基板1的表面可 以觀察到階梯-階帶的構造。也就是說，可以確定即使經過 上述化學處理，表面也能一直維持著階梯-階段的構造而沒 有改變。再以X射線電子分光法(XPS)進行表面分析，結果 得知表面的氧量因王水、鹽酸、氫氟酸的處理而大幅降低。 雖然是微量，但可確認仍殘留著某特定量的氧。 如圖1(c)及圖2(A)所示將上述基板放安裝於如分子束 嘉晶（MBE，Molecular beam epitaxy)的高真空裝置內，並 保持於超高真空的狀態（^6〜l〇_8Pa)。在超高真空狀態及例 如800°C以下的溫度中（圖中是600°C)，從時間tl開始照射 鎵原子束5,然後於時間t2至時間t3之間將溫度上升至800 °C以上（圖中是l〇〇〇°C) ’接下來，從時間t3到t4期間保持 13336pif.doc/008 1320948 於高溫狀態。 加熱/保持高溫的程序（process)至少執行一次以上（成 長循環數，ng 1)(圖中是2次），而較佳的情況是重複三次 以上。在加熱中中斷鎵的照射(實線)是比較好的，但是如果 從時間t3開始持續照射鎵原子束直至t4的時間點中斷照 射(虛線），仍然可以獲得同樣的結果。在這樣的情況下，可 以根據Atl、At2之從鎵中斷到降溫這段時間間隔（interval) 的設定，來設定鎵從表面脫離的時間，或者是繼續供給鎵 直到時間t8或t8-At2亦爲可行。繼續，從時間t4至t 5 之間將溫度由1000°C下降至600°C，在時間t5的時候再次 開始照射鎵，並維持該溫度至t6，然後，從時間t6開始中 斷鎵的照射，直到時間t7這段期間將溫度上升至1000°C。 同樣的，也可以在時間t6不中斷鎵的照射，直到保持1000 °(：高溫的最終時間t8才加以中斷。之後，從時間t8到t 9， 將溫度下降至例如900°C，在tlO的時間點上同時供給鋁和 氮，此時，A1N開始成長。 另外，以鎵原子加上矽原子束代替鎵原子束5進行照 射亦可。根據XPS表面分析的結果，鎵照射/熱處理之後表 面的氧量已在測定裝置的偵測極限以下了》利用鎵照射加 上後續的熱處理甚至氫氟酸處理，並無法將氧元素完全去 除，或者說，經氫氟酸處理後可以大致上去除當安裝於MBE 裝置時透過大氣所吸附於表面的氧元素。 若欲更詳細的說明關於A1N的成長工程，如圖1(D)所 示，將溫度設定於A1N膜的成長溫度(例如，Ts=400°C〜1100 13336pif.doc/008 12 1320948 °C，圖中爲900°C)，在超高真空狀態(例如ΙΟ·6〜10_8Pa)下， 將鋁原子8a與氮原子8b供給給基板表面。而成長中的真 空度是由氮原子的供給量與成長裝置的真空排氣能力間的 平衡來決定，一般的成長條件是1(Τ2〜l(T4Pa的程度。將氮 原子8b利用如高頻電紫（plasma)激發活性氮所使用的 rf-MBE法，供應給基板表面。從此時開始，如圖1(D)所顯 示的A1N層7得以在SiC基板1的表面成長。 圖3(A)、3(B)表示從A1N層7開始成長的時間點tlO 之後，在場中以電子繞射(RHEED)測定觀察的結果。省略 了如同圖1(C)所示之鎵原子束照射的A1N成長試料，以 及省略了如圖1(B)所示之氫氟酸處理步驟的試料，其 RHEED強度與A1N膜成長厚度的變化也一倂表示在圖 3(A)、3(B)之中。 如圖3(A)、3(B)所示，A1N層7開始成長的時間點tlO 之後，在場中觀察電子繞射強度中，未進行氫氟酸處理和 鎵原子束照射處理的試料，以及只是沒有進行鎵原子束照 射處理的試料，其RHEED的振盪是無法觀測到的。意即， 對於A1N層7的三次元島狀的控制而言，進行氫氟酸處理 及鎵原子束照射處理的試料，可觀測到RHEED的振盪，且 可確認在SiC表面上的A1N層是呈層疊狀(layer-by-layer) 樣式(非島狀的三次元成長而是呈層狀的二次元成長）。 RHEED振盪的持續性因成長條件而有很大的不同，較 低溫下的成長能確定持續振盪超過數10個週期。利用原子 力顯微鏡觀察A1N成長表面的階梯構造可以得知，因高溫 13336pif.doc/008 13 1320948 而衰減的振盪其成長模式會從層疊狀成長移向階梯狀 (stepflow)成長。階梯狀成長也是二次元成長，以結晶的高 品質化而言，是與層疊狀成長一樣理想。圖3(B)所繪示的 是當III族氮化物的結晶成長溫度降低至600〜700°C的程度 時，RHEED振盪的樣子。經過20個以上的RHEED振盪週 期，明瞭地顯示出，藉由結晶成長溫度低溫化，可以長時 間持續層疊狀成長。但是，當溫度低於400°C以下，原子的 遷移(migration)或過剩原料的再脫離變得不夠充分，結晶性 會大幅的惡化，換句話說，爲了得到高品質的A1N，溫度 必須至少在400°C以上。 圖4是與上述三種試料相關的非目標面（objective surface)(01-14)之X射線搖擺曲線(rocking curve)的測定結 果。在此，-1是與1的上面加一橫槓（bar)記號等價 (equivalence)。縱軸爲X射線搖擺曲線的半値寬度，橫軸爲 A1N層的膜厚度。搖擺曲線半値寬度大者表示結晶面上有 搖擺現象，也就是意味著結晶品質較低。如圖4所示，未 進行氫氟酸處理以及鎵原子束照射處理的試料具有 1000〜3000秒的半値寬度，只有進行鎵原子束照射的試料具 有800〜2000秒的半値寬度，與此相比，進行氫氟酸處理與 鎵照射處理的試料其X射線半値寬度大幅度的降低至 300〜500秒。相較之下，後者結晶面的搖擺程度非常小，結 晶性非常良好。這是因爲A1N層不是長成一個一個的三次 元島狀，而是以層疊狀的成長方式實現，所以A1N的二次 元核在成長初期段是進行橫向融合而產生層狀成長的效 13336pif.doc/008 14 1320948 果。 以上，如果依照本發明第1實施例的結晶成長方法， 準備一個表面，該表面具有的分子層數爲SiC表面及位於 其上之堆積物的A1N層的公倍數。之後，利用A1N層的成 長可使A1N在SiC表面上進行層疊狀成長或階梯狀成長(二 次元成長），與習知的島狀成長（三次元成長)相比，本發明 不易導入缺陷，可獲得高品質的結晶成長。另外，A1N的 結晶成長亦可以一邊照射鋁原子束，一邊等間隔地間歇或 斷續供給氮。 因此，A1N成長前的SiC表面上有多數的階梯存在著， 雖然希望全部的階梯高度都能成爲SiC與A1N分子總數的 最小公倍數，但是即使有一部分的階梯高度並非如此，而 有大約一半左右的階梯維持這樣的高度的話，仍可以期待 出現相當高品質的A1N結晶。與其這樣寧可適切的進行化 學處理、鎵原子束照射/加熱處理，並適切的設定A1N的成 長溫度、鋁和氮的供給比例等事項，這些對於A1N結晶的 高品質化是極爲重要的。 接下來參考圖2(B)來說明關於本發明第1實施例的變 化例結晶成長方法。和圖2(A)有所不同的是’圖2(B)所繪 示的成長方法中首先在時間tl時’把基板溫度保持在800 。(：照舊開始鎵的照射。在800°C下一旦照射鎵時’鎵供給給 SiC表面的速度大致上與鎵從SiC表面脫離的速度一致，因 而成爲一種平衡的狀態。在此狀態下’由於鎵會與sic表 面殘留的矽氧化膜發生反應’蒸氣壓較高的鎵氧化物會從 13336pifdoc/008 15 1320948 基板表面蒸發，因此得以去除SiC基板表面的砂氧化膜。 在時間t2或t2之前中斷鎵的照射，從時間12至13之 間將溫度上升至l〇〇〇°C ’並保持1〇〇(TC至時間t4。時間t4 至t5成長溫度降爲900°C ’然後在某個時間點t〇同時供給 鋁和氮，藉此成長A1N。利用上述方法，可以在ain成長 前除去SiC表面的矽氧化膜。 另外’圖2(B)中’亦可以從時間t4至時間間隔At3之 前的期間供給鎵，於t4後的At3期間內除去鎵。 接下來參考圖面說明關於本發明第2實施例的結晶成 長方法。圖5(A)〜5(C)爲本實施例的結晶成長方法工程圖， 圖6是在III族氮化物結晶成長前後關於成長元素供給時機 (如果是MBE的話，是利用光聞的開關控制）的順序圖。 以下，參照圖5(A)〜5(C)及圖6詳細的說明本發明實施 例的結晶成長工程。如圖5(A)所示，首先準備洗淨的 4H-SiC(0001)si基板11，之後，與第1實施例同樣的在這個 基板11的表面形成潔淨面15。隨後如同圖5(B)和圖6所 示，在時間til時先照射鋁。當SiC基板11的表面大致上 都覆蓋了鋁的時間點tl2(例如，tl2-tll = 10秒），如圖5(C) 所示，供給高頻電漿激發活性氮20。此時，從時間tl2始， A1N層23開始成長。在時間tl3中，一旦停止鋁和氮的供 給，A1N層23的成長也隨之告停。以此方式，氮原子(高頻 電漿激發活性氮)2〇和SiC表面15直接反應的可能性變小 了，因而可防止在SiC表面15上產生不要的SiN層或形成 過剩的Si-N結合，並可以在SiC表面15和A1N層23之間 13336pif.doc/008 16 1320948 保持良好的界面狀態。而供給於SiC表面15上的鋁原子Π 不一定須爲1單分子層，較少的量例如1/3單分子層的鋁 原子17大致上均一的覆蓋在SiC表面15之後，再供給高 頻電漿激發活性氮20亦可。（在六方晶的c面中，1/3或1 單分子層有規則吸附量。） 接下來參考圖面說明關於本發明第3實施例的結晶成 長方法。圖7(A)〜7(D)爲本實施例結晶成長方法的工程圖。 圖8是對於III族氮化物結晶前後關於成長元素的供給時機 (如果是MBE的話，是利用光閘的開關控制）的順序圖。 以下，參照圖7(A)〜7(D)及圖8詳細的說明本發明實施 例的結晶成長工程。如圖7(A)所示，首先準備洗淨的 4H-SiC(0001)si基板21，在此基板21的表面，如同第1、 第2實施例所述相同的方法形成潔淨面25。隨後如同圖7(B) 和圖8所示，在所定的時機(時間t20)，先照射鎵。在A1N 的成長溫度附近，因爲鎵的蒸氣壓高於鋁的蒸氣壓，鎵原 子吸附於SiC基板21的表面25的成分與從表面蒸發的成 分會大致相等，而呈現一種平衡狀態。結果形成了一種在 表面上吸附著平衡狀態的鎵之狀態25a » A1N的成長如圖7(C)和圖8所示。在所定的時機(時間 t22)，同時開始供給鋁和氮。由於鎵照射的目的是爲了控制 A1N開始成長時的結晶成長樣式，而當A1N開始成長之後， 在時間t24即停止供給鎵。 由於t24-t22期間供給鋁和鎵，如圖7(D)所示，在A1N 層35與SiC基板21間的界面形成了 AlxGai-xN層25b。爲 17 13336pif.doc/008 1320948 了不在SiC與A1N之間的界面上存有AlGaN層，舉例而言， 如果要製造 AlN/SiC MIS(metal integrated-semiconductor) 構造等等，需使t24-t22短於AlGaN的1單分子層成長的 時間。例如，若在鋁和氮開始供給時也同時停止鎵的照射 (t22=t24)，界面上僅僅存有鎵，則大致上可以忽視AlGaN 層的形成。另一方面，當SiC和A1N界面構造上並沒有特 別限制的場合，例如，若是GaN雷射(laser)構造用的緩衝 層等等，可讓鋁供給的時機具有自由度。具體而言，有在 氮的供給時間t22之前，t21供給鋁的方法，或是從氮的供 給時間t22拖延至t23才供給鋁等方法。若是在t21供給的 情況下，當先行照射時間超過t22-t21時，剩餘的鋁會在SiC 表面凝集使結晶性惡化。另一方面，若是在t23才供給的 情況下，由於t23-t21期間供給了鎵和氮，GaN層得以成長， 因而會形成SiC/GaN/AIN構造。當成長至所希望的A1N層 厚之後，停止鋁和氮的供應，藉此以停止A1N層的成長。 因爲先照射不引起再蒸發凝集的鎵原子27，即使不先 照射鋁原子31，仍可防止形成SiN膜或防止過剩的Si-N結 合，因此A1N的結晶成長樣式可容易地成爲層疊狀。根據 第2實施例的方法，調整鋁先行照射的時機是必要的。意 即照射過剩的鋁會因爲鋁的凝集招致結晶性惡化，另一方 面，一旦鋁照射不足，會導致SiN膜等的形成。使用比鋁 容易蒸發的鎵原子27,利用鎵原子的吸附/脫離的平衡狀 態，具有不需要特別調整時機的優點。 另外，亦可用與鎵同樣易於再蒸發的銦來代替鎵。在 13336pif.doc/008 18 1320948 這種情況下，由高頻電漿激發活性氮33與SiC表面25直 接反應的可能性低，可以防止SiN層等在SiC表面25上的 形成，並在SiC表面25與A1N層35之間保持良好的界面 狀態。斷續地供給氮亦可。此外，使用作爲鎵供給的氣體 來源（gas source)的成長方法，例如，化學束晶晶（CBE， chemical beam epitaxy)、有機金屬汽相晶晶（MOVPE，metal organic vapor phase epitaxy)的情況中，利用供給如三甲基 鎵（trimethylgallium)或三乙基鎵（triethylgallium)等等含有 鎵的有機金屬，成爲實質上的鎵的供給。關於氮的方面也 是相同的情形，利用供給氨氣(ammonia)或聯胺(hydrazine) 等等含有氮的氣體，成爲實質上的氮供給。 接下來參照圖9(A)〜9(C)說明關於依照本發明第4實施 例的結晶成長方法。本實施例的結晶成長方法乃是依照與 第1實施例的結晶成長方法同樣地進行HC1氣體蝕刻(參考 圖9(A))，之後，處理的特徵是在小於一般氧氣分壓的氣體 中進行，例如與MBE試料導入部連接的套手工作箱(gi〇ve box)中，利用氬、氮等高純度的惰性氣體置換氧氣，可使 氧氣分壓達到如O.lPa的程度。如圖9(B)所示，以含有氫 氟酸的水溶液清洗SiC基板41的表面43,以不接觸氧氣的 方式放入MBE試料導入部並進行高真空排氣，如圖9(C) 所表示的’在其他實施例之結晶成長方法中，在同樣的MBE 裝置內的高真空(P=10_6〜l(T8Pa)狀態下，利用鋁45與氮47 成長A1N膜51。在這個情況下，去除溶解在含氫氟酸水溶 液中的氧也是重要的。這是在沒有氧氣分壓的水溶液環境 13336pif.doc/008 19 1320948 中，以上述情況放置套手工作箱中數小時之久而達成。一 旦使用了這個方法，起碼可以減少圖1(C)的矽原子或鎵原 子的照射處理及其後高溫處理的循環次數，甚至可將之省 略’因此’具有便工程更簡單的優點。 圖10(A)〜10(D)繪示了依照本發明第1或第3實施例的 結晶成長方法所成長的構造圖。圖10(A)所顯示的構造中， SiC基板51和A1N層53之間只有例如ppm等級的鎵原子 殘留。圖10(B)所顯示的構造中，在SiC基板51和A1N層 53之間有薄薄的AUGa^N層55(x=0〜1)形成。這是如圖8 所示，在鎵供給後，因使A1N層成長而形成的薄層。若使 用銦代替鎵，如圖10(C)所示，銦原子58會殘留在SiC基 板51和A1N層53之間。或如圖10(D)所示，若通入百分 率(percent)等級的銦，SiC基板51和A1N層53之間會有薄 薄的ΑΙχΙη^Ν層59(x=〇〜1)形成，這是如圖8所示，供給 鎵或銦之後’因使A1N層成長而形成的薄層。可依照本實 施例結晶成長方法的使用來判斷是上述構造中的哪一種。 上述的第1到第4實施例的結晶成長過程(process)中， 雖是敘述III族氮化物的A1N層的成長，然而有關GaN、 AlxGai_xN等等，也可利用同樣的方法形成，在此場合，在 實施例中GaN成長的情況可將鋁的供給置換成鎵，在 AlxGanN層成長的場合’可將鋁的供給置換成鋁和鎵同時 供給。 圖11(A)、11(B)繪不了依照本發明第1到第3實施例 中任一個結晶成長方法所使用的元件構造例。圖11(A)乃是 13336pif.doc/008 20 1320948 利用SiC和A1N之間不連續的能帶(band)，把界面的2次 元氣體電子層當作通道(channel)的金屬積體半導體場效電 晶體（MISFET，Metal Integrated-Semiconductor Field Effect Transistor)的斷面結構。圖11(B)表示SiC與AIN接合構造 的能帶（energy band)結構圖。 如圖11(A)所示，異質接合型的MISFET60包括具有 SiC表面的基板61、在基板61上依照本實施例的結晶成長 技術所成長出的高品質A1N層66、在A1N層66上形成的 閘極(gate)68、在閘極68兩側的SiC內所形成的摻雜(doping) 了高濃度不純物質的源極（source)層63及汲極（drain)層 65、相對於源極層63形成的源極67a、相對於汲極層65 形成的汲極67b。 如圖11(B)所示，A1N層66(帶隙（band gap)約爲6.2eV) 與SiC層(帶隙約爲3.4eV)表面間存有大的能帶差異（band offset)，當對A1N層66形成閘極時，可利用閘極的電壓控 制界面上被感應的二次元電子氣體濃度，因而可實現電晶 體（transistor)的動作。 由於使用依照本實施例的結晶成長技術，在上述 ΑΙΝ/SiC系MISFET中，伴隨A1N結晶性的提昇，可以實 現具良好的閘極絕緣特性及具有高通道電子移動度的高性 能 MISFET。 接下來，參考圖面說明依照本實施例結晶成長技術在 光元件上的應用例。圖12爲在雷射結構上的應用例的結構 斷面圖。如圖12所示，應用依照本實施例之結晶成長技術 13336pif.doc/008 21 1320948 的半導體雷射，包括具有SiC表面的基板71、在基板71 上形成的A1N緩衝層73、AlGaN(n型）披覆層（cladding)75、 GaN/InGaN 的多量子井結構（MQW，multiquantum well structure) 77 及 AlGaN(p 型）披覆層 78。在 AlGaN(p 型）披 覆層78形成有第一電極E1，在AlGaN(n型）披覆層75上 形成有第二電極E2。對於這樣的雷射構造，由於SiC基板 71上可以成長良好的A1N結晶，使在上層製作的雷射動作 的結晶性大幅提昇，有助於雷射電流密度閥値的降低及元 件(element)壽命的提昇。 圖12的構造中，是把SiC71做爲η型，且把A1N層 73做成可預期穿隧電流（tunneling current)的程度，例如， lOnm以下的極薄層，藉此可使電流在縱向流動。在此場 合，也可能把第2電極形成在SiC71的裡面E2’。此時，可 省略ΠΙ族氮化物的突丘(mesa)構造形成工程。另外，在圖 12的構造中，SiC71是做成η型，把η型AlGaN層當作緩 衝層而取代A1N層73，藉此可使電流在縱方向流動》 圖13爲利用本實施例結晶成長方法製造的異質接合雙 極電晶體（HBT，heterojunction bipolar transisitor)結構。如 圖13所示，此HBT包括η-SiC基板81、於其上形成的p-SiC 層83、n+-GaN層85的縱型積層構造。對n+-GaN層85形 成射極（emitter) 9卜對p-SiC層83形成基極(base)93，在 η-SiC基板81的裡面形成集板(collector)電極95以構成 HBT。若依照本實施例的結晶成長方法，由於n+_GaN(III 族氮化物)85與p-SiC83之間的界面97良好，可控制界面 13336pif.doc/008 22 1320948 再結合，並可使HBT之重要性能指標-電流放大因數/3 (current amplification factor)-變大，此爲其優點。 根據以上的說明’若使用本發明實施例的結晶成長技 術，在SiC表面開始結晶成長之後，馬上以層疊狀或階梯 狀成長ΠΙ族-N，因而可以減少島狀成長之場合引起的缺 陷，且可高精度地成長。當應用於SiC寬廣帶隙的電子元 件、III族氮化物的高發光光元件時，可改善其特性。 【產業利用性】 若使用本發明的結晶成長技術，由於111氮化物在SiC 表面爲層疊狀或階梯狀成長，可減低缺陷的導入，且由於 能夠高精度地成長薄膜’當應用於使用SiC或III族氮化物 寬廣帶隙的電子元件及光元件等的製作時，可改善元件的 特性。 雖然本發明已以較佳實施例揭露如上，然其並非用以 限定本發明，任何熟習此技藝者，在不脫離本發明 之精神和範圍內’當可作些許之更動與潤飾，因此 本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界 定者爲準。 【圖式簡單說明】 圖1(A)〜1(D)是根據本實施例繪示III族氮化物在SiC 上結晶成長步驟的槪略工程圖。 圖2(A)是依照本發明第1實施例，III族氮化物在SiC 上結晶成長前後之成長元素的供給時機（如果是MBE的 話，利用光閘的開關控制）的順序圖，圖2(B)是本實施例的 13336pif.doc/008 23 1320948 變化例結晶成長方法的順序圖。 圖3(A)是從A1N層開始成長的時間點之後’場中的電 子繞射強度的測定結果，圖3(B)是當A1N層的成長溫度下 降時的測定結果表示圖。 圖（4)是不進行氫氟酸處理且未進行鎵原子束照射處理 的試料、只有不進行鎵原子照射處理的試料，與進行了氫 氟酸處理及鎵原子束照射處理的試料等，三種試料的非目 標面之X射線搖擺曲線的測定結果表示圖。 圖5(A)〜5(C)是本發明的第2實施例的結晶成長方法工 程圖。 圖6是在III族氮化物結晶成長前後關於成長元素供給 時機(如果是MBE的話，是利用光閘的開關控制）的順序圖。 圖7(A)〜7(D)是本發明第3實施例結晶成長方法的工程 圖。 圖8是對於III族氮化物結晶前後關於成長元素的供給 時機(如果是MBE的話，是利用光閘的開關控制）的順序圖。 圖9(A)〜9(C)是依照本發明第4實施例的結晶成長方法 圖。 圖10(A)〜10(D)是依照本發明第1或第3實施例的結晶 成長方法所成長的構造圖。 圖11(A)是利用SiC和A1N之間不連續的能帶與電子 親和力的差，把界面的2次元氣體電子層當作通道的金屬 積體半導體場效電晶體的斷面結構圖。 圖11(B)是SiC與A1N接合構造的能帶結構圖。 13336pif.doc/008 24 1320948 圖12是依照本實施例的結晶成長技術在雷射結構上的 應用例的結構斷面圖。 圖13爲應用本實施例結晶成長技術的異質接合雙極電 晶體，GaN/SiC系HBT的結構斷面圖。 【圖式標示說明】 1 :洗淨的 4H-SiC(0001)si 基板， 2 : SiC的均向磊晶成長層， 3 :潔淨的SiC表面， 5:鎵原子束， 7 : A1N 層， 8a ·銘原子’ 8b :氮原子 11 :洗淨的 4H-SiC(0001)si 基板， 15 : 411-3丨0：(0001)^基板的潔淨面， 17 :銘原子’ 20 :高頻電漿激發活性氮， 21 :洗淨的 4H-SiC(0001)si 基板， 23 : A1N 層， 25 : 411-3丨(：(0001)^基板的潔淨面， 25a:在表面上吸附著平衡狀態的鎵之狀態， 25b : AUGa^N 層， 27 :鎵原子， 31 :銘原子 33 :高頻電漿激發活性氮， 13336pif.doc/008 25 1320948 35 : A1N 層， 41 : SiC 基板， 43 : SiC基板的表面， 45 :鋁原子， 47 :高頻電漿激發活性氮， 51 : A1N 膜， 53 : A1N 層， 55 : AlxGai_xN 層， 57 :鎵原子， 58 :銦原子， 59 : AlJiikN 層， 60 :金屬積體半導體場效電晶體（MISFET) 61 :具有SiC表面的基板， 63 :源極層， 65 :汲極層， 66 : A1N 層， 67a :源極， 67b :汲極， 68 :聞極， 71 :具有SiC表面的基板， 73 : A1N緩衝層， 75 : AlGaN(n型)披覆層， 77 : GaN/InGaN的多量子井結構， 78 : AlGaN(p型）披覆層， 26 13336pif.doc/008 1320948 81 : n-SiC 基板， 83 : p-SiC 層， 85 : n+，GaN 層， 91 :射極， 93 :基極， 95 :集板電極， 97 :界面。 13336pif.doc/008

Claims (1)

  1. 拾、申請專利範圍： h種結晶成長方法，包括： 在一碳化砂基板的一表面形成一階梯_階帶構造並去 除該表面的一氧化膜；以及 γ對該碳化砂表面照射矽或鎵，之後進行高溫加熱，在 執行此照射及加熱步驟至少一循環之後，於該碳化矽基板 之該表面成長一 III族氮化物。 _ 2.如申請專利範圍第1項所述之結晶成長方法，其中對 該碳化砂表面照射砂或鎵的步驟，是在一高真空狀態下進 行的。 一 3·如申請專利範圍第2項所述之結晶成長方法，其中該 闻真空狀態是小於等於1〇-2 pa。 4. 如申請專利範圍第2項所述之結晶成長方法，其中該 高真空狀態是小於等於1〇-6Pa。 5. 如申請專利範圍第1項到第4項任一項所述之結晶成 長方法’其中’成長該ΠΙ族氮化物的溫度低於高溫加熱 該碳化矽基板的溫度。 6. 如申請專利範圍第1項至第4項任一項所述之結晶成 長方法’其中’該碳化矽基板的該表面對於（〇〇0l)si或 (000-1)。面具有0〜15。的偏向角。 7_—種結晶成長方法，包括： 形成一平坦且潔淨的一碳化矽基板的一表面；以及 進行成長一 ΠΙ族氮化物的步驟，其中成長該m族氮 化物的步驟是先供給III族元素之後，再供給氮。 13336pif.doc/008 28 1320948 8. —種結晶成長方法，包括： 形成一平坦且潔浄的一碳化矽基板的一表面且去除該 表面之氧化膜；以及 進行成長一III族氮化物的步驟，其中成長該m族氮 化物的步驟是在上述潔淨的該碳化矽基板的該表面先供給 —單分子層的III族元素或少於該單分子層的量之m族元 素之後，再供給氮。 9. 如申請專利範圍第7項或第8項所述之結晶成長方 法，其中進行成長該III族氮化物的步驟，是在一高真空狀 態下進行的。 10. 如申請專利範圍第9項所述之結晶成長方法，其中 該高真空狀態是小於等於10·2 Pa。 11. 如申請專利範圍第9項所述之結晶成長方法，其中 該高真空狀態是小於等於10·6 Pa ^ 12. 如申請專利範圍第7項或第8項所述之結晶成長方 法’其中’該碳化砂基板的該表面對於(000l)si或(〇〇〇-1)。 面具有0〜15°的偏向角。 13. —種結晶成長方法，包括： 形成一平坦且潔淨的一碳化矽基板的一表面； 進行成長一 ΠΙ族氮化物的步驟，其中成長該in族氮 化物的步驟是先供給〜表面控制元素於該碳化矽基板之該 表面上’以控制該III族氮化物結晶成長的樣式；以及 供給III族元素和氮之後，接著停止供給該表面控制元 素。 13336pif.doc/008 29 14. 一種結晶成長方法，包括： 形成一平坦且潔淨的一碳化矽基板的一表面且去除該 表面之氧化膜； 在潔淨的該碳化矽基板的該表面上，進行成長一單分 子層或少於該單分子層的量之III族氮化物的步驟，其中先 行提供有一表面控制元素於該碳化矽基板之該表面上，以 控制該III族氮化物結晶成長的樣式；以及 供給ΙΠ族元素和氮之後，接著停止供給該表面控制元 素。 15. 如申請專利範圍第13項或第14項所述之結晶成長 方法，該表面控制元素是鎵或銦。 16. 如申請專利範圍第13項或第14項所述之結晶成長 方法，其中進行成長該ΙΠ族氮化物的步驟，是在一高真空 狀態下進行的。 17. 如申請專利範圍第16項所述之結晶成長方法，其中 該高真空狀態是小於等於1〇·2 Pa。 18. 如申請專利範圍第16項所述之結晶成長方法，其中 該高真空狀態是小於等於1〇·6 Pa。 19. 如申請專利範圍第13項或第14項所述之結晶成長 方法，其中，該碳化矽基板的該表面對於(0001)81或(000_1)<; 面具有〇〜15°的偏向角。 20. —種積層構造，包括： 一碳化矽層；以及 —III族氮化層， 13336pif.doc/008 30 1320948 其中，在含有階梯-階帶構造的該碳化矽層和含有鋁 的該m族氮化物層的界面，殘留有鎵原子或銦原子。 21. —種積層構造，包括： 一碳化矽層；以及 一氮化鋁層， 其中，在含有階梯-階帶構造的該碳化矽層和含有鋁 的該氮化鋁層的界面，殘留有ppm等級的鎵原子或銦原 子的殘留原子。 22. 如申請專利範圍第丨項或第2項所述之結晶成長方 法，其中該結晶成長方法包括： 在該碳化矽基板的該表面形成該階梯-階帶構造並去 除該表面的該氧化膜； 除去該表面之該氧化膜以形成平坦且潔淨的該碳化矽 基板的該表面；以及 上述成長該III族氮化物的步驟，其包括先供給該ΠΙ 族元素後，再供給氮的步驟。 23_如申請專利範圍第1項或第2項所述之結晶成長方 法，其中該結晶成長方法包括： 形成-平坦且潔淨的一碳化砂基板的—表面且去除該 表面之氧化膜的步驟； 在尚真空狀態下，進行成長—m族氮化物的步驟，成 長該ΠΙ麵化嶋步驟包^在關嫌紐_表面先 供給控制該III族顏樣細麵控制元細 步驟，以及，供給III族元麵氮，接著停止供給該表面控 13336pif.doc/008 31 1320948 制元素的步驟。 24. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之結晶成長方 法，其中，去除該氧化膜之步驟是在降低氧分壓的氣體中’ 利用含有氫氟酸的溶液去除該表面的該氧化膜之後’並成 長一 III族氮化物。 25. —種異質接合型金屬積體半導體場效電晶體，包括： 一碳化矽基板； 一氮化鋁層，利用申請專利範圍第1項或第2項所述 之結晶成長方法所形成； 一閘極，形成在該氮化鋁層上；以及 一源極與一汲極，形成在該閘極之兩側。 26. —種異質接合型雷射元件，包括： 一碳化矽基板； 一氮化鋁緩衝層，利用申請專利範圍第1項或第2項 所述之結晶成長方法所形成； 一第一氮化鋁鎵披覆層’形成在該氮化鋁緩衝層上； 一氮化鎵/氮化銦鎵的多量子井結構；以及 一第二氮化鋁鎵披覆層’形成在該氮化鎵/氮化銦鎵的 多量子井結構上。 13336pif.doc/008 32
TW093107211A 2003-03-19 2004-03-18 Method for growing emiconductor crystal and laminated structure thereof and semiconductor device TWI320948B (en)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003076044 2003-03-19

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW200425288A TW200425288A (en) 2004-11-16
TWI320948B true TWI320948B (en) 2010-02-21

Family

ID=33027878

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW093107211A TWI320948B (en) 2003-03-19 2004-03-18 Method for growing emiconductor crystal and laminated structure thereof and semiconductor device

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7625447B2 (zh)
EP (2) EP2575161B1 (zh)
JP (1) JP4382748B2 (zh)
KR (1) KR100715828B1 (zh)
TW (1) TWI320948B (zh)
WO (1) WO2004084283A1 (zh)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006253500A (ja) * 2005-03-11 2006-09-21 Kanagawa Acad Of Sci & Technol 固体表面の酸素除去方法、結晶成長方法、半導体製造方法及び半導体装置
JP2009537337A (ja) * 2006-05-17 2009-10-29 ミクロガン ゲーエムベーハー 第ｉｉｉ族窒化物半導体を含むマイクロメカニカル・アクチュエータ
US9099377B2 (en) * 2006-09-14 2015-08-04 Cree, Inc. Micropipe-free silicon carbide and related method of manufacture
JP5721351B2 (ja) 2009-07-21 2015-05-20 ローム株式会社 半導体装置
CN102597337A (zh) * 2009-08-27 2012-07-18 住友金属工业株式会社 SiC 单晶晶片及其制造方法
JP5931737B2 (ja) * 2010-10-29 2016-06-08 株式会社トクヤマ 光学素子の製造方法
KR101971597B1 (ko) * 2011-10-26 2019-04-24 엘지이노텍 주식회사 웨이퍼 및 박막 제조 방법
US8860040B2 (en) 2012-09-11 2014-10-14 Dow Corning Corporation High voltage power semiconductor devices on SiC
US9738991B2 (en) 2013-02-05 2017-08-22 Dow Corning Corporation Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a supporting shelf which permits thermal expansion
US9797064B2 (en) 2013-02-05 2017-10-24 Dow Corning Corporation Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a support shelf which permits thermal expansion
KR102098296B1 (ko) 2013-04-15 2020-04-07 엘지이노텍 주식회사 에피택셜 웨이퍼
US9279192B2 (en) * 2014-07-29 2016-03-08 Dow Corning Corporation Method for manufacturing SiC wafer fit for integration with power device manufacturing technology
JP6652042B2 (ja) * 2016-12-13 2020-02-19 三菱電機株式会社 Ｉｉｉ−ｖ族窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法
JP7016311B2 (ja) 2018-11-06 2022-02-04 株式会社東芝 半導体装置
CN111005072B (zh) * 2019-12-27 2021-07-02 河北工业大学 一种可优化表面平整度的氮化铝单晶薄膜制备方法
CN112071743A (zh) * 2020-09-21 2020-12-11 中国科学院长春光学精密机械与物理研究所 一种高质量低电阻率的半导体材料及其生长方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3396356B2 (ja) * 1995-12-11 2003-04-14 三菱電機株式会社 半導体装置，及びその製造方法
JP3508356B2 (ja) 1995-12-25 2004-03-22 松下電器産業株式会社 半導体結晶成長方法及び半導体薄膜
US6273950B1 (en) * 1996-04-18 2001-08-14 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. SiC device and method for manufacturing the same
US6165874A (en) * 1997-07-03 2000-12-26 The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration Method for growth of crystal surfaces and growth of heteroepitaxial single crystal films thereon
US7154153B1 (en) * 1997-07-29 2006-12-26 Micron Technology, Inc. Memory device
JP3500281B2 (ja) 1997-11-05 2004-02-23 株式会社東芝 窒化ガリウム系半導体素子およびその製造方法
US6447604B1 (en) 2000-03-13 2002-09-10 Advanced Technology Materials, Inc. Method for achieving improved epitaxy quality (surface texture and defect density) on free-standing (aluminum, indium, gallium) nitride ((al,in,ga)n) substrates for opto-electronic and electronic devices
FR2810159B1 (fr) * 2000-06-09 2005-04-08 Centre Nat Rech Scient Couche epaisse de nitrure de gallium ou de nitrure mixte de gallium et d'un autre metal, procede de preparation, et dispositif electronique ou optoelectronique comprenant une telle couche
TW503590B (en) 2001-04-27 2002-09-21 Highlink Technology Corp Manufacturing method for buffer layer of light emitting semiconductor devices

Also Published As

Publication number Publication date
US20060180077A1 (en) 2006-08-17
EP1617464A1 (en) 2006-01-18
US7625447B2 (en) 2009-12-01
WO2004084283B1 (ja) 2004-12-16
WO2004084283A1 (ja) 2004-09-30
EP2575161A2 (en) 2013-04-03
KR20050109593A (ko) 2005-11-21
EP2575161A3 (en) 2013-06-26
KR100715828B1 (ko) 2007-05-10
JPWO2004084283A1 (ja) 2006-06-29
JP4382748B2 (ja) 2009-12-16
EP2575161B1 (en) 2015-05-06
EP1617464A4 (en) 2011-04-27
TW200425288A (en) 2004-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI320948B (en) Method for growing emiconductor crystal and laminated structure thereof and semiconductor device
TWI489668B (zh) 利用金屬有機化學汽相沉積之高品質氮面ＧａＮ、ＩｎＮ及ＡlＮ及其合金之異質磊晶生長的方法
US10192737B2 (en) Method for heteroepitaxial growth of III metal-face polarity III-nitrides on substrates with diamond crystal structure and III-nitride semiconductors
WO2010025153A1 (en) Nitride crystal with removable surface layer and methods of manufacture
JP2006261179A (ja) 半導体ウェハー及びその製造方法
JPH06326416A (ja) 化合物半導体素子
JP4468744B2 (ja) 窒化物半導体薄膜の作製方法
JP2004111848A (ja) サファイア基板とそれを用いたエピタキシャル基板およびその製造方法
JP4449357B2 (ja) 電界効果トランジスタ用エピタキシャルウェハの製造方法
CN108352327B (zh) 半导体元件用外延基板、半导体元件和半导体元件用外延基板的制造方法
JP2006261476A (ja) Ｓｉ基板結晶上における窒化ガリウム結晶成長方法
WO2011099469A1 (ja) 構造体、及び半導体基板の製造方法
JP2013505590A (ja) 半極性ウルツ鉱型ｉｉｉ族窒化物をベースとする半導体層、及び当該窒化物をベースとする半導体部材
JP6271390B2 (ja) 窒化物半導体結晶成長方法
JP2004307253A (ja) 半導体基板の製造方法
JP3870259B2 (ja) 窒化物半導体積層体及びその成長方法
JP2003224072A (ja) 半導体構造物およびその製造方法
JP3993830B2 (ja) 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体の製造方法およびそれを含む半導体装置
WO2024057698A1 (ja) 窒化物半導体層付き単結晶シリコン基板及び窒化物半導体層付き単結晶シリコン基板の製造方法
JP2000311865A (ja) 化合物半導体素子およびその製造方法
JP4524630B2 (ja) Ｈｅｍｔ用エピタキシャルウェハの製造方法
CN118647758A (zh) 13族元素氮化物单晶基板、外延生长层成膜用基板、层叠体以及半导体元件用外延基板
RU135186U1 (ru) Полупроводниковое светоизлучающее устройство
JP5424476B2 (ja) 単結晶基板、その製造方法、当該単結晶基板上に形成してなる半導体薄膜、および半導体構造
Suda et al. Influence of Substrate Misorientation Angle and Direction in Growth of GaN on Off-axis SiC (0001)

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees