TWI395845B - Iii族氮化物基化合物半導體之製造方法、包含iii族氮化物基化合物半導體之晶圓、及iii族氮化物基化合物半導體裝置 - Google Patents

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Description

Ⅲ族氮化物基化合物半導體之製造方法、包含Ⅲ族氮化物基化合物半導體之晶圓、及Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置
本發明係關於一種具有所謂纖鋅礦結構(wurtzite structure)之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法。具體而言，本發明係關於一種透過磊晶成長之具有m平面主表面之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法。
於本發明中，所謂「Ⅲ族氮化物基化合物半導體」包括：以化學式Alx Gay In1-x-y N(0≦x≦1，0≦y≦1，0≦x+y≦1)所表示的半導體；含有可例如獲得n型/p型導電性之預定元素的半導體；以及，Ⅲ族元素的一部分被B及/或Tl所取代，及/或V族元素的一部分被P、As、Sb、及/或Bi所取代的半導體。
Ⅲ族氮化物基化合物半導體發光裝置已被廣泛使用，並且已對此裝置的特性改善做了許多嘗試。一般而言，Ⅲ族氮化物基化合物半導體發光裝置係透過在由不同於Ⅲ族氮化物基化合物半導體之材料所製成的基板(以下此基板可被稱為「異種基板(hetero-substrate)」，例如藍寶石基板)上磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體而加以製造。在最普遍的磊晶成長程序中，成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體，俾使此半導體的厚度方向係順著c軸，以及此半導體具有c平面主表面。
吾人已知：當在Ⅲ族氮化物基化合物半導體發光裝置中，例如具有多重量子阱結構的層在c軸方向進行堆疊(即堆疊層之間的界面係平行於c平面)時，在發光裝置內便會因應變而產生壓電場(piezoelectric field)，並且降低量子效率。此種因內部應變而產生之壓電場在形成發光裝置以外之裝置(例如高電子移動性電晶體(HEMT，high electron mobility transistor))的情況下同樣係不被期望的。
以上述觀點而言，吾人已嘗試對發展磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體的技術，俾使半導體的厚度方向不順著c軸。
專利文獻1：日本公開專利公報第2006-036561號
非專利文獻1：Koji Okuno等人所著之Technical Report of The Institute of Electronics, Information and Communication Engineers ED 2002-20
專利文獻1揭露一種透過遮罩形成而防止在非期望成長軸方向上之結晶成長的技術。非專利文獻1所揭露的技術無法防止在非期望成長軸方向上之結晶成長。本案發明人已透過應用並改善非專利文獻1所揭露的技術而完成本發明。
在本發明之第一實施樣態中，提供一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，包含下列步驟：對基板的主表面進行熱處理，此主表面於其上具有凸部，此凸部具有至少一傾斜的側表面；在供應氨的情況下，透過氮化而在具有凸部之基板的表面上形成氮化鋁薄膜；以及主要在基板之凸部的側表面上磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體。
在本發明之第二實施樣態中，此基板為具有m平面主表面的藍寶石基板；凸部除了主表面以外尚具有側表面；以及由側表面與主表面所形成的線在藍寶石基板的m平面上，從a軸朝向c軸方向傾斜15°到90°。
在本發明之第三實施樣態中，此基板為具有c平面主表面的藍寶石基板，而凸部除了主表面以外尚具有側表面。
在本發明之第四實施樣態中，提供一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，包含下列步驟：對藍寶石基板的a平面主表面進行熱處理，此主表面於其上具有凸部，此凸部具有至少一側表面，此側表面具有偏離c平面45°以下的偏離角(如在此所使用的「偏離」一詞係指表面傾斜於結晶平面的情況)；在供應氨的情 況下，透過氮化而在具有凸部的表面上形成氮化鋁薄膜；以及主要在具有偏離c平面45°以下之偏離角之凸部的側表面上，磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體，藉以形成具有平行於藍寶石基板之a平面表面之m平面主表面的Ⅲ族氮化物基化合物半導體層。
在本發明之第五實施樣態中，於凸部的側表面之中，具有不同法線向量的兩側表面的其中之一係覆蓋以不允許使Ⅲ族氮化物基化合物半導體輕易磊晶成長的材料。
在本發明之第六實施樣態中，於凸部的側表面之中，對具有不同法線向量的兩側表面其中之一進行處理而獲得凹凸或粗糙不平，俾使在已處理之側表面上無法輕易進行Ⅲ族氮化物基化合物半導體的磊晶成長。在此例中，在具有不同法線向量的兩側表面其中之一上形成凹凸或粗糙不平可利用例如蝕刻的方式在形成側表面之後執行。或者，此具有凹凸或粗糙不平的側表面亦可一開始就形成。
在本發明之第七實施樣態中，當從上方觀看時，凸部係排列成長條形狀。
在本發明之第八實施樣態中，當從上方觀看時，凸部係排列成格子形狀。
在本發明之第九實施樣態中，於熱處理中，透過鋁或鋁化合物的供應，而形成具有1Å到40Å之厚度的鋁薄膜。
在本發明之第十實施樣態中，透過三甲基鋁的供應而形成鋁薄膜。
在本發明之第十一實施樣態中，在300℃到420℃下形成鋁薄膜。
在本發明之第十二實施樣態中，熱處理包含在氫環境下，加熱至900℃到1200℃的一預定溫度，並且將預定溫度維持20分鐘以下。
在本發明之第十三實施樣態中，熱處理不包含供應氨或能夠作為用於Ⅲ族氮化物基化合物半導體之氮來源的反應性氮化合物。
在本發明之第十四實施樣態中，提供一種晶圓，其包含：藍寶石基板，於其上具有凸部，此凸部具有不同於基板之主表面的側表面，並且相較於在主表面上，於側表面上更輕易成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體；以及Ⅲ族氮化物基化合物半導體，磊晶成長在側表面上，並且具有主表面，此主表面具有期望的晶向(crystal orientation)。
在本發明之第十五實施樣態中，提供一種晶圓，其包含：藍寶石基板，具有a平面主表面；以及Ⅲ族氮化物基化合物半導體，具有m平面主表面，並且被形成於藍寶石基板上，其中在藍寶石基板與Ⅲ族氮化物基化合物半導體之間，不存在由Ⅲ族氮化物基化合物半導體以外之材料所製成的膜。
在本發明之第十六實施樣態中，提供一種晶圓，其包含：藍寶石基板，具有a平面主表面；以及Ⅲ族氮化物基化合物半導體，具有m平面主表面，並且被形成於藍寶石基板上，其中在位於藍寶石基板與Ⅲ族氮化物基化合物半導體之間的該藍寶石基板的至少一部分a平面主表面上，不存在由Ⅲ族氮化物基化合物半導體以外之材料所製成的膜。
本發明之第十七實施樣態係描寫本發明之第十四到第十六實施樣態其中任一的具體實施例，其中對基板進行處理而獲得凸部，俾使形成除了主表面以外的表面，而Ⅲ族氮化物基化合物半導體則與主表面以外之該表面的至少一部分產生接觸。
在本發明之第十八實施樣態中，提供一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置，其係藉由在如本發明之第十四至第十七實施樣態其中任一所述之晶圓上形成裝置元件，然後分割結果產品而加以製造。
專利文獻1揭露一種技術，於其中例如，在具有預定主表面的異種基板(即藍寶石基板)上形成具有期望之結晶成長表面的凸部；覆蓋除了結晶成長表面以外的表面，俾使結晶成長不會發生在這些表面上；並且例如，磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體， 俾使此半導體的c軸方向係位於異種基板之結晶成長表面的垂直方向上；即此半導體的期望軸方向係位在垂直於異種基板之主表面的方向上。
本案發明人所做的研究已顯示非專利文獻1所揭露的技術僅容許在藍寶石基板上磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體，而使此半導體的c平面以及m平面平行於基板的主表面。
本案發明人所做的進一步研究已顯示當鋁薄膜形成於上覆一凸部(此凸部具有至少一側表面，此側表面具有偏離c平面45°以下的偏離角)之藍寶石基板的a平面主表面上，然後在最佳化條件下進行氮化時，形成Ⅲ族氮化物基化合物半導體，俾使此半導體的m平面係平行於藍寶石基板的主表面(第四實施樣態)。
以下將說明透過上述本案發明人所提供之方法步驟的磊晶成長機制。
圖1A與1B顯示在下述實施例中所進行之磊晶成長的特徵部。以下將參考圖1A與1B來說明磊晶成長的機制。如圖1A所示，以適當間隔，將六角柱(截面六角錐)凸部設置在藍寶石基板的a平面主表面上。圖1A顯示僅設置一個凸部的情況。如圖1A所示，六角柱(截面六角錐)凸部具有兩個側表面(即灰色側表面以及其相對之表面)，這些側表面具有偏離c平面45°以下的偏離角。六角柱(截面六角錐)凸部的剩餘側表面並不平行或垂直於c平面，即這些側表面不為c平面、m平面、或a平面。
本案發明人所做的研究已顯示當鋁薄膜(厚度：40Å以下)形成於具有a平面主表面並且於其上具有如圖1A所示之六角柱(截面六角錐)凸部的藍寶石基板上，然後透過氮化將鋁薄膜轉化成AlN膜，接著磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體時，此半導體的磊晶成長會主要發生在具有偏離c平面45°以下之偏離角之凸部的側表面上，如此使藍寶石基板的c軸係對應於此半導體的c軸。在此種情況下，此半導體的快速成長不會發生在藍寶石基板之凸部的剩餘側表面上、藍寶石基板之凸部的a平面上表面上、或藍寶石基板的非凸部區域上。
因此，Ⅲ族氮化物基化合物半導體的磊晶成長係主要發生在具有偏離c平面45°以下之偏離角之藍寶石基板之六角柱(截面六角錐)凸部的側表面上，俾使藍寶石基板的c軸係對應於此半導體的c軸，即進行所謂橫向再成長磊晶技術(ELO，epitaxial lateral overgrowth)，俾使此半導體會覆蓋藍寶石基板的整個主表面。在此種情況下，進行磊晶成長俾使Ⅲ族氮化物基化合物半導體的m平面(或與其正交的線(即m軸))係平行於藍寶石基板的a平面主表面(或與其正交的線(即a軸))(圖1B)。如圖1B所示，Ⅲ族氮化物基化合物半導體的軸係以符號「GaN」來表示；而藍寶石基板的軸則係以符號「Sap.」來表示。此種現象與下列已知的事實相吻合：當Ⅲ族氮化物基化合物半導體磊晶成長在以c平面為主表面的藍寶石基板上時，藍寶石基板的a軸方向會與Ⅲ族氮化物基化合物半導體的m軸方向相一致。
或者，可形成如圖1C所示之凸部。當從上方觀看時，如圖1C所示之凸部具有長條形狀。此凸部的上與下表面為藍寶石基板的a平面，而凸部的側表面僅為c平面。
如圖1B所示，在凸部的側表面上，以-c方向，即[000-1]方向，進行Ⅲ族氮化物基化合物半導體的成長，而此半導體的成長表面為-c平面。此係基於下列事實：當將成長中的Ⅲ族氮化物基化合物半導體浸入鹼溶液時，此半導體的成長表面非常可能被蝕刻。
對於凸部的形成而言，較佳係例如藉由使用蝕刻遮罩來進行乾式蝕刻。
當藉由使用圖1D之平面圖所示之蝕刻遮罩(紋路部分)來進行乾式蝕刻時，可如圖1E所示，形成具有當從上方觀看時排列成長條形狀之凸部(以下這些凸部可被稱為「長條狀凸部」)的基板(第七實施樣態)。
當藉由使用圖1F之平面圖所示之蝕刻遮罩(紋路部分)來進行乾式蝕刻時，可如圖1G所示，形成具有當從上方觀看時排列成格子形狀之凸部的基板(第八實施樣態)。
在圖1E所示之藍寶石基板中，長條狀凸部的所有側表面皆為 c平面。當Ⅲ族氮化物基化合物半導體發光裝置形成於具有圖1E所示之形狀的藍寶石基板上時，由於此基板之凸部的形狀，經由位於基板與Ⅲ族氮化物基化合物半導體層之間的界面上之光折射所產生的光取出性能係低於將Ⅲ族氮化物基化合物半導體發光裝置形成於具有圖1A所示之形狀的藍寶石基板上的情況。此係因為如圖1E所示，這些凸部僅具有平行於m軸的表面，m軸係平行於基板的a平面主表面，因此m軸方向上的發光成分(就折射而言)完全不受凸部的影響。對於光取出性能的改善而言，較佳係如圖1G所示，對基板進行處理而獲得當從上方觀看時排列成格子形狀的凸部。在此種情況下，Ⅲ族氮化物基化合物半導體並不會磊晶成長在凸部的m平面側表面上。因此，較佳係薄化圖1F所示之蝕刻遮罩的橫向部分，並且減少這些部分的數量，俾能抑制凸部之c平面側表面的面積減少，此凸部係待形成於具有a平面主表面的藍寶石基板上。
具有m平面主表面的Ⅲ族氮化物基化合物半導體能夠形成於僅具有上述凸部的基板上。然而，當Ⅲ族氮化物基化合物半導體成長在藍寶石基板之凸部的所有c平面側表面上時，會形成不連續的表面。具體而言，如圖1H之橫剖面圖所示，Ⅲ族氮化物基化合物半導體係以-c軸方向，磊晶成長在藍寶石基板之相對凸部的c平面側表面上，因此依此種方式所成長之Ⅲ族氮化物基化合物半導體間的接合界面會形成不連續的表面。在圖1H至1L中，藍寶石基板之凸部的側表面係稍微偏離c平面。然而，就簡化說明之目的而言，這些側表面以下可被稱為「c平面表面」。
如圖1I之橫剖面圖所示，在藍寶石基板之凸部的側表面之中，較佳之情形為：將法線向量朝向同一方向的c平面表面留下，而法線向量與其相反方向的c平面表面則由Ⅲ族氮化物基化合物半導體之磊晶成長不會發生於其上的材料加以遮蔽。在此種情況下，所有未被遮蔽的c平面表面皆具有取向於同一方向的法線向量，因此Ⅲ族氮化物基化合物半導體係以-c方向而磊晶成長在c平面表面上。因此，不連續的表面不會因為Ⅲ族氮化物基化合物 半導體之間的接合界面而形成，此Ⅲ族氮化物基化合物半導體係磊晶成長在藍寶石基板之不同凸部的c平面表面上。
如圖1J之橫剖面圖所示，在藍寶石基板之凸部的側表面中，較佳之情形為：將法線向量朝向同一方向的c平面表面留下，而對於法線向量與其相反方向的c平面表面則加以處理，以形成達到Ⅲ族氮化物基化合物半導體無法磊晶成長在已處理表面上之程度的粗糙表面或凹凸。在此種情況下，所有未經處理(例如未粗糙化)的c平面表面皆具有取向於同一方向的法線向量，因此Ⅲ族氮化物基化合物半導體係以-c方向磊晶成長在c平面表面上。因此，不連續的表面便不致因Ⅲ族氮化物基化合物半導體之間的接合界面而形成，此Ⅲ族氮化物基化合物半導體係磊晶成長在藍寶石基板之不同凸部的c平面表面上。
較佳係當使用例如圖1K所示之蝕刻遮罩時，形成具有如圖1E所示之平面圖之單純長條形狀的凸部，並且形成其法線向量朝向相隔約180°之方向的表面。相較之下，使用圖1L所示的蝕刻遮罩會形成其法線向量朝向同一方向的兩側表面，以及於其上由於凹凸而不發生磊晶成長、磊晶成長非常緩慢、或成長雜晶的側表面。
再者，依照本案發明人的發現，當長條狀凸部形成於具有m平面主表面的藍寶石基板上，由於凸部之縱長向之結晶方向的設計而使長條狀凸部的側表面具有特殊指數面時，將磊晶成長在側表面上然後透過橫向成長而完全覆蓋凸部之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的主表面，係為平行於藍寶石基板之m平面表面的m平面或r平面((10-12)平面)，或稍微偏離藍寶石基板之m平面表面的m平面。
本案發明人所做的研究已顯示Ⅲ族氮化物基化合物半導體的磊晶成長表面並不垂直於m平面，因此，在一對長條狀凸部的相對側表面上不會發生Ⅲ族氮化物基化合物半導體的磊晶成長，或者磊晶成長進行得非常緩慢(第二實施樣態)。
再者，依照本案發明人的發現，當基於凸部之縱長向之結晶 方向的設計而將長條狀凸部形成於具有c平面主表面的藍寶石基板上時，透過橫向成長而磊晶成長在側表面上然後完全覆蓋凸部之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的主表面，係為平行於藍寶石基板之c平面表面的m平面或a平面(第三實施樣態)。
因此，本發明已基於下列概括的技術觀念而達成：將凸部設置在基板上，俾使形成具有不同於基板之主表面之晶向的表面，並且不在基板的主表面或凸部的非期望側表面上，而係在凸部的預定側表面上磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體(第一實施樣態)。在凸部之預定側表面上進行磊晶成長為何優於在其他表面上進行磊晶成長有各種不同的理由。舉例而言，由於已設置預定側表面，以致於磊晶成長不會發生或較不可能發生在預定側表面以外的表面上，或者因為如下所述，透過例如藍寶石基板表面之熱處理或氮化的技術而顯著改善磊晶成長的選擇性，所以在其他表面上不會發生磊晶成長或者磊晶成長進行得非常緩慢。在以下所述的實施例中，使用藍寶石基板。然而，本發明亦可應用在由藍寶石以外的材料所製成的基板(至少六角晶形的基板)上。舉例來說，本發明可應用在尖晶石(spinel)或SiC基板上。
吾人可基於凸部之預定側表面與其他表面之間的表面能差異，或基於在基板表面附近之磊晶成長在凸部之預定側表面上之Ⅲ族氮化物基化合物半導體或結晶之原材料(化學物質)的擴散長度，而瞭解上述現象。
當鋁薄膜形成於具有凸部的基板上然後進行氮化時，磊晶成長會因為例如下列理由而發生在凸部的側表面上，而不發生在基板的主表面上。
透過依照本發明的熱處理與氮化，磊晶成長不會發生在基板的主表面(平滑表面)上，而係發生在側表面(已處理且非平滑的表面)上。可理解地，相較於未處理的表面或已處理的下表面，已處理的側表面係較為粗糙(例如這些表面為不平坦、彎曲、或具有大的表面粗糙度)。此係為何Ⅲ族氮化物基化合物半導體可能選擇性地成長在側表面上的理由。本發明係在對於此種選擇性成長的最 佳條件下進行。
吾人可簡單地透過以高溫氫氣來處理藍寶石基板而有效地進行本發明。然而，鋁金屬層可藉由故意供應鋁源而形成於基板上。以高溫氫氣來處理藍寶石基板係使存在於藍寶石基板的鋁原子透過蝕刻以及還原反應而出現的手段；而鋁源的供應係重新添加鋁原子的手段。尤其從藍寶石基板表面之反應控制的觀點而言，此鋁源較佳係有機鋁化合物。較佳係使用烷基鋁化合物(尤其係三甲基鋁)。如以下提出之實驗資料所示，用於形成鋁薄膜的溫度以及此膜的厚度係本發明的必要條件，並且已決定其尤佳的範圍。
在不供應鋁源且以高溫氫氣來處理藍寶石基板表面的情況下，較佳係例如在氫氣處理後將基板溫度暫時下降到300至420℃之後再進行氮化。當以高溫氫氣來處理藍寶石基板時，此基板可被維持在目標溫度經過一預定期間，或者此基板可在達到目標溫度之後被立即冷卻。於後者的情況下，在達到目標溫度之前或之後，以高溫氫氣處理藍寶石基板經過一特定期間。
因此，依照本發明，製造一種包含基板以及磊晶成長結晶的晶圓，於其中基板之主表面與結晶之主表面之間的晶向關係是不同於簡易平坦基板之主表面與磊晶成長結晶之主表面之間的晶向關係，此關係是當基板之簡易表面處理或基板上之層(例如緩衝層)形成之後，Ⅲ族氮化物基化合物半導體在形成於平坦基板上形成時而獲得(第十四實施樣態)。具體而言，製造一種包含藍寶石基板以及Ⅲ族氮化物基化合物半導體的晶圓，此藍寶石基板具有a平面主表面，而此半導體具有m平面主表面並且不經由遮蔽材料而形成於基板上(第十五實施樣態)；或者製造一種包含藍寶石基板以及Ⅲ族氮化物基化合物半導體的晶圓，此藍寶石基板具有a平面主表面，而此半導體具有m平面主表面並且形成於基板上，於其中在基板與半導體之間，以遮蔽材料不完全覆蓋a平面主表面的程度來設置此材料(第十六實施樣態)。此種晶圓可透過例如上述使用具有凸部之基板的製造方法而被輕易製造(第十七實施樣態)。在本發明中，磊晶成長不必發生在凸部的整個預定表面上，而例如 可存在有空隙。
此種晶圓的使用可製造Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置，此半導體裝置包含其界面係平行於m平面或稍微偏離m平面之平面的層。在此種半導體裝置中，壓電場不在垂直於Ⅲ族氮化物基化合物半導體層間之界面的方向上產生。因此，相較於包含其界面係平行於c平面之層的Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置，此半導體裝置可表現出改良的特性。例如，包含此種晶圓的發光裝置可被預見表現出改良的發光性能(第十八實施樣態)。
以下將說明磊晶成長氮化鎵以作為Ⅲ族氮化物基化合物半導體的實施例。不消說，由Ⅲ族氮化物基化合物半導體而非氮化鎵所形成的層或厚膜可被輕易地設置在依此種方式所成長的Ⅲ族氮化物基化合物半導體上。本發明包含依此種方式所製造的產品。
實施例1
圖2概略地顯示本發明之Ⅲ族氮化物基化合物半導體之製造方法的具體實施例，其顯示基板的溫度、以及原材料或載氣(氫)的供應/非供應。步驟號碼被提供在圖2的底部。
在步驟1中，於氫環境下，藍寶石基板被加熱到1160℃，然後被冷卻到300至420℃。
在步驟2中，當基板被維持在300至420℃時，在供應載氣(氮-氫混合物)的情況下，導入三甲基鋁(trimethylaluminum)。
在步驟3中，停止導入三甲基鋁，並且在供應載氣(氮-氫混合物)以及氨的情況下，將基板的溫度上升到1010℃。
在步驟4中，於供應載氣(氮-氫混合物)以及氨的情況下，透過導入三甲基鋁而進行磊晶成長。
在步驟5中，於氨與氮的環境下，將基板的溫度下降到300℃以下。
如下所述，在氮氫混合物被使用於步驟2到4中之情況下所獲得的實驗資料係類似於在僅氮或氫被使用於步驟2到4中以作 為載氣之情況下所獲得的實驗資料。
圖3顯示具有a平面主表面之已處理藍寶石基板的形狀，此基板被使用於實施例1。藉由使用具有如圖3A所示之數個正六角形開口的遮罩，而蝕刻基板的表面，以形成六角柱(截面六角錐)凸部(mesas)。在此種情況下，一個六角形開口之相對邊之間的距離表示為「A」，而鄰接之六角形開口之相對邊之間的距離表示為「B」。平行於六角形開口之邊的三條直線其中之一係平行於藍寶石基板的m軸，即垂直於c軸。
當使用圖3A所示之遮罩來蝕刻具有a平面主表面的藍寶石基板時，如圖3B所示，便形成截面六角錐凸部，其各具有稍微傾斜的側表面。在此種情況下，包含此凸部之六角形上表面的一邊(此邊係平行於藍寶石基板的m軸，即垂直於c軸)之各凸部的側表面係稍微傾斜(偏離)於藍寶石基板的c平面。側表面與c平面之間的角度為45°以下，而在圖3B中，一起顯示此側表面與藍寶石基板的c軸。凸部的高度被表示為「h」。
首先，藉由使用圖3A所示之遮罩(距離A：3 μm，距離B：2 μm)而蝕刻具有a平面主表面的藍寶石基板，俾形成如圖3B所示的數個凸部(高度h：0.8 μm)。接著，透過圖2所示的程序，而形成鋁薄膜；進行氮化(nitridation)；以及磊晶成長氮化鎵(厚度：4 μm)。在此實驗中，於下述條件下進行鋁薄膜的形成以及氮化。
為了評估如下述之依此種方式所形成的氮化鎵，透過X射線繞射測定(2θ掃瞄)，基於與m平面表面間之干擾相關連之繞射X射線強度比上與c平面表面間之干擾相關連之繞射X射線強度的比值，而判定平行於藍寶石基板之a平面主表面之表面為m平面之GaN結晶(以下GaN結晶可簡稱為「m-GaN」)比上平行於藍寶石基板之a平面主表面之表面為c平面之GaN結晶(以下GaN結晶可簡稱為「c-GaN」)的數量比值。
1.是否存在有氨：
進行一種測試，以判定在供應三甲基鋁時是否存在有氨。改變氨對三甲基鋁(V/Ⅲ比)的莫耳比值(0、10、60、或110)，並透過 X射線繞射測定(2θ掃瞄)所判定的m-GaN/c-GaN比值來評估依此種方式所形成的氮化鎵。這些結果被顯示在圖4A中。
當氨對三甲基鋁的莫耳比值為0或10時，不會偵測出c-GaN。當氨對三甲基鋁的莫耳比值為60時，會偵測出屬於c-GaN的波峰。當氨對三甲基鋁的莫耳比值為110時，不會偵測出屬於m-GaN的波峰，即實質上整個氮化鎵係由c-GaN所形成。
吾人可從這些資料明瞭，當於存在大量氨的情況下供應三甲基鋁時，可首先在藍寶石基板的a平面表面上形成適當的氮化鋁緩衝層，並且接著在藍寶石基板的a平面表面上主要地磊晶成長GaN，即大量形成c-GaN，但少量形成m-GaN。此表示較佳係實質不存在氨。
2.鋁薄膜的形成時間(鋁薄膜的厚度)：
在供應三甲基鋁時，將基板溫度維持在400℃，並且將其供應期間從0改變至480秒。並透過X射線繞射測定(2θ掃瞄)所判定的m-GaN/c-GaN比值來評估依此種方式所形成的氮化鎵。這些結果被顯示在圖4B中。
當三甲基鋁的供應期間為400秒以下時，不會偵測出屬於c-GaN的波峰。相較之下，當三甲基鋁的供應期間為480秒時，可形成少量(0.3%)的m-GaN。
吾人可從這些資料明瞭，當過度增加鋁薄膜的厚度時，可透過氮化而將適當的氮化鋁緩衝層形成於藍寶石基板的a平面表面上，並接著在藍寶石基板的a平面表面上主要地磊晶成長GaN，即大量形成c-GaN，但少量形成m-GaN。此表示鋁薄膜的厚度必須被調整到40Å以下(相當於三甲基鋁的400秒供應)。
3.鋁薄膜形成期間的溫度：
將三甲基鋁的供應期間維持在160秒(相當於15Å的鋁薄膜厚度)，並且將基板溫度從350改變至450℃。透過X射線繞射測定(2θ掃瞄)所判定的m-GaN/c-GaN比值來評估依此種方式所形成的氮化鎵。這些結果被顯示在圖4C中。
當基板溫度為420℃以下時，不會偵測出屬於c-GaN的波峰。 相較之下，當基板溫度為430℃以上時，會因為下列理由而形成少量(約0.01%以下)的m-GaN。
可理解地，當鋁薄膜的形成溫度過高時，透過氮化將適當的氮化鋁緩衝層形成於藍寶石基板的a平面表面上，並且接著在藍寶石基板的a平面表面上主要地磊晶成長GaN，即大量形成c-GaN，但少量形成m-GaN。這些資料表示鋁薄膜形成期間的溫度必須被調整到420℃以下。形成溫度較佳為350℃以上。即使在300℃，亦可形成適當的m-GaN。
為了判定在m平面上的晶軸方向，在上述實驗中所獲得之m-GaN(於其中不會偵測出c-GaN)會接受X射線繞射測定(Φ掃瞄)(利用4軸X射線繞射儀)。這些結果被顯示在圖5A中。圖5A的上部係對應於出自藍寶石基板之(11-23)平面之Φ掃瞄的資料，其中在藍寶石基板的c軸方向觀察到一波峰。圖5A的下部係對應於出自GaN之(10-11)平面之Φ掃瞄的資料，其中在GaN的c軸方向觀察到一波峰。這些波峰的一致係表示在上述實驗中所獲得之m-GaN的c軸係平行於具有a平面主表面之藍寶石基板的c軸。此被概略地顯示在圖5B中。如圖5B所示，m-GaN的軸係以符號「GaN」加以表示，而藍寶石基板的軸係以符號「藍寶石」加以表示。
因此，依照本發明，具有m平面主表面的Ⅲ族氮化物基化合物半導體厚膜可被形成於具有a平面主表面的藍寶石基板上。在此種情況下，藍寶石基板的c軸係平行於Ⅲ族氮化物基化合物半導體的c軸。
因此，依照本發明，在不形成遮罩的情況下，可製造具有m平面主表面之優異品質的Ⅲ族氮化物基化合物半導體。
除了將圖3A所示之六角形圖案遮罩的距離A或B改變為0.5 μm或0.75 μm，或將圖3B所示之凸部的高度在0.35到1.2 μm的範圍內加以變化以外，以如上所述之相同方法來進行其他實驗。然而，在從這些實驗所獲得的資料與上述實驗中所獲得的資料之間並沒有觀察到明顯的差異。
實施例2
於實施例2中，在不供應三甲基鋁的情況下，對藍寶石基板的表面進行熱處理；即省略圖2所示的步驟2。亦即，在氫環境下對藍寶石基板的表面進行熱處理。步驟3(氮化)係起始於300到420℃。因此，可製造具有m平面主表面的相當合適Ⅲ族氮化物基化合物半導體。
即使當在步驟1中，藍寶石基板的冷卻係起始於基板溫度到達1160℃的瞬間(即藍寶石基板之溫度被維持在1160℃的期間為零)時，與上述情況相類似，可製造具有m平面主表面的相當合適Ⅲ族氮化物基化合物半導體。
實施例3
如下所述，可在具有m平面主表面的藍寶石基板上形成長條狀的凸部。具體而言，長條狀凸部的形成，俾使其縱向在主表面上自c軸傾斜45°而朝向a軸。
藉由使用蝕刻遮罩而形成長條狀的凸部，俾使各凸部的寬度(即未蝕刻的部分)為2 μm，以及鄰接凸部之間的距離(即已蝕刻部分的寬度)為3 μm。蝕刻深度被調整到0.7 μm。m平面主表面與各長條狀凸部之側表面之間的角度為約70°。
以類似於以上實施例1所述的方法，處理具有依此種方式所形成之凸部的m平面藍寶石基板，然後磊晶成長氮化鎵(Ⅲ族氮化物基化合物半導體)，此被概略地顯示在圖6中。
如圖6所示，以覆蓋藍寶石基板之各凸部之一部分的方式來形成六角柱Ⅲ族氮化物基化合物半導體。
因此，m平面藍寶石基板的蝕刻可形成於其上能夠成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體的表面，此表面至今尚未被知悉於其上可允許此種磊晶成長。在實施例3中判定此種表面的效用。
基於在實施例3中所獲得的結果，提供具有a平面主表面的藍寶石基板、具有m平面主表面的藍寶石基板、具有c平面主表面的藍寶石基板；在下述角度範圍內，以不同方向將各具有2 μm寬度的長條狀凸部形成於各基板上；以及於其上磊晶成長氮化鎵 厚膜經過60分鐘，然後判定平行於藍寶石基板之主表面的厚膜結晶平面。
在下述實施例4到6中，長條狀的凸部(寬度：2 μm)被放射狀地形成於上述三個藍寶石基板的每一個上，俾使鄰接凸部之間的角度為0.01°。於一端之鄰接長條狀凸部之間的距離為2 μm，或於另一端為4 μm。各長條狀凸部的長度為約13 mm。因此，長條狀凸部在90°的範圍內，以不同的縱向形成於三個藍寶石基板的每一個上，並且每10度進行一次X射線繞射測定(2θ掃瞄)以及X射線繞射測定(Φ掃瞄)(利用4軸X射線繞射儀)，藉以判定形成於基板上之氮化鎵厚膜的晶向。在經過120秒的氮化鎵成長之後，藉由使用掃瞄式電子顯微照片(SEM，scanning electron micrograph)來分析垂直於其縱向之每一長條狀凸部的橫剖面，藉以判定結晶成長是發生在凸部的主表面上還是發生在側表面上。
除了改變其成長時間以外，以相同於實施例1所使用的方法來形成氮化鎵厚膜。以下在實施例4到6中說明這些結果。
實施例4
使用具有a平面主表面的藍寶石基板，並且在上述條件下形成氮化鎵厚膜。這些分析結果被顯示在表1中。形成長條狀凸部，使其縱向在a平面(即主表面)上從m軸方向改變成c軸方向。圖7顯示透過X射線繞射測定(2θ掃瞄)(0°、30°、60°、以及90°)所獲得的資料。
如表1所示(即橫剖面之SEM分析的資料)，在形成於上述方向的任一長條狀凸部中，僅在主表面上成長的GaN沒有發生。
在設置長條狀凸部使其縱向與m軸之間的角度(以下此角度簡稱為「到m軸的角度」)為0°到40°的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，而X射線繞射分析顯示平行於藍寶石基板之a平面主表面的成長GaN厚膜表面為(10-10)m平面。
在設置長條狀凸部使其縱向與m軸之間的角度為50°或80°的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，但平行於藍寶石基板之a平面主表面的成長GaN厚膜表面透過X射線繞射分析並無法明確指定。
在設置長條狀凸部使其縱向與m軸之間的角度為90°的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，而X射線繞射分析顯示平行於藍寶石基板之a平面主表面的成長GaN厚膜表面為(11-22)平面。
在設置長條狀凸部使其縱向與m軸之間的角度為60°或70°的情況下，可觀察到GaN同時成長於凸部之主表面以及側表面上，而X射線繞射分析顯示平行於藍寶石基板之a平面主表面的成長GaN厚膜表面為(0001)c平面。c平面GaN厚膜的波峰被視為相當於在藍寶石基板之a平面主表面上成長之c平面GaN的波峰。然而，可理解地，成長在凸部之側表面上之GaN的主表面為高指數的結晶平面，並且觀察不到屬於此平面的波峰。
進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)，以分析(11-20)a平面藍寶石基板以及成長在凸部上之(10-10)m平面GaN的面內取向(in-plane orientation)，俾以獲得與m軸相隔0°到40°的角度。具體而言，X 射線繞射測定(Φ掃瞄)係在m平面GaN的(10-11)平面以及a平面藍寶石基板的(11-23)平面上進行。透過面內取向分析所獲得的所有資料顯示m平面GaN的c軸係平行於a平面藍寶石基板的c軸(參考圖8)。
[實施例4的討論]
一般而言，當GaN直接成長在(11-20)a平面藍寶石基板上，或經由緩衝層而成長於其上時，GaN的(0001)c平面會變成平行於藍寶石基板的主表面(即(11-20)平面)。
在設置a平面藍寶石基板之長條狀凸部時，使此凸部之縱向與m軸之間的角度為0°到40°的情況下，當凸部的側表面為(0001)c平面或(0001)c平面外的平面時，成長GaN，使GaN的(10-10)m平面會變成平行於藍寶石基板的主表面(即(11-20)a平面)。在藍寶石基板以及GaN的面內取向中，GaN的c軸係平行於藍寶石基板的c軸。以下將詳述此種現象。
此被已知悉，c平面GaN係成長在c平面藍寶石基板上。如圖9所示，在藍寶石基板以及GaN的面內取向中，c平面藍寶石基板的a軸方向係平行於c平面GaN的m軸方向。
當(0001)c平面GaN透過a平面藍寶石基板處理而形成於上述凸部的側表面(即(0001)c平面或(0001)c平面外的平面)上，並且獲得上述已知的面內取向(如圖9所示)時，發生GaN的成長，俾使GaN的(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(11-20)a平面)。基於成長在所設置之凸部(以獲得與m軸相距0°到40°角度)的側表面上之(10-10)m平面GaN的面內取向分析而獲得相似資料的事實，將所有的側表面假定為(0001)c平面外的平面。
在設置長條狀凸部使其縱向與m軸之間的角度為50°到90°的情況下，藍寶石基板之凸部的側表面為高指數的結晶平面，例如(10-14)、(10-15)、或(10-10)平面。在以獲得距m軸60°或70°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，SEM分析顯示GaN成長係發生在凸部的主表面以及側表面上。此表示GaN係難以優先發生在此種高指數結晶平面的側表面上。X射線繞射測定顯示出屬 於(0001)c平面的波峰。因此，可理解地，(0001)c平面GaN係成長在基板的主表面上。在以獲得距m軸60°或70°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，透過SEM分析可觀察到在凸部之側表面上的GaN成長，但透過X射線繞射測定卻觀察不到屬於位在側表面上之GaN成長的波峰。成長在此種高指數結晶平面之表面上之GaN的晶向至今尚未被知悉。因此，難以假定平行於藍寶石基板之主表面(即(11-20)a平面)而成長之GaN的晶向。然而，在以獲得距m軸50°、80°、或90°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到僅在此種高指數結晶平面之側表面上的GaN成長。此表示GaN成長會更優先發生在這些側表面上，而非發生在基板的主表面上。
實施例5
使用具有m平面主表面的藍寶石基板，並且在上述條件下形成氮化鎵厚膜。這些分析結果被顯示在表2中。形成長條狀凸部，使其縱向在m平面(即主表面)上從a軸方向被改變成c軸方向。圖10顯示透過X射線繞射法(2θ掃瞄)(0°、30°、70°、以及90°)所獲得的資料。
如表2所示(橫剖面之SEM分析的資料)，僅於主表面上的GaN成長不會發生在以上述方向所設置的任一長條狀凸部上。在設置長條狀凸部使其縱向與a軸之間的角度(以下此角度簡稱為「到a軸的角度」)為0°或10°的情況下，可觀察到凸部之主表面以及側表面上的GaN成長，而X射線繞射分析顯示成長GaN厚膜的(11-22)平面係平行於藍寶石基板的m平面主表面。吾人已知，通常，(11-22)GaN、(10-10)m平面GaN、(10-13)GaN、或其混合結晶係成長在(10-10)m平面藍寶石基板上。因此，可理解地，(11-22)平面之X射線繞射分析的資料係相當於屬於成長在基板之主表面上之GaN之(11-22)平面的波峰。在以獲得距a軸20°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，而X射線繞射分析顯示出屬於GaN之(11-22)平面的微弱波峰。此意味成長少量的GaN，使其(11-22)平面係平行於主表面。在以獲得距a軸30°到60°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，但平行於主表面之成長GaN厚膜之表面的晶向並無法確定(實施例3)。在以獲得距a軸70°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長，並且儘管低X射線強度，但仍可確定平行於主表面之成長GaN厚膜的表面為(10-12)r平面。在以獲得距a軸80°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長。在以獲得距a軸90°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到被視為屬於成長在主表面上之GaN的微弱波峰。X射線繞射分析顯示出屬於GaN之(10-10)m平面(到a軸的角度：80°或90°)的波峰。此種GaN的m平面波峰被視為屬於成長在凸部之側表面上的GaN。在以獲得距a軸90°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到屬於(11-22)平面的波峰。此種波峰被視為屬於成長在主表面上的GaN。
為了分析(10-10)m平面藍寶石基板以及成長在以獲得距a軸 80°或90°角度之方式所設置之凸部上之(10-10)m平面GaN的面內取向，而進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)。具體而言，X射線繞射測定(Φ掃瞄)係在m平面GaN的(10-11)平面以及m平面藍寶石基板的(11-20)平面上進行。透過面內取向(X射線繞射)分析所獲得的所有資料顯示m平面GaN的c軸係平行於m平面藍寶石基板的c軸(參考圖11)。
[實施例5的討論]
此已被報導，通常，當GaN係直接成長在(10-10)m平面藍寶石基板上，或經由緩衝層而成長於其上時，發生GaN的成長俾使其(11-22)平面、(10-10)平面、或(10-13)平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(10-10)m平面)。
在設置長條狀凸部使其縱向與a軸之間的角度為0°到20°的情況下，SEM分析顯示GaN係成長在凸部的主表面以及側表面上(即GaN成長不會優先發生在側表面上)。X射線繞射分析顯示出屬於(11-22)平面的波峰，此意味GaN係主要成長在基板的主表面上。SEM分析顯示出在側表面上的GaN成長，但X射線繞射分析則未顯示出被視為屬於成長在側表面上之GaN的波峰。
在設置長條狀凸部使其縱向與a軸之間的角度為30°到60°的情況下，SEM分析顯示出GaN係僅成長在凸部的側表面上(即GaN成長係優先發生在這些側表面上)。然而，X射線繞射分析沒有顯示出波峰；即X射線繞射分析沒有闡明平行於藍寶石基板之主表面(即(10-10)m平面)而成長之GaN的晶向。在此種情況下，藍寶石基板之凸部的側表面為高指數結晶平面，例如(11-23)或(11-24)平面。成長在此種高指數結晶平面之表面上之GaN的晶向至今尚未被知悉。因此，難以假定平行於藍寶石基板之主表面(即(10-10)m平面)而成長之GaN的晶向。然而，在以獲得距a軸30°到60°角度之方式來設置長條狀凸部的情況下，可觀察到GaN僅在此種高指數結晶平面之側表面上成長。此表示GaN成長會更優先發生在這些側表面上，而非發生在基板的主表面上。
在以獲得距a軸40°到50°角度之方式來設置長條狀凸部的情 況下，X射線繞射測定沒有顯示出波峰，但凸部之橫剖面的SEM分析則表示GaN的(11-20)a平面係稍微傾斜(參考實施例3(圖6))。
在設置長條狀凸部使其縱向與a軸之間的角度為70°的情況下，可觀察到GaN僅在凸部之側表面上成長。此表示GaN成長會優先發生在這些側表面上。X射線繞射分析顯示發生GaN成長，使GaN的(10-12)r平面係平行於基板的主表面。凸部的側表面為藍寶石基板的高指數結晶平面，而成長在此種表面上之GaN的晶向至今尚未被知悉。因此，難以解釋為何發生GaN而使GaN之(10-12)r平面係平行於藍寶石基板之主表面的理由。為了GaN的面內取向分析，而進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)。這些結果被顯示在圖12中。圖13概略地顯示GaN的晶向。在圖13中，經切割的六角柱表示成長的GaN結晶，而此六角柱的軸方向係相當於GaN的c軸。可理解地，GaN成長係發生在圖13所示的平面方向上。
在設置m平面藍寶石之長條狀凸部使凸部之縱向與a軸之間的角度為80°或90°的情況下，當凸部的側表面為(11-20)a平面或(11-20)a平面外的平面時，成長GaN，使其(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(10-10)m平面)。以下將說明此種現象。
吾人已知，c平面GaN係成長在a平面藍寶石基板上。在藍寶石基板以及GaN的面內取向中，藍寶石基板的m軸方向係平行於GaN的a軸方向。
當GaN成長在透過m平面藍寶石基板處理而形成之凸部的上述側表面(即(11-20)a平面或(11-20)a平面外的平面)上，使(0001)c平面係平行於側表面，並且獲得上述已知的面內取向時，可理解地，GaN的成長發生係使GaN的(11-20)a平面平行於藍寶石基板的主表面(即(10-10)m平面)。
然而，在實施例5中，發生GaN成長，使藍寶石基板的(10-10)m平面係平行於GaN的(10-10)m平面(參考圖14)。此不同於上述已知的現象。此種GaN的成長原因被認為如下。
如上所述，吾人已知悉當GaN成長在a平面藍寶石基板上時， 發生GaN成長係使GaN的c平面平行於基板的主表面。在藍寶石基板以及GaN的面內取向中，藍寶石基板的m軸方向係平行於GaN的a軸方向，而此同樣已被報導，藍寶石基板的m軸方向係平行於GaN的m軸方向(J.Appl.Phys.74,4430(1993),Appl.Phys.Lett.,Vol.82,No.5 2003年2月3日)。在後者的情形中，可理解地，GaN的成長發生，係使GaN的(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(10-10)m平面)。
實施例6
使用具有c平面主表面的藍寶石基板，並且在上述條件下形成氮化鎵厚膜。這些分析結果被顯示在表3中。設置長條狀凸部，使其縱向在c平面(即主表面)上從m軸方向被改變90°而成為a軸方向。圖15顯示透過X射線繞射測定(2θ掃瞄)(0°、30°、60°、以及90°)所獲得的資料。
如表3所示(橫剖面之SEM分析的資料)，僅在側表面上的GaN成長會發生在以上述方向所設置的所有長條狀凸部上。在設置凸部使其縱向與m軸之間的角度(以下此角度簡稱為「到m軸的角 度」)為0°、10°，或50°到70°的情況下，X射線繞射分析顯示GaN厚膜的(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的c平面主表面。在以獲得距m軸20°到40°、80°、或90°角度之方式來設置凸部的情況下，X射線繞射分析顯示GaN厚膜的(11-20)a平面係平行於藍寶石基板的c平面主表面。亦即，平行於藍寶石基板之主表面的GaN厚膜表面被發現每30度即具有不同的晶向(m平面以及a平面)。由於c平面藍寶石基板具有三重對稱(threefold symmetry)，所以長條狀凸部的側表面每30度即具有不同的晶向(m平面以及a平面)。可理解地，此種結晶對稱反映在上述的結果中。在實施例6中，設置長條狀凸部，使其縱向與m軸之間的角度在0°到90°的範圍內變化。然而，吾人可輕易預料到在以獲得距m軸110°到130°、170°到190°、230°到250°、290°到310°、350°、或360°角度之方式來設置凸部的情況下，平行於藍寶石基板之主表面的成長GaN厚膜表面為m平面；而在以獲得距m軸90°、100°、140°到160°、200°到220°、260°到280°、或320°到340°角度之方式來設置凸部的情況下，平行於藍寶石基板之主表面的成長GaN厚膜表面為a平面。
為了GaN厚膜的面內取向分析，而進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)，該GaN厚膜之平行於藍寶石基板之主表面的表面為m平面(到m軸的角度：0°、10°、或50°到70°)或a平面(到m軸的角度：20°到40°、80°、或90°)。
在平行於藍寶石基板之主表面之GaN厚膜表面為m平面的情況下，在GaN厚膜的(10-11)平面以及藍寶石基板的(11-23)平面上進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)。這些結果被顯示在圖16中。如圖16所示，GaN厚膜的c軸係平行於藍寶石基板的a軸。
在平行於藍寶石基板之主表面之GaN厚膜表面為a平面的情況下，在GaN厚膜的(10-10)平面以及藍寶石基板的(11-23)平面上進行X射線繞射測定(Φ掃瞄)。這些結果被顯示在圖17中。如圖17所示，GaN厚膜的m軸係平行於藍寶石基板的m軸，而GaN厚膜被發現具有三域結構(three domain structures)。
[實施例6的討論]
一般而言，當GaN直接成長在具有(0001)c平面主表面的藍寶石基板，或經由緩衝層而成長於其上時，GaN的成長發生，係使其(0001)c平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(0001)c平面)。
在c平面藍寶石基板之已處理長條狀凸部的縱向係幾乎平行於m軸，以及此凸部之側表面為藍寶石基板之(11-20)a平面或(11-20)a平面外之平面的情況下，GaN的成長係使其(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(0001)c平面)。以下將說明此種現象。
吾人已知，c平面GaN係成長在a平面藍寶石基板上。如圖18所示，在藍寶石基板以及GaN的面內取向中，藍寶石基板的c軸方向係平行於GaN的m軸方向。
在實施例6中，(0001)c平面GaN係成長在透過c平面藍寶石基板處理而形成之凸部的側表面(即(11-20)a平面或(11-20)a平面外的平面)上，並且獲得上述已知的面內取向(如圖18所示)。因此，GaN的成長係使其(10-10)m平面係平行於藍寶石基板的(0001)c平面表面。
在c平面藍寶石基板之已處理長條狀凸部的縱向係幾乎平行於a軸，並且此凸部的側表面為藍寶石基板之(10-10)m平面或(10-10)m平面外之平面的情況下，GaN的成長係使其(11-20)a平面係平行於藍寶石基板的主表面(即(0001)c平面)。以下將說明此種現象。
此已被報導，(10-10)m平面GaN、(11-22)平面GaN、或其混合結晶係成長在m平面藍寶石基板上(參考R.Armitage以及H.Hirayama等人所著，Appl.Phys.Lett.92.092121(2008))。此同樣已被報導，(10-10)m平面GaN或(10-13)平面GaN係成長在m平面藍寶石基板上(參考T.WET等人所著，Jpn.J.Appl.Phys.,Vol.47,No.5(2008))。
吾人已知，當m平面GaN成長在m平面藍寶石基板上時，在GaN以及藍寶石基板的面內取向中，藍寶石基板的c軸方向係 正交於GaN的c軸方向(參考圖19)。然而，在實施例6中，GaN厚膜的[10-10]m軸方向係平行於藍寶石基板的三等效(three equivalent)<10-10>m軸方向，而GaN厚膜被發現具有三域結構。因此，吾人無法僅基於m平面GaN成長在m平面藍寶石基板上的現象而瞭解在實施例6中所獲得的結果。
當GaN成長在(10-10)m平面藍寶石基板上，而使GaN的(10-13)平面係平行於基板的主表面時，(10-13)GaN之c軸方向與m平面藍寶石基板之m軸方向之間的角度約為32°(參考圖20)。當圖19以及20所示的GaN結晶與對應於圖20所示之GaN結晶之180°旋轉的GaN結晶為共存時，GaN的成長係使其(11-20)a平面係平行於藍寶石基板的(0001)c平面，而(11-20)a平面GaN具有三域結構(參考圖17之X射線繞射測定(Φ掃瞄)的資料)，其係類似於在實施例6中所獲得的結果。
可理解地，在實施例6中，三種GaN結晶(即(10-10)m平面GaN結晶以及兩種(10-13)GaN結晶)係同時成長在透過c平面藍寶石基板處理而形成的側表面((10-10)m平面或(10-10)m平面外的平面)上，並且成長具有三域結構的GaN，俾使其(11-20)a平面平行於藍寶石基板的主表面(即(0001)c平面)。
[結果]
當GaN成長在透過(11-20)a平面藍寶石基板的鹼蝕刻而形成之凸部的側表面((0001)c平面)上，而使GaN的(0001)c平面平行於這些側表面時，GaN成長會在-c軸方向進行。
當(11-20)a平面藍寶石基板被處理以形成其側表面為(0001)c平面的凸部時，GaN成長會更優先發生在(0001)c平面側表面上，而非發生在(11-20)a平面主表面上。
當(0001)c平面藍寶石基板被處理以形成其側表面為(11-20)a平面的凸部時，GaN成長會更優先發生在(11-20)a平面側表面上，而非發生在(0001)c平面主表面上。這些現象係與GaN成長可能發生在a平面或c平面表面上的想法相互矛盾。因此，一種自然的想法為GaN成長可能發生在透過藍寶石基板處理而形成的側表面 上，而非GaN成長可能發生在a平面或c平面表面上。於本發明中，在對於選擇性GaN成長的最佳條件下進行熱處理以及氮化。
當(0001)c平面藍寶石基板被處理以形成其側表面為(10-10)m平面的凸部時，GaN成長會更優先發生在(10-10)m平面側表面上，而非發生在(0001)c平面主表面上。在此種情況下，GaN的成長係使其(11-20)a平面平行於(0001)c平面主表面。
當(10-10)m平面藍寶石基板被處理以形成其側表面為(11-20)a平面的凸部時，GaN成長會更優先發生在(11-20)a平面側表面上，而非發生在(10-10)m平面主表面上。在此種情況下，GaN的成長係使其(10-10)m平面平行於(10-10)m平面主表面。
產業利用性
本發明可促進Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置的形成，於其中m軸係在厚度方向上(即垂直於透過磊晶成長而形成之不同組成的層之間的界面的方向)。因此，本發明可促進Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置(例如發光裝置或高電子移動性電晶體(HEMT，high electron mobility transistor))的形成，於其中在不同組成的層之間沒有產生壓電場(piezoelectric field)。
A‧‧‧在遮罩中六角形開口之相對邊之間的距離
B‧‧‧在遮罩中兩個鄰接六角形開口之相對邊之間的距離
h‧‧‧凸部的高度
圖1A為一立體圖，說明形成於本發明所使用之具有a平面主表面之藍寶石基板上之凸部；圖1B為一橫剖面圖，說明形成於具有a平面主表面之藍寶石基板上之凸部；圖1C為一立體圖，說明形成於具有a平面主表面之藍寶石基板上之另一個凸部；圖1D為一平面圖，說明用於基板處理之蝕刻遮罩；圖1E為一立體圖，說明使用圖1D所示之遮罩而進行處理之基板；圖1F為一平面圖，說明用於基板處理之另一種蝕刻遮罩；圖1G為一立體圖，說明使用圖1F所示之遮罩而進行處理之 基板；圖1H為一示意圖，說明成長在相對方向上之Ⅲ族氮化物基化合物半導體；圖1I為一示意圖，說明成長在相同方向上之Ⅲ族氮化物基化合物半導體；圖1J為另一示意圖，說明成長在相同方向上之Ⅲ族氮化物基化合物半導體；圖1K為一平面圖，說明用於基板處理之蝕刻遮罩；圖1L為一平面圖，說明用於為了在相同方向上獲得結晶成長之基板處理之蝕刻遮罩；圖2係本發明方法之一具體實施例的示意圖，其顯示在本方法步驟中的基板溫度以及原材料的供應/非供應；圖3A係用以在本發明所使用之具有a平面主表面之藍寶石基板上形成凸部之遮罩的平面圖；圖3B係已形成之凸部的立體圖；圖4A-4C係顯示在實施例1中於三種不同條件下所成長之m-GaN之百分比的三個圖表，此百分比係透過X射線繞射測定而加以判定；圖5係顯示在實施例1中m-GaN之c軸方向對應於藍寶石基板之c軸的Φ掃瞄資料(圖5A)，以及兩種結晶之軸方向的示意圖(圖5B)；圖6為一示意圖，說明成長在具有m平面主表面之藍寶石基板之長條狀凸部的側表面上之Ⅲ族氮化物基化合物半導體；圖7係顯示在實施例4中透過X射線繞射測定(2θ)所獲得之四種資料的圖表；圖8係顯示在實施例4中透過X射線繞射測定(Φ掃瞄)所獲得之資料的圖表；圖9係於實施例4中成長在凸部主表面(即藍寶石基板的c平面表面)上之GaN之晶向的示意圖；圖10係顯示在實施例5中透過X射線繞射測定(2θ)所獲得之 四種資料的圖表；圖11係顯示在實施例5中透過X射線繞射測定(Φ掃瞄)所獲得之資料的圖表；圖12係顯示在實施例5中透過X射線繞射測定(Φ掃瞄)所獲得之其他資料的圖表；圖13為一示意圖，說明實施例5中成長在藍寶石基板上之凸部的側表面上的GaN之晶向凸部形成於；圖14係於實施例5中成長在凸部側表面(即藍寶石基板的a平面表面)上之GaN之晶向的示意圖；圖15係顯示在實施例6中透過X射線繞射測定(2θ)所獲得之四種資料的圖表；圖16係顯示在實施例6中透過X射線繞射測定(Φ掃瞄)所獲得之資料的圖表；圖17係顯示在實施例6中透過X射線繞射測定(Φ掃瞄)所獲得之其他資料的圖表；圖18係於實施例6中成長在凸部側表面(即藍寶石基板的a平面表面)上之GaN之晶向的示意圖；圖19係於實施例6中成長在凸部側表面(即藍寶石基板的m平面表面)上之GaN之晶向的示意圖；及圖20係於實施例6中成長在凸部側表面(即藍寶石基板的m平面表面)上之另一GaN之晶向的示意圖。

Claims (18)

  1. 一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，包含下列步驟：對一藍寶石基板的一主表面進行熱處理，該主表面上具有一凸部，該凸部具有至少一傾斜的側表面；在供應氨的情況下進行氮化處理，而在具有該凸部之該基板的表面上形成一氮化鋁薄膜；及選擇性地在該基板之該凸部之該側表面上，磊晶成長一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，俾在其他表面上不會發生磊晶成長或者磊晶成長進行得非常緩慢。
  2. 一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，包含下列步驟：對一基板的一主表面進行熱處理，該主表面上具有一凸部，該凸部具有至少一傾斜的側表面；在供應氨的情況下進行氮化處理，而在具有該凸部之該基板的表面上形成一氮化鋁薄膜；及主要在該基板之該凸部之該側表面上，磊晶成長一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，其中，該基板為以一m平面為主表面的一藍寶石基板；該凸部除了該主表面以外尚具有一側表面；且該側表面與該主表面之交線在該藍寶石基板的m平面內，自a軸朝向c軸之方向傾斜15°到90°。
  3. 如申請專利範圍第1項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中該基板為以一c平面為主表面的一藍寶石基板，而該凸部除了該主表面以外尚具有一側表面。
  4. 一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，包含下列步驟：對一藍寶石基板的一a平面主表面進行熱處理，該主表面上具有一凸部，該凸部具有至少一側表面，該側表面具有偏離c平面45°以下的偏離角；在供應氨的情況下進行氮化處理，而在具有該凸部的該表面 上形成一氮化鋁薄膜；及主要在具有偏離c平面45°以下之偏離角之該凸部的側表面上，磊晶成長一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，藉以形成一以m平面為主表面的Ⅲ族氮化物基化合物半導體層，該m平面平行於該藍寶石基板之a平面表面。
  5. 如申請專利範圍第2至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中，在該凸部的諸側表面中之具有不同法線向量的兩側表面其中之一，以不易磊晶成長Ⅲ族氮化物基化合物半導體的一材料加以覆蓋。
  6. 如申請專利範圍第2至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中，將該凸部的諸側表面中之具有不同法線向量的兩側表面其中之一，施以處理而獲得凹凸或粗糙不平，使在該已處理之側表面上不易進行Ⅲ族氮化物基化合物半導體的磊晶成長。
  7. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中當從上方觀看時，該等凸部係排列成長條形狀。
  8. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中當從上方觀看時，該等凸部係排列成格子形狀。
  9. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中在該熱處理中，係藉由供應鋁或鋁化合物，而形成具有1Å到40Å之厚度的鋁薄膜。
  10. 如申請專利範圍第9項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方 法，其中藉由供應三甲基鋁而形成該鋁薄膜。
  11. 如申請專利範圍第10項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中該鋁薄膜係在300℃到420℃下形成。
  12. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中該熱處理包含在氫環境下，加熱至900℃到1200℃的一預定溫度，並且將該預定溫度維持20分鐘以下。
  13. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法，其中於該熱處理不供應氨或可能成為Ⅲ族氮化物基化合物半導體之氮來源的反應性氮化合物。
  14. 一種晶圓，其係藉由申請專利範圍第1至13項中任一項之Ⅲ族氮化物基化合物半導體的製造方法所製造，該晶圓包含：一藍寶石基板，於其上具有一凸部，該凸部具有不同於該基板之一主表面的一側表面，且相較於在該主表面上，於該側表面上更輕易成長一Ⅲ族氮化物基化合物半導體；及一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，磊晶成長在該側表面上，並且具有一主表面，該主表面具有一期望的晶向。
  15. 一種晶圓，包含：一藍寶石基板，具有一a平面主表面；及一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，具有一m平面主表面，且被形成於該藍寶石基板上，其中，在該藍寶石基板與該Ⅲ族氮化物基化合物半導體之間，未形成有由Ⅲ族氮化物基化合物半導體以外之材料所構成之膜。
  16. 一種晶圓，包含： 一藍寶石基板，具有一a平面主表面；及一Ⅲ族氮化物基化合物半導體，具有一m平面主表面，且被形成於該藍寶石基板上，其中，在位於該藍寶石基板與該Ⅲ族氮化物基化合物半導體之間的該藍寶石基板之該a平面主表面的至少一部分上，未形成有由Ⅲ族氮化物基化合物半導體以外之材料所構成的膜。
  17. 如申請專利範圍第14至16項中任一項之晶圓，其中對該基板進行處理而獲得一凸部，俾使形成除了該主表面以外的一表面，而該Ⅲ族氮化物基化合物半導體係與該主表面以外之該表面的至少一部分產生接觸。
  18. 一種Ⅲ族氮化物基化合物半導體裝置，其係藉由在如申請專利範圍第14至17項中任一項之晶圓上形成一裝置元件，然後分割該形成之產品而製成。
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Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010177552A (ja) * 2009-01-30 2010-08-12 Samsung Electro-Mechanics Co Ltd 極性面を有する窒化物半導体成長基板
JP5347835B2 (ja) * 2009-08-25 2013-11-20 豊田合成株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶の製造方法
US8299479B2 (en) 2010-03-09 2012-10-30 Tsmc Solid State Lighting Ltd. Light-emitting devices with textured active layer
DE102010011895B4 (de) * 2010-03-18 2013-07-25 Freiberger Compound Materials Gmbh Verfahren zur Herstellung eines semipolaren Gruppe III-Nitrid-Kristalls, Substrat, freistehendes semipolares Substrat und Verwendung der Substrate
JP5273081B2 (ja) * 2010-03-30 2013-08-28 豊田合成株式会社 半導体発光素子
US8318563B2 (en) * 2010-05-19 2012-11-27 National Semiconductor Corporation Growth of group III nitride-based structures and integration with conventional CMOS processing tools
JP2012114204A (ja) * 2010-11-24 2012-06-14 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子およびその製造方法
JP5573632B2 (ja) * 2010-11-25 2014-08-20 豊田合成株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP4989773B1 (ja) 2011-05-16 2012-08-01 株式会社東芝 半導体発光素子
JP2013001624A (ja) * 2011-06-21 2013-01-07 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物複合基板およびその評価方法
CN103403842A (zh) 2011-08-09 2013-11-20 松下电器产业株式会社 氮化物半导体层生长用结构、层叠结构、氮化物系半导体元件及光源以及它们的制造方法
TWI487006B (zh) * 2011-09-15 2015-06-01 Nat Univ Tsing Hua 半導體結構與製作方法
WO2014054284A1 (ja) 2012-10-05 2014-04-10 パナソニック株式会社 窒化物半導体構造、積層構造、および窒化物半導体発光素子
KR101504731B1 (ko) * 2012-11-30 2015-03-23 주식회사 소프트에피 3족 질화물 반도체 적층체
WO2014135211A1 (en) * 2013-03-07 2014-09-12 Vertu Corporation Limited Sapphire structure having a plurality of crystal planes
KR101548610B1 (ko) * 2013-04-10 2015-09-01 주식회사 소프트에피 3족 질화물 반도체 적층체
JP6180208B2 (ja) * 2013-07-08 2017-08-16 株式会社ニューフレアテクノロジー 気相成長装置および気相成長方法
JP5957771B2 (ja) * 2013-10-11 2016-07-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 窒化物半導体積層構造、半導体発光素子および窒化物半導体積層構造を製造する方法
CN106537617B (zh) 2014-05-27 2019-04-16 斯兰纳Uv科技有限公司 使用半导体结构和超晶格的高级电子装置结构
JP6817072B2 (ja) 2014-05-27 2021-01-20 シランナ・ユー・ブイ・テクノロジーズ・プライベート・リミテッドＳｉｌａｎｎａ Ｕｖ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ Ｐｔｅ Ｌｔｄ 光電子デバイス
JP6986349B2 (ja) 2014-05-27 2021-12-22 シランナ・ユー・ブイ・テクノロジーズ・プライベート・リミテッドSilanna Uv Technologies Pte Ltd ｎ型超格子及びｐ型超格子を備える電子デバイス
US11322643B2 (en) 2014-05-27 2022-05-03 Silanna UV Technologies Pte Ltd Optoelectronic device
JP6478020B2 (ja) * 2014-11-26 2019-03-06 株式会社Flosfia 結晶成長用基板、結晶性積層構造体およびそれらの製造方法ならびにエピタキシャル成長方法
JP6638152B2 (ja) * 2015-02-25 2020-01-29 株式会社Flosfia 蛍光体組成物の製造方法および発光装置
FR3037711A1 (fr) * 2015-06-18 2016-12-23 Commissariat Energie Atomique Procede permettant d'obtenir sur un substrat cristallin une couche semi-polaire de nitrure obtenu avec l'un au moins parmi les materiaux suivants : gallium (ga), indium (in) et aluminium (al)
US11037911B2 (en) 2017-12-27 2021-06-15 Nichia Corporation Light emitting device

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW200539488A (en) * 2004-04-20 2005-12-01 Showa Denko Kk Production method of compound semiconductor light-emitting device wafer
TWI259513B (en) * 2000-03-13 2006-08-01 Cree Inc III-V nitride boule and method of making the same, wafers derived and parted therefrom, and microelectronic device structure
TW200703463A (en) * 2005-05-31 2007-01-16 Univ California Defect reduction of non-polar and semi-polar III-nitrides with sidewall lateral epitaxial overgrowth (SLEO)
TW200711163A (en) * 2005-09-15 2007-03-16 Chipmos Technologies Inc Light emitting diode and fabricating method thereof
TW200723563A (en) * 2005-01-27 2007-06-16 Rohm Co Ltd Nitride semiconductor element and method for growing nitride semiconductor crystal layer
TW200741044A (en) * 2006-03-16 2007-11-01 Toyoda Gosei Kk Semiconductor substrate, electronic device, optical device, and production methods therefor

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB8622767D0 (en) 1986-09-22 1986-10-29 British Telecomm Semiconductor structures
JP2704181B2 (ja) * 1989-02-13 1998-01-26 日本電信電話株式会社 化合物半導体単結晶薄膜の成長方法
JPH10335702A (ja) 1997-06-03 1998-12-18 Hitachi Ltd 窒化物系化合物半導体の成長方法およびその発光素子
US6521514B1 (en) 1999-11-17 2003-02-18 North Carolina State University Pendeoepitaxial methods of fabricating gallium nitride semiconductor layers on sapphire substrates
US6403451B1 (en) * 2000-02-09 2002-06-11 Noerh Carolina State University Methods of fabricating gallium nitride semiconductor layers on substrates including non-gallium nitride posts
JP2001267242A (ja) 2000-03-14 2001-09-28 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体及びその製造方法
JP2002008985A (ja) 2000-06-21 2002-01-11 Nichia Chem Ind Ltd 窒化物半導体の製造方法及び窒化物半導体基板
US6683327B2 (en) * 2001-11-13 2004-01-27 Lumileds Lighting U.S., Llc Nucleation layer for improved light extraction from light emitting devices
JP2003209062A (ja) * 2002-01-17 2003-07-25 Sony Corp 化合物半導体層の結晶成長方法及び半導体素子
JP2003282551A (ja) 2002-03-26 2003-10-03 Kyocera Corp 単結晶サファイア基板とその製造方法
US20030189215A1 (en) 2002-04-09 2003-10-09 Jong-Lam Lee Method of fabricating vertical structure leds
JP4513446B2 (ja) * 2004-07-23 2010-07-28 豊田合成株式会社 半導体結晶の結晶成長方法
JP4369824B2 (ja) * 2004-08-11 2009-11-25 エア・ウォーター株式会社 成膜方法および装置
JP2006165070A (ja) * 2004-12-02 2006-06-22 Mitsubishi Cable Ind Ltd 窒化物半導体結晶の製造方法
JP4140606B2 (ja) 2005-01-11 2008-08-27 ソニー株式会社 ＧａＮ系半導体発光素子の製造方法
CN100561669C (zh) * 2005-05-16 2009-11-18 中国科学院合肥物质科学研究院 氮化镓薄膜材料的制备方法
JP2007214251A (ja) * 2006-02-08 2007-08-23 Rohm Co Ltd 窒化物系半導体素子の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI259513B (en) * 2000-03-13 2006-08-01 Cree Inc III-V nitride boule and method of making the same, wafers derived and parted therefrom, and microelectronic device structure
TW200539488A (en) * 2004-04-20 2005-12-01 Showa Denko Kk Production method of compound semiconductor light-emitting device wafer
TW200723563A (en) * 2005-01-27 2007-06-16 Rohm Co Ltd Nitride semiconductor element and method for growing nitride semiconductor crystal layer
TW200703463A (en) * 2005-05-31 2007-01-16 Univ California Defect reduction of non-polar and semi-polar III-nitrides with sidewall lateral epitaxial overgrowth (SLEO)
TW200711163A (en) * 2005-09-15 2007-03-16 Chipmos Technologies Inc Light emitting diode and fabricating method thereof
TW200741044A (en) * 2006-03-16 2007-11-01 Toyoda Gosei Kk Semiconductor substrate, electronic device, optical device, and production methods therefor

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Publication number Publication date
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