Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка



Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка
Монокристалл нитрида, способ его изготовления и используемая в нем подложка

 


Владельцы патента RU 2485221:

СЭН-ГОБЭН КРИСТО & ДЕТЕКТЁР (FR)

Изобретение относится к способу изготовления высококачественных пластин нитрида галлия эпитаксиальным выращиванием с низкой плотностью дислокации на подложке и отделением от исходной подложки, а также к полупроводниковым пластинам, имеющим кристалл GaN. Способ изготовления монокристалла нитрида эпитаксиальным выращиванием на основе (100), включающей плоскость роста (105), включает этапы: образование жертвенного слоя (101) на основе (100), образование столбиков (102) на указанном жертвенном слое, выращивание слоя нитридного кристалла (103) на столбиках при таких условиях выращивания, что этот слой нитридного кристалла не проходит вниз к основе в углубления (107), образованные между столбиками, удаление слоя нитридного кристалла с основы. Причем указанные столбики (102) изготовлены из материала, совместимого с эпитаксиальным выращиванием GaN, а соотношение D/d высоты D одного столбика к расстоянию d между двумя соседними столбиками больше или равно 1,5. Изобретение позволяет осуществить способ изготовления свободностоящих подложек GaN с низкой плотностью дислокаций и их равномерным распределением. 4 н. и 17 з.п. ф-лы, 34 ил., 4 пр.

 

Область применения изобретения

Настоящее изобретение касается высококачественных свободностоящих пластин нитрида галлия, пригодных для последующего выращивания эффективных структур устройства, и способу их изготовления.

Более конкретно, изобретение относится к способу выращивания GaN с низкой плотностью дислокации на подложке, к способу эпитаксиального выращивания, при котором скорости латерального роста и вертикального роста материала контролировались условиями роста, к способу отделения от исходной подложки.

Настоящее изобретение также относится к нитридной полупроводниковой пластине, имеющей кристалл GaN, образованный таким способом, и нитридному полупроводниковому устройству, полученному из него.

Уровень техники

Полупроводниковые соединения на основе GaN, такие как нитрид галлия (GaN), трехкомпонентные сплавы, галлий-индиевый нитрид (InGaN) и галлий-алюминиевый нитрид (GaAlN) и даже четвертичные (AlGaInN), являются прямозонными полупроводниками. Их зоны покрывают длины волн, проходящие от видимого участка к УФ. В последующем было признано, что полупроводники из нитридных сплавов обладают сильным потенциалом для коротковолновой эмиссии. GaN применяют при изготовлении светоизлучающих диодов (LED), сине-фиолетовых лазерных диодов (LD) и УФ-детекторов. Следующее поколение дисковых систем высокой плотности записи (blu-ray DVD и HD-DVD) будет требовать GaN сине-фиолетовый LD. В дополнение к оптоэлектронике из-за его собственных свойств (широкая зона, высокая температурная и химическая устойчивость, высокая скорость насыщения электронами) GaN можно применять также и для изготовления высокотемпературных электронных устройств.

К сожалению, развитие нитридных материалов столкнулось с проблемами, заключающимися в технологии производства таких материалов. Одной из самых важных проблем в развитии III-N устройств является недостаток монолитных подложек нитрида галлия с приемлемой полезной площадью или подложек с аналогичной кристаллической решеткой для выращивания III-N слоев с низкой плотностью дефектов. GaN нельзя расплавить и вытянуть из слитка как кремний, арсенид галлия или сапфир, потому что при обычных давлениях его теоретическая температура плавления превышает его температуру диссоциации.

При попытках получить кристаллы с большой площадью поверхности нитрида любого металла группы III, которые могут обеспечить подходящие подложки для изготовления устройства, столкнулись с существенными трудностями. Объемные кристаллы GaN могут быть выращены посредством выращивания из расплава при высоком давлении и высокой температуре в жидком Ga. Эту технологию разработали в UNIPRESS (Poland), но размер подложки (~1 см2) и объем возможного массового производства не удовлетворяют промышленные потребности. Тем не менее, низкую плотность дефектов ~102-105 см-2 достигли с применением этого способа (I.Grzegory and S.Porowski, Thin Solid Films, 367, 281(2000)).

Методики, применяемые в данный момент для изготовления GaN относительно высокого качества и связанных слоев, включают гетероэпитаксиальные нанесения слоя GaN устройства на подходящую, но не идеальную подложку. В настоящее время такие подложки включают (но не ограничены) сапфир, кремний или карбид кремния. Все гетероэпитаксиальные подложки имеют проблемы для высококачественного размещения GaN, заключающиеся в несоответствии параметров кристаллической решетки и термическом несоответствии. Несоответствие параметров кристаллической решетки вызвано различием межатомного расстояния в отличающихся кристаллах. Термическое несоответствие вызвано различиями коэффициента теплового расширения между отличающимися материалами.

Поскольку параметр кристаллической решетки сапфировой подложки отличается от GaN, сплошная GaN монокристаллическая пленка не может расти прямо на сапфировой подложке. Таким образом был предложен процесс, где напряжение решетки в некоторой степени уменьшено в буферном слое AIN или GaN, выращенном на сапфировой подложке при низкой температуре, после чего происходит выращивание GaN на нем, и в данное время он обычно используется. Применение нитридного слоя, выращенного при низкой температуре в виде буферного слоя, делает возможным монокристаллическое эпитаксиальное выращивание GaN. Тем не менее, даже этот способ не может компенсировать несоответствие параметров кристаллической решетки между подложкой и кристаллом, а пленка GaN все еще обладает множеством дефектов.

Сапфир и SiC стали стандартными подложками для III-N роста, несмотря на существенные несоответствия параметров кристаллической решетки. Такие большие несоответствия приводят к образованию очень высоких плотностей винтовых дислокаций (~109 см-2) и, в конечном итоге, трещин. Термическое несоответствие также должно приниматься во внимание. Типично, GaN выращивают, например, на сапфире или SiC при температуре 1000-1100°C; поскольку образец охлаждается до комнатной температуры, различие в показателях теплового расширения (сжатия) приводит к высоким уровням напряжения на границе взаимодействия между двумя материалами. Сапфир имеет более высокий коэффициент теплового расширения, чем GaN. Поскольку сапфировая подложка и слой GaN охлаждаются, несоответствие на границе взаимодействия подвергает GaN сжатию, а сапфир напряжению. Таким образом, количество напряжения непосредственно связано с толщиной нанесенного GaN, так что чем толще пленка, тем больше напряжение. При толщине пленки выше приблизительно 10 микрон уровни напряжения превышают пределы прочности GaN и в результате может возникнуть растрескивание и отслаивание пленки. Трещины в этом слое даже хуже, чем значительные дислокации, следовательно, образования трещин необходимо избежать из-за их катастрофического распространения в слое устройства в течение последующих этапов обработки.

Все техническое развитие в области эпитаксии GaN или сапфира, или SiC направлено на снижение плотности TD и предотвращение образования трещин.

Возникновение расширенных дефектов (винтовые дислокации, дефекты упаковки и границы противофазы) приводит к существенно ухудшенным рабочим параметрам и приводит к сокращенной продолжительности работы устройств. Более конкретно, дислокации ведут себя как небезызлучательные центры, тем самым снижая светоизлучающую эффективность светоизлучающих диодов и лазерных диодов, изготовленных из этих материалов. Эти дислокации также увеличивают темновой ток. Хотя винтовые дислокации не предотвратили разработку светоизлучающих диодов с повышенной яркостью, они ограничивают продолжительность работы и вызывают внезапный полный отказ лазерных диодов. Они также вызывают избыточное напряжение обратного смещения токов утечки в приборах с p-n-переходником, таких как транзисторы с высокой подвижностью электронов, полевые транзисторы и другие электронные приборы. Кроме того, дислокации могут действовать как центры сильного рассеивания для носителей, тем самым неблагоприятно снижая подвижность электронов и отверстий, ограничивая работу многих полупроводниковых приборов.

Таким образом, существует острая необходимость в высококачественном свободностоящем GaN с равномерным распределением винтовых дислокаций. Это подразумевает способность выращивания толстых слоев GaN с низкой плотностью дислокации и надлежащее отделение толстого слоя HVPE от исходной подложки. Это было раскрыто Takeya et al., phys. stat. sol. (с) 0, 7, 2292 (2003), чтобы достичь в LD времени эксплуатации 104 часов, исходная подложка должна иметь менее чем 3×106 TD.см-2.

Было предложено множество способов для снижения плотности TD и других протяженных дефектов.

MOVPE является самым широко применяемым способом выращивания структуры устройства на основе GaN и хорошо известен специалисту данной области. Среди способов нужно упомянуть низкотемпературный буферный слой, нанесение наношаблона SiN, низкотемпературные промежуточные слои AIN, пропитку Si-δ. Эти способы рассмотрены в "P. Gibart, Metal organic vapour phase epitaxy of GaN and lateral overgrowth, Reports on Progress in Physics, 67(2004) 667".

Методики для снижения плотности дефектов кристаллической решетки с использованием эпитаксиального латерального наращивания (ELO) широко описаны в документах, см., например, "Epitaxial Lateral Overgrowth of GaN, В.Beaumont, P.Vennegues and P.Gibart, Phys. stat. sol(b) 227, 1-43(2001) Special issue, Interface and defects at Atomic Level".

Кроме того, в "S.Nakamura et al., Jpn. J. Appl. Phys. 38 (1999) p226" раскрыто, что эксплуатационное время службы 10000 часов устройства голубого лазерного диода нитрида галлия можно получить путем применения этих методик.

Эпитаксиальное латеральное наращивание (ELO) включает, по меньшей мере, два этапа выращивания. Преимущество ELO заключается в более быстром росте GaN в одном данном кристаллографическом направлении для получения более низких плотностей дислокаций (меньше, чем приблизительно 107 см-2). Nam et al. (О.Nam, М.Bremser, Т.Zheleva, and R.Davis, Appl. Phys. Lett., 71(18), 1997, 2638-2640) описывает получение III-V полупроводниковых материалов, применяя ELO. Этот способ ELO требует начального роста слоя GaN на подложке, удаления из реактора для выращивания, ex-situ обработки, нанесения диэлектрических шаблонов и повторного введения в реактор для выращивания. Включены различные этапы травления и другие этапы обработки.

В стандартной технологии ELO процесс выращивания рассчитан на обеспечение латерального выращивания, где TD не распространяются. Тем не менее, TD дислокации все еще распространяются над отверстием в шаблоне, и устройства типа LD должны быть сделаны на полосе выше области, покрытой шаблоном.

В двухэтапном ELO (US 6325850) эти недостатки в некоторой степени были устранены. Фактически, на первом этапе условия роста GaN регулируют для получения треугольных полос с {11-22} боковыми гранями. Темп роста грани вершины (0001) выше темпа роста наклонных {1122} боковых граней. Этот первый этап продолжается, пока верхняя грань полностью не исчезнет. Действительно, этот первый этап с возникновением боковых граней способствует снижению TD путем сгибания под 90° TD, это поведение при сгибании было подчеркнуто Sasaoka et al., J. Cryst. Growth 189-190, 61(1998). Фактически, этот первый этап, который приводит к эффективному снижению плотностей винтовых дислокаций, продолжается до тех пор, пока будет необходимо, это является основной концепцией, применяемой в процессе FIELO.

Тогда, на втором этапе, латеральный рост является благоприятным до полного сроста и выравнивания поверхности. Увеличение скорости латерального роста можно достичь или увеличением температуры, или введением Mg в паровую фазу, или снижением давления. Дислокации над окном сначала распространяются вертикально (как в стандартном ELO), но впоследствии сгибаются на 90° для принятия направления вдоль (0001) плоскости спайности. Сгибание большинства дислокаций приводит к резкому снижению их плотности в верхней части пленки, т.е. для толщины больше, чем высота пирамид, полученных в конце первого этапа выращивания. После сгибания большинство дислокаций имели линию, параллельную [1-210], которая проходила к границе срастания с нарощенным GaN, выходящим из прилегающей полосы. Граница, таким образом, является областью накопления дефектов.

Были обнаружены несколько типов поведения дислокаций в границе:

- изгиб вниз к полости, что приводит к их окончанию в ней,

- изгиб вверх в границе и пронизывание поверхности.

Полупетля образована между двумя дислокациями, имеющими тот же вектор Бюргерса, но выходящими из прилежащего наращивания. Тем не менее, TD, которые не изгибаются вниз или не образуют полупетли, соединяются на поверхности.

Изгибание TD можно объяснить качественно, с точки зрения простой минимизации свободной энергии:

- вектор Бюргерса TD не является перпендикулярным к поверхности; поэтому силы стремятся ориентировать прямую линию дислокации под определенным углом к перпендикуляру.

Силы, действующие на такую линию, являются суммой двух составляющих, при этом одна действует для вращения линии, так что она является нормальной к поверхности, а вторая составляющая действует для выравнивания дислокации с вектором Бюргерса. Поскольку энергия линии дислокации зависит также от ее характера, энергия винта является самой низкой, сгибание при 90° ребра в конечном этапе приводит к винтовой дислокации или вводит винтовой компонент, тем самым снижая энтальпию системы. Это поведение TD в технологии 2S-ELO недавно было определено количественно с использованием анизотропной теории для расчета энергий дислокации в GaN как функции их направления линии, S.Gradčak et al. Appl. Phys. Lett., 85, 4648 (2004).

Двухэтапное ELO, также называемое FACELO (US) или FIELO (US), и кантилеверная эпитаксия (СЕ), как описано в US 6599362, также доказали свою эффективность в снижении плотности TD. Фактически, этот способ включает те же основные механизмы, что ELO. Было предложено множество улучшений стандартных технологий.

Пендео-эпитаксиальный способ, описанный Linthicum et al. (K.Linthicum, Т.Gehrke, D.Thomson, K.Tracy, E.Carlson, T.Smith, T.Zheleva, C.Zorman, M.Mehregany, and R.Davis, MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 4S1, G4.9, 1999) и Zheleva et al. (T.Zheleva, S.Smith, D.Thomson, T.Gehrke, K.Linthicum, P.Rajagopal, E.Carlson, W.Ashmawi, and R.Davis, MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 4S1, G3.38, 1999), требует начального выращивания III-N слоя на подложке, удаления из реактора для выращивания, ex-situ обработки и повторного введения в реактор для выращивания. В способе РЕ латеральный рост пленок GaN, подвешенных из (1120) боковых стенок (0001), ориентированных колонок GaN в и над прилежащими вытравленными колодцами, был достигнут посредством эпитаксиального осаждения металлоорганических соединений из паровой фазы (MOVPE) без применения поддерживающего шаблона или подложки или контакта с ними.

Даже при том, что технологии ELO или пендео существенно улучшили качество гетероэпитаксиального GaN, остаются некоторые недостатки и их сложно преодолеть. Вне зависимости от процесса ELO образуются границы срастания, которые являются областью низкого качества. Таким образом, оптоэлектронные устройства должны быть изготовлены на хорошей части поверхности ELO, тем самым требуя комплексной технологии.

Кроме того, получение толстых слоев ELO не приведет к исчезновению границ срастания, а, наоборот, скорее всего приведет к распространению этой дефективной области. Пластины GaN с однородным распределением TD являются чрезвычайно необходимыми.

Исторически HVPE был первым способом получения эпитаксиальных слоев в начале 1970-х. Так как HVPE не подходил для получения GaN р-типа, от него большей частью отказались в начале 1980-х. В наши дни возобновившийся интерес к этому способу заключается в его способности выращивать GaN с высокими скоростями роста и тем самым обеспечить получение псевдоподложек или свободностоящих GaN. Толщину выращивания HVPE применяют для получения низкой плотности дислокаций, типично <107 см-2. Анализ снижающих механизмов в GaN, предложенный Mathis et al. J. Cryst. Growth, 2001, предсказывает снижение TD как функции толщины h как h-2/3. Это означает, что очень толстые слои (~300 мкм до 1 мм) необходимы для снижения TD ниже 107 см-2. Другими словами, может возникать больше взаимодействий между дислокациями посредством выращивания более толстых слоев. Действительно, взаимодействия являются более эффективными близко к границе взаимодействия, где присутствуют более смешанные дислокации. Поскольку слой становится толще, это оставляет, прежде всего, краевые дислокации с большим отделением, таким образом, взаимодействия становятся менее и менее вероятными, и дополнительное снижение плотности TD становится сложным. Фактически, эти механизмы снижения TD очень недейственны, и более близкий взгляд на механизмы снижения показал, что самый эффективный процесс уменьшения исходит от смешанных дислокаций.

Таким образом, одним способом получения более быстрого снижения с толщиной является увеличение соотношения смешанных TD в исходном слое. Это было достигнуто в патенте ATMI (ссылка), в котором соотношение смешанных TD увеличено посредством условий низкой поверхностной подвижности, в основном низкой температуры, ~1000°C. Их данные TEM для роста GaN при 1000°C и 1050°C действительно показывают, что в образце роста при 1050°C большинство из TD идет параллельно направлению роста, тогда как в росте GaN при 1000°C этого не происходит. Также в патенте ATMI раскрыто, что этот низкотемпературный слой снижает образование трещин. Свободностоящий GaN с плотностями TD 3×106 см-2 был получен согласно этому способу.

Технологии ELO также внедрялись в HVPE, но из-за их высокой скорости роста требовался широкий шаг отверстий ELO в шаблонах, и часто образуются новые дислокации. HVPE в настоящее время широко применяется для выращивания толстых слоев GaN, которые в конечном итоге удаляются с подложки.

ELO и РЕ можно выполнить посредством MOVPE, HVPE или даже газотранспортной реакции в замкнутом объеме (CSVT).

Толстые слои GaN на некотором этапе должны надлежащим образом отделяться от сапфировой подложки, то есть без введения трещин или напряжений, и должны быть в конце готовы к экспитации. Несколько путей для отделения подложки являются осуществимыми.

Это прямо подразумевает полировку и шлифовку, однако является сложной задачей.

Лазерное отслаивание (LLO) является методикой для отделения слоя GaN от сапфировой подложки посредством фокусировки УФ лазерного луча через прозрачную сапфировую подложку, так что он расщепляет тонкий участок GaN, близкий к границе взаимодействия с сапфиром, из-за термического нагревания, образуя жидкий Ga и газ N2. В результате посредством этой технологии можно надлежащим образом получать 2′′ свободно стоящий GaN.

Когда ионы, подобные H+, внедрены в полупроводник, хрупкая область образована на глубине, которая регулируется энергией ионов. В Si при термическом отжиге атомы водорода образуют микропузырьки H2, что позволяет отделение тонкого слоя. В GaN механизмы еще полностью не установлены; тем нем менее, применяют внедрение водорода для создания хрупкого участка в GaN/сапфире качества ELO. Внедрение водорода не ухудшает качество начального слоя GaN. На данном этапе не выполняли отжиг. Наоборот, этот внедренный слой вводят в реактор HVPE, где толстый слой (несколько сотен мкм) растет наверху. После роста, во время охлаждения, слой HVPE отделен от начального шаблона (WO 03100839).

Промежуточный слой Ti между шаблоном GaN и толстым слоем GaN HVPE приводит к образованию небольших пустот на границе взаимодействия, что позволяет легкое отделение.

Монокристаллический промежуточный слой на основе кремния размещен на исходной подложке (сапфир). Затем этот жертвенный слой самопроизвольно выпаривается в течение эпитаксиального этапа нитрида III группы. В результате образуется свободностоящий GaN (WO 05031045).

Свободностоящий GaN можно получить из слоев, выращенных посредством пендео-эпитаксиального выращивания на слабых опорах, которые сконфигурированы для раскола из-за несоответствия коэффициента теплового расширения между подложкой и слоем GaN на слабых опорах (US 6586778).

Кроме разделения для получения свободностоящих пластин GaN, известны несколько способов (см., например, US 6355497, EP 1059662), в которых структуры LED

были выращены на GaN качества ELO, лежащем на шаблоне SiO2, и затем отделены посредством химического травления шаблона SiO2.

Целью настоящего изобретения является предложить способ изготовления свободностоящих подложек GaN с низкой плотностью дислокаций (<106 TD см-2) с равномерным распределением TD.

Краткое описание изобретения

Для этого настоящее изобретение объединяет технологию ELO с исходным процессом разделения.

В частности, изобретение относится к способу изготовления монокристалла нитрида эпитаксиальным выращиванием на основе 100, включающей плоскость роста, способ включает этапы:

- образования жертвенного слоя 101 на основе,

- образования столбиков 102 на указанном жертвенном слое 101, причем указанные столбики 102 изготовлены из материала, совместимого с эпитаксиальным выращиванием GaN,

- выращивания слоя нитридного кристалла 103 на столбиках 102 при таких условиях выращивания, что слой нитридного кристалла 103 не проходит вниз к основе в углубления, образованные между столбиками,

- удаления слоя нитридного кристалла 103 с основы 100.

Таким образом, и как будет более понятно далее, образование столбиков на жертвенном слое позволяет выполнить снижение количества винтовых дислокаций в слое нитридного кристалла.

Предпочтительные неограничивающие аспекты полупроводника согласно изобретению будут описаны ниже со ссылками на фигуры 11a и 11b.

Предпочтительно, каждый столбик 102 включает стенки 104. В этом случае стенки 104 в основном перпендикулярны плоскости роста 105 основы 100.

Далее будет понятно, что стенка рассматривается как "перпендикулярная плоскости роста", когда средняя плоскость стены перпендикулярна плоскости роста.

Предпочтительно, столбики 102 имеют одинаковую высоту. Тем не менее, столбики 102 могут также быть разной высоты, при необходимости.

Верхние плоскости 106 столбиков 102 определяют плоскость роста столбиков 102. Преимущественно, поверхность плоскости роста 106 столбиков 102 может составлять более 20% от всей поверхности плоскости роста 105 основы 100.

Более того, поверхность плоскости роста 106 столбиков 102 может составлять менее 80% от всей поверхности плоскости роста 105 основы 100.

Предпочтительно, соотношение D/d высоты D столбика 102 к расстоянию d между двумя соседними столбиками 102 больше или равно 1,5 и более предпочтительно больше или равно 2.

Соотношение D/d предпочтительно выбрано для избежания заполнения пространства между столбиками. Другими словами, соотношение D/d выбрано так, что остается углубление между плоскостью роста основы и слоем нитридного кристалла 103, растущего на столбиках 102.

В одном варианте осуществления данного изобретения столбики 102 представляют собой отдельные столбики.

Преимущественно, столбики 102 равномерно распределены на основе 100.

Как упоминалось раньше, столбики изготовлены из материала, совместимого с эпитаксиальным выращиванием GaN. Это позволяет выполнить уменьшение дефектов в слое нитридного кристалла 103. В одном варианте осуществления столбики изготовлены из GaN.

Жертвенный слой 101 может быть изготовлен из химически удаляемого материала для облегчения отделения слоя нитридного кристалла 103. Например, жертвенный слой 101 может быть изготовлен из SiO2.

Жертвенный слой 101 может быть сплошным, так чтобы жертвенный слой 101 покрывал всю поверхность плоскости роста 105 основы 100, как показано на фигуре 1a.

Жертвенный слой 101 может быть также прерывистым, так чтобы жертвенный слой 101 включал углубления 107, проходящие перпендикулярно плоскости роста 105 основы 100, как показано на фигуре 1b.

Предпочтительно, углубления 107 находятся между столбиками 102, при этом каждая часть прерывистого жертвенного слоя 101 находится под соответствующим столбиком 102, покрывающим всю поверхность указанной части.

Столбики 102 могут быть образованы с применением различных методик.

В первом варианте осуществления столбики 102 образованы:

- эпитаксиальным выращиванием слоя GaN на жертвенном слое,

- нанесением шаблона на слой GaN, причем указанный шаблон включает множество отверстий,

- травлением слоя GaN вниз к подложке для образования столбиков GaN 102.

Во втором варианте осуществления столбики 102 образованы:

- получением слоя GaN, включающего столбики

- приклеиванием столбиков на жертвенный слой,

- удалением слоя GaN, проходящего над столбиками.

В случае второго варианта осуществления этап удаления слоя нитридного кристалла с основы может включать химическое травление жертвенного слоя.

Во всех случаях способ может включать этап нанесения второго жертвенного слоя на нижнюю часть столбиков. Это облегчает удаление слоя нитридного кристалла 103 со столбиков 102.

Другой аспект данного изобретения касается подложки для изготовления монокристалла нитрида эпитаксиальным выращиванием, причем указанная подложка включает основу 100 и множество столбиков 102 на основе 100, где указанная подложка дополнительно включает жертвенный слой 101 между основой 100 и столбиками 102, как определено выше.

Изобретение дополнительно касается полупроводникового материала, включающего подложку и монокристалл нитрида 103 на подложке, где указанная подложка включает основу 100, жертвенный слой 101 на основе 100 и множество столбиков 102 на указанном жертвенном слое 101, как определено выше.

Наконец, изобретение касается монокристалла 103 нитрида, включающего столбики 102, причем указанный монокристалл получен способом, описанным выше.

Описание сопроводительных графических материалов

Другие характеристики, цели и преимущества настоящего изобретения будут очевидны при чтении следующего подробного описания и из сопроводительных графических материалов, которые даны как неограничивающие примеры и в которых:

- Фигуры 1A-1I являются схематическим поперечным разрезом, перпендикулярным [1-100] направлению роста GaN посредством двухэтапного ELO, показывающим различные этапы технологии ELO до полного срастания, взятые из настоящего эксперимента. На фиг.1(d)-(i) сапфировая подложка была опущена для большей ясности;

- Фигуры 2A-2D схематически изображают технологические этапы для получения столбиков GaN с низкой плотностью дислокаций на удаляемых селективных шаблонах;

- Фигуры 3A-3D показывают процесс срастания после образования столбиков и нанесения защитного слоя на вытравленный GaN;

- Фигура 4A является SEM изображением поперечной структуры после прироста из столбика, при этом Фиг.4 В является панхроматическим катодолюминесцентным изображением;

- Фиг.5 является катодлюминесцентцей поперечного сечения с длинноволновым разрешением прироста GaN из столбиков;

- Фигура 6 изображает рост посредством HVPE толстого слоя GaN из матрицы треугольных полосок;

- Фиг.7 схематически изображает последний этап получения готовых к эпитаксии пластин GaN;

- Фигура 8 изображает другой вариант процесса образования столбика, где шаблон 8 не удаляют;

- Фигура 9A изображает другую конструкцию шаблона, позволяющего раннее отделение, а 9B изображает трехмерное изображение многослойной подложки после второго роста MOVPE;

- Фигура 10 является сборкой некоторых возможных схем для отверстий согласно настоящему изобретению,

- Фигуры 11a и 11b являются двумя разными вариантами осуществления, показывающими подложки для изготовления монокристалла нитрида эпитаксиальным выращиванием.

Подробное описание изобретения

Общие положения изобретения

Как описано выше, способ по данному изобретению объединяет технологию ELO с оригинальным способом разделения.

В способе по данному изобретению двухэтапная технология ELO сначала использовалась для образования GaN/сапфир для дальнейшей обработки (как описано в US 6325850).

Тем не менее, в данном изобретении шаблоны изготовлены из SiO2 или любого химически легко удаляемого селективного шаблона вместо нитрида кремния для дальнейшего более легкого удаления.

В процессе образуются слои GaN с низкой плотностью дислокаций, в которых оставшиеся дислокации размещены в границах срастания в середине области, покрытой шаблоном. Толщина первого слоя ELO достигает приблизительно 12 мкм.

На этом этапе новый шаблон был размещен на поверхности выращенного слоя.

Затем этот шаблон структурировали участками в виде отверстий, точно выровненными с первыми отверстиями, необходимыми для технологии ELO, как в технологии MARELO, описанной в WO 04105108 и показанной на фигуре 2A.

Потом выполнили глубокое травление через отверстия посредством RIE приблизительно вниз к сапфировой подложке.

В результате получили столбики GaN качества ELO, которые связаны не прямо с сапфиром, а с химически удаляемым селективным шаблоном.

В другом варианте осуществления схема селективного шаблона состоит из двухмерной матрицы отверстий.

С этой конструкцией шаблона можно полностью удалять селективный шаблон после частичного или даже полного срастания GaN при полном сохранении связности, достаточно сильной, чтобы позволить последний рост HVPE. Это будет описано подробно в примере 2.

Перед вторым эпитаксиальным выращиванием шаблон селективно нанесли на нижнюю часть отверстий, которые были образованы в слое GaN ELO, до сапфировой подложки, как показано на фигуре 2B.

Верхний шаблон был в итоге удален.

Выращивание из столбиков проводили при помощи MOVPE. Когда верхний шаблон удалили, рост происходи одновременно на боковых {11-20} гранях и верхней (0001) поверхности столбика.

Таким образом можно следовать нескольким способам для образования плоской поверхности:

- продолжать выращивание MOVPE, но изменять параметры роста (температуру, давление, V/III соотношение, введение сурфактанта) для усиления латерального роста, как хорошо известно специалисту данной области;

- перемещать этот слой как выращенный в реактор HVPE;

- сохранять треугольную полосатую структуру, но получить более толстый слой MOVPE для дальнейшего более безопасного перемещения в реактор HVPE;

- селективный шаблон, остающийся на поверхности столбиков.

Эпитаксиальная технология, способная достигать скоростей роста намного выше, чем MOVPE, впоследствии необходима для образования достаточно толстых слоев за контролируемое время.

Таким образом, способ далее продолжается посредством выращивания сплошного слоя без трещин на шаблоне GaN MOVPE, посредством эпитаксии галидов из паровой фазы (HVPE), в конце концов, посредством газотранспортной реакции в замкнутом объеме (CSVT) или эпитаксии из жидкой фазы.

Как описано выше, целью настоящего изобретения является обеспечение способа изготовления толстой подложки GaN при помощи HVPE, имеющей чрезвычайно низкую плотность дефектов и небольшую деформацию и отклонение от слоя MOVPE на столбиках.

Настоящее изобретение также обеспечивает способ получения толстых слоев GaN без трещин для последующего применения для гомоэпитаксии как псевдоподложек или подложек после отделения исходного не-GaN природного субстрата.

После выполнения двухэтапного ELO способ согласно изобретению включает этап отделения.

HVPE проводят до достижения толщины, по меньшей мере, 200 мкм.

Отделение выращенного слоя HVPE от столбиков на опорах достигают посредством химического травления шаблона. Заключительное отделение в конечном итоге достигают посредством откалывания сбоку лезвием.

Изобретение также относится к эпитаксиальным слоям нитрида галлия, которые можно получить способом, заключенным в объем настоящего изобретения. Преимущественно, указанные эпитаксиальные слои нитрида галлия имеют толщину от 1 мкм до 2 см и отделены от своей подложки.

Изобретение, кроме того, относится к свободностоящему кристаллу GaN, отделенному от подложки, который можно получить способом, заключенным в объем настоящему изобретению, характеризующемуся тем, что имеет толщину от 10 до 1000 мкм, а также к слитку GaN, полученному уплотнением, HVPE или CSVT эпитаксиального слоя GaN, полученного способом согласно настоящего изобретения.

Настоящее изобретение также относится к оптоэлектронному компоненту, особенно к диодному лазеру, характеризующемуся тем, что он снабжен эпитаксиальным слоем нитрида галлия, как описано выше.

Рост ELO GaN

Настоящее изобретение относится к способу получения свободностоящего нитрида галлия (GaN) с низкой плотностью дефектов, включающему:

- нанесение слоя GaN при помощи MOVPE на сапфировую подложку, как описано в US 6802902 (ULD) (см. фигуру 1A),

- нанесение первого селективного шаблона с множеством первых отверстий, образующих паттерн (см. фигуры 1B и 1C),

- первый подрост слоя нитрида галлия на указанном шаблоне при эпитаксиальных условиях (см. фигуры 1D-1F).

Из фигур, созданных из реальных данных HRTEM, можно отметить, что на протяжении первого этапа (Фиг.1D-F) GaN растет в соответствии с шаблоном GaN, расположенным внизу, таким образом, винтовые дислокации (TD) распространяются в основном параллельно оси с (направление роста), пока они не встречают боковые грани {11-22}. Интересно, что они сгибаются под 90°, когда эти TD встречают боковые грани {11-22}, и тем самым распространяются параллельно подложке, пока они не достигнут границ сроста.

На этом этапе происходит второй подрост нитрида галлия с условиями роста, настроенными на усиление латерального роста по отношению к вертикальному росту, чтобы вызвать нанесение элементов нитрида галлия и анизотропный и латеральный рост указанных элементов (см. фигуру 1G-1I).

Плотность TD равна ~5×106 см-2 между границами сроста.

В конце этой первой части процесса эпислой качества ELO получили на сапфировой подложке, как описано в US 6325850 (см. фигуру 1I). В границе сроста остающаяся TD стремится к некоторому расширению для распространения в сторону.

Изготовление столбиков GaN на химически удаляемом селективном шаблоне

Следующим этапом процесса является нанесение второго шаблона с множеством вторых отверстий, образующих те же паттерны, что и первые отверстия, точно над первыми отверстиями, обеспечивая то, что шаг паттерна первых отверстий являлся шагом вторых отверстий (см. фигуру 2A).

Несколько вариаций шага паттерна предусмотрены и будут описаны в примерах.

Затем были выполнены вертикальные канавки посредством RIE или эквивалентных технологий вниз к подложке GaN, фиг.2B.

После этого этапа определили столбики качества ELO, проходящие параллельно [1-100], такие столбики не находятся в непосредственном контакте с исходным буфером исходной подложки GaN на сапфире, а, наоборот, лежат на химически удаляемом материале.

В конечном итоге травление эпислоя GaN над первым отверстием может быть выполнено вниз к сапфировой подложке.

Оставшийся верхний шаблон в конце концов удаляют химическим травлением, Фиг.2C. В некоторых вариантах процесса удаление верхнего шаблона не является обязательным.

В целях предотвращения поликристаллического нанесения GaN в течение этапа роста HVPE шаблон селективно наносят на дно канавок (см. фигуру 2D).

На этом этапе структура готова для подроста посредством технологии выращивания типа HVPE или CSVT, способной обеспечить высокую скорость роста порядка 100 мкм/час.

Рост эпитаксиальных слоев GaN из столбиков GaN с низкой плотностью дислокаиии, размешенных на селективном шаблоне.

В ходе второго эпитаксиального выращивания, которое проводили при помощи MOVPE, рост GaN происходил только на свободных поверхностях GaN 9.

Поскольку второй рост возникает из GaN с низкой плотностью дислокации, новые дислокации не образуются. Этот этап роста MOVPE проводят до полного срастания GaN, латерально нарощенного со стороны столбиков, независимо от того, является поверхность плоской или нет, Фиг.3A, B, C, D.

После сроста для получения пригодного слоя свободностоящего GaN рост HVPE был применен для получения подходящей скорости роста. Этот рост HVPE проводили до достижения, по меньшей мере, 300 мкм слоя.

После охлаждения шаблон вытравили химически, тем самым отделяя толстый слой от исходной подложки.

Таким образом получили свободностоящий GaN с низкой плотностью дислокации, при этом плотность TD составляла <106 см-2.

После соответствующей полировки такой свободностоящий GaN будет готов для применения в качестве подложки для роста структур устройства или подложки затравки для наращивания слитка.

В другом варианте осуществления селективный шаблон в нижней части столбиков и защитные слои удалили перед полным срастанием.

Условия роста были использованы для образования на конце треугольных полосок, покрывающих столбик до полного срастания (см. фигуру 4A).

В конце этого роста поверхность выглядит как полностью упорядоченная матрица треугольных полосок.

Этот способ далее продолжается при помощи выращивания сплошного слоя без трещин на шаблоне GaN MOVPE посредством эпитаксиии из паровой фазы галидов (HVPE), в конце концов посредством газотранспортной реакции в замкнутом объеме (CSVT) или эпитаксии из жидкой фазы (LPE).

Четвертый HVPE прирост и разделение

Как описали ранее, структуры, например столбики GaN качества ELO, расположенные на селективном шаблоне, вводят в реактор HVPE, способный удерживать шесть 2′′ пластин. Прирост проводили при эпитаксиальных условиях.

Этот способ далее продолжается при помощи выращивания сплошного слоя без трещин на шаблоне GaN MOVPE посредством эпитаксиии из паровой фазы галидов (HVPE), в конце концов посредством газотранспортной реакции в замкнутом объеме (CSVT) или эпитаксии из жидкой фазы (LPE).

Для применения в качестве готовой к эпитаксии 2'' пластины отделенный толстый слой HVPE сложили и полировали, применяя технологии, хорошо известные специалисту данной области.

В следующих примерах использовались 2'' пластины. Тем не менее, способ может быть расширен до более широких диаметров исходной подложки.

Пример 1

Способ изготовления такой подложки включает несколько этапов, как схематически показано на фигурах 1 и 2.

Эпитаксиальное выращивание проводят, предпочтительно применяя эпитаксиальное осаждение металлоорганических соединений из паровой фазы (MOVPE) для изготовления GaN столбиков, а также можно использовать другие техники эпитаксиального осаждения из паровой фазы, такие как эпитаксиальное осаждение из паровой фазы галидов (HVPE) и газотранспортная реакция в замкнутом объеме (CSVT, также называется сублимацией).

Подложка 1 обычно имеет толщину несколько сотен мкм (в частности, приблизительно 300 мкм) и может быть выбрана из группы, включающей сапфир, ZnO, 6H-SiC, 4H-SiC, 3C-SiC, Si, LiGaO2, LiAlO2, MgAl2O4, ZrB2, GaAs, HfB2, AlN, GaN, преимущественным является сапфир (0001).

Следующие абзацы направлены на предпочтительный способ получения GaN слоя 3.

Этот способ получения слоя нитрида галлия (GaN) примечателен тем, что включает нанесение на подложку слоя нитрида кремния, функционирующего как наношаблон, и выращивание GaN на подложке с шаблоном при условиях эпитаксиального наращивания так, чтобы индуцировать нанесение элементов нитрида галия и анизотропный рост, который продолжается до срастания различных элементов. Также можно применять выражение "участки" или "элементы".

Газообразным носителем является смесь азота и водорода в равных соотношениях. Аммиак вводят вместе с силаном в форме, разбавленной до 50 ppm в водороде.

При этих условиях типичное время реакции NH3 и SiH4 варьирует от 60 до 360 секунд.

За последующими этапами наблюдают при помощи лазерной рефлектометрии (LR). После образования слоя нитрида кремния на него наносят сплошной слой нитрида галлия с толщиной 20-30 нм. Нанесение слоя GaN выполняют при низкой температуре порядка 600°C.

После завершения нанесения слоя GaN его обжигают при высокой температуре порядка 1080°C. При совместном воздействии повышения температуры, присутствия газообразного носителя с достаточным количеством водорода и присутствия очень тонкой пленки SiN под слоем GaN, а также антисурфактантного эффекта оксида кремния морфология указанного слоя GaN подвергается глубокой модификации, обусловленной твердофазной перекристаллизацией массопередачи.

Когда температура приближается к 1060°C, коэффициент отражения буферного слоя внезапно снижается. Начальный сплошной буферный слой затем превращают в прерывистый слой, образованный из пирамид нитрида галлия.

В конце этого самопроизвольного процесса перекристаллизации in situ получают элементы или участки GaN очень хорошего кристаллического качества, сохраняющие эпитаксиальное отношение с подложкой посредством очень небольшой толщины слоя SiN.

Во время последующего эпитаксиального подроста с нитридом галлия элементы или участки GaN, образованные латеральным или вертикальным ростом, слоев GaN 3 таким образом получены полным срастанием элементов GaN, имеющих плотность дефектов порядка 108 см-2.

Затем шаблон SiO2 4 наносят на такой слой GaN. Затем в шаблоне делают линейные апертуры 3 мкм шириной и расположенные на расстоянии 7 мкм друг от друга для подвергания воздействию областей нижележащего слоя. Линейные апертуры 5 преимущественно ориентированы в направлении GaN [1-100], хотя вариант способа, описанного в данном примере, можно необязательно проводить для других направлений линейных апертур, особенно в направлении GaN [11-20].

Эпитаксиальный подрост проводят на подвергнувшихся воздействию слоях 6 с непреднамеренно допированным GaN при рабочих условиях так, что скорость роста в направлении [0001] элементов GaN адекватно превышает скорость роста в направлении, перпендикулярном наклонным сторонам указанных элементов. При таких условиях анизотропия роста приводит к исчезновению (0001) грани.

Первый этап выполнения способа завершается, когда (0001) грань элемента GaN полностью исчезает. В конце первого этапа элементы GaN находятся в форме полоски с {11-22} боковыми гранями, поперечный разрез которой треугольный.

Тем не менее, можно продолжать первый этап до срастания элементов GaN для полного покрытия шаблона и даже для продолжения роста в этих условиях.

Следующий этап заключается в эпитаксиальном приросте при экспериментальных условиях, выбранных для усиления латерального роста. При этих новых экспериментальных условиях грань (0001) снова проявляется сверху каждого из элементов GaN, полученных на первом этапе. В течение этого этапа элементы GaN развиваются с расширением грани (0001) и, наоборот, уменьшением поверхности сторон. Этот эффект получают повышением температуры до 1150°C или снижением рабочего давления, или повышением соотношения V/III в паровой фазе, или даже добавлением Mg, Sb или Bi в паровой фазе. Второй этап процесса согласно примеру выполняют, когда стороны исчезли, верхняя поверхность нанесения, образованная срощенными допированными элементами GaN, тогда будет плоской (см. фигуру 11).

Из-за изгибания при 90° TD верхняя поверхность, образованная срастанием элементов GaN, фактически не содержит проявляющихся дефектов на участках, соответствующих размеру электронных устройств, таких как GaN диодные лазеры. Оставшиеся TD проявляются на границах срастания.

Такой способ дает GaN с TD <4×107 см-2, измеренными на всей поверхности, включая области срастания, но только 5×106 см-2 на верхней части полосок.

На верхней поверхности такого качественного шаблона ELO второй шаблон 8 наносят точно над первым.

Первый шаблонный слой 4 и второй шаблонный слой 8 (см. фигуру 2A) составляют из оксида кремния, нанесенного при помощи CVD. Каждый из шаблонов имеет множество отверстий, углубляющихся в GaN [1-100] направлении (перпендикулярно чертежу фигуры 2).

В каждом первом шаблонном слое 4 и втором шаблонном слое 8 ширина области шаблона составляет, например, 2-5 мкм и шаг, например, 5-15 мкм. Шаблон и шаг одинаковы у первого и второго маскирующего слоя соответственно.

Глубокое травление вниз до уровня первого шаблона 4 или даже глубже выполняют при помощи RIE (см. фигуру 2B), таким образом образуя {11-20} грани 9.

В итоге обеспечивают толстое SiO2 покрытие 10 на дне канавок, чтобы избежать покрытия поликристаллического GaN во время следующего этапа выращивания.

После удаления верхнего шаблона 8 (см. фигуру 2С) структуру столбиков снова вводят в реактор MOVPE. Условия роста настраивают на усиление латерального роста, как в [0000].

Рост одновременно начинается с верхних граней и боковых {11-20} граней (см. фигуры 3A-3B). Поскольку столбики разделены канавками в GaN при ELO высокого качества, новые дислокации не образуются. Только оставшиеся дислокации выходят за границы срастания 11, которые распространяются в растущем GaN.

Когда процесс продолжается далее (см. фигуру 3C), GaN, отросший от боковых граней, распространяется вниз до дна канавок. В итоге образуются TD 12, когда срастаются две треугольные полоски (см. фигуру 3D).

При таких условиях роста структура треугольной полоски сохраняется, если только параметры роста не изменены.

Следует отметить, что треугольный рост позволяет ограничивать TD благодаря первому росту, поскольку TD изгибаются на 90°, чтобы принять направление вдоль (0001) базисной плоскости так, чтобы они распространялись. После изгибания большинство дислокаций имеют линию, параллельную [1-210], которая тянется к границе срастания 12 с перерастанием GaN, выходящим из прилегающей полосы. Граница 12 таким образом является областью накопления дефектов.

Фигура 4A показывает изображение SEM в поперечном сечении матрицы. Такой материал, который растет из почти не включающих дислокации GaN столбиков, сохраняет высокое кристаллографическое качество столбиков.

Панхроматическое катодолюминесцентное (CL) изображение показывает, что материал, выросший на боковых {11-22} гранях на верхней части столбиков, проявляет высокую интенсивность люминесценции, как ожидалось от роста на боковых гранях. Фактически O включение в эти боковые грани усиливается, таким образом приводя к высокой эмиссии CL (см. фигуру 4B).

Полное понимание процесса роста из столбиков обеспечивают катодлюминесценцией поперечного сечения с длинноволновым разрешением.

Фигура 5 отображает такие данные, где углубление, образованное между полосками, легче опознаваемо вместе с двумя боковыми столбиками, выращенными при помощи двухэтапного процесса ELO одним узким CL пиком, соответствующим 12 (экситон, локализованный на доноре).

Поскольку рост далее идет от боковых граней, усиленное включение O ведет к распространению эмиссии CL. После срастания CL пик получается более узким, и 12 эмиссия соответствует полностью лишенному напряжения GaN. Кроме того, благодаря высокому качеству материала появляется эмиссия свободного экситона А.

Альтернативно, условия роста можно изменять после роста нескольких мкм для получения плоской поверхности.

На этом этапе получают слои GaN с низкой плотностью дислокации (<107 см-2) с некоторым накоплением TD на границах срастания.

Толстые слои HVPE

Для получения используемой свободностоящей пластины нужно достичь толщины, по меньшей мере, 300 мкм; такой толщины нельзя достичь при помощи MOVPE. Таким образом, нужно выполнить другую методику выращивания, чтобы получить подходящую толщину, рассеять TD от границ срастания и дополнительно снизить TD плотность.

Размещение GaN в соответствии с данным изобретением для выращивания толстых слоев преимущественно проводят техникой эпитаксии из паровой фазы с высокой скоростью роста (HVPE).

Данное изобретение представляет реактор HVPE выращивания нитрида, который, в частности, разработан для выращивания толстых эпитаксиальных пленок GaN. Более конкретно, этот HVPE реактор позволяет закрепление 6×2'' пластин на вращающемся сусцепторе.

Реактор сконфигурировали как резистивно нагретую трубу печи традиционным способом с вертикально ориентированной печью. Реактор обеспечивает две отдельные части, а именно одну для синтеза GaCl, а другую для выращивания. С этой конфигурацией GaCl формируют in situ выше камеры роста, в которую его потом доставляют. В камере роста сусцептор поддерживает до 6 GaN/сапфировых шаблонов, на которых будет расти эпитаксиальный слой. GaCl доставляют в камеру роста близко от сусцептора для достижения процесса роста. NH3 также доставляют близко к сусцептору таким способом, чтобы избежать преждевременного смешивания с GaCl.

Процесс HVPE представляет собой химический способ нанесения с паром, проводимый в реакторе с горячей стенкой. Предшественник галлия, монохлорид галлия, GaCl, применяемый в процессе нанесения, образуется в реакторе выше от GaN/сапфировых шаблонов реакцией HCl с жидким Ga при высокой температуре. GaCl

затем транспортируют газом-носителем в подложку ниже в реактор, где он реагирует с NH3 при температуре 800-1200°C, для образования GaN путем реакции:

GaCl+NH3→GaN+HCl+H2.

При HVPE росте GaN металл Ga можно легко получить с чистотой более чем 99,9999% и с должным образом разработанной газовой системой доставки. HCl газ с чистотой более чем 99,99% можно обеспечить с использованием соответствующего встроенного в линию газопоглотителя.

Для получения желаемой высокой производительности с приемлемой длительностью всего процесса преимущественно применяют скорости роста свыше 50 мкм/час. Выращивание успешно проводят при температурах от приблизительно 900 до приблизительно 1150°C.

Для получения GaN лучшего качества при помощи HVPE осуществляли методику, включающую множество изгибаний TD.

Тем не менее, другие варианты также возможны, например сохранение при постоянной температуре (высокая температура для получения плоской поверхности, умеренная температура для сохранения матрицы треугольных полосок до завершения роста толстого слоя).

MOVPE/сапфировые шаблоны вводят в многопластинный HVPE реактор, работающий при низком давлении, без какого-либо дополнительного технологического этапа, такого как очистка или травление. Морфология GaN/сапфирового исходного шаблона проявляется как матрица треугольных полос, как показано на фигуре 3D.

Преимущественно, условия роста изменяют в конце выращивания HVPE для получения плоской поверхности с полярностью Ga.

После остывания в атмосфере NH3 композитная подложка готова для приготовления свободностоящей готовой к эпитаксии пластины.

Периметр подложки закрывают для удаления поликристаллического слоя, тем самым обеспечивая химическое травление погруженного шаблона SiO2.

Закрытую композитную подложку погрузили в раствор HF на всю ночь.

SiO2 растворяется, начиная от периметра, наконец, сапфировая подложка отделяется и может со временем повторно использоваться.

Слой MOVPE удаляют шлифованием, и готовый свободностоящий GaN полируют с использованием методик, хорошо известных специалистам данной области.

Кроме того, примеси (легированные образцы, поверхностно-активные вещества, переходный металл) можно добавлять при выращивании толстого GaN слоя и тем самым обеспечивать получение n-типа, p-типа или полуизолирующих GaN пластин.

Фигуры 6A-6D показывают морфологическое развитие слоя GaN во время выращивания HVPE, а Фигура 7 схематически показывает различные этапы получения готовой к эпитаксии пластины GaN.

Такая свободностоящая GaN пластина имеет TD плотности <106 см-2, которые равномерно распределены на верхней лицевой поверхности Ga. Действительно, этап HVPE, вызывающий множественные TD изгибы, приводит к перераспределению TD на границах срастания из этапов MOVPE.

Пример 2

В примере 2, тем не менее, после образования канавок на полосках для образования столбиков верхний шаблон 8 не удаляют. Обеспечивают возобновление роста в MOVPE.

Как ожидалось, рост начинается с {11-20} граней, полученных из канавки RIE, до окончательного срастания в треугольных полосках с {11-22} боковыми гранями, как в примере 1. Фигура 8 схематически показывает развитие структуры граней и продолжение роста.

На этом этапе структуру вводят в многопластинчатый реактор HVPE, и выращивание происходит согласно одному из вариантов, описанных в примере 1. После всех технологических процессов, описанных в примере 1, получают свободностоящую GaN пластину, представляющую TD плотности <106 см-2, которые равномерно распределены на верхней лицевой поверхности Ga. Действительно, еще раз, этап HVPE, включающий множественные TD изгибы, приводит к перераспределению TD на границах срастания из этапов MOVPE.

Пример 3

В примере 3 паттерн шаблона и для процесса ELO, и для образования канавки столбиков представляет собой двухмерный шаблон шестиугольников (см. фигуру 9A). GaN с помощью ELO выращивают, как в примере 1. После выполнения первого этапа MOVPE ELO второй шаблон, состоящий из матрицы шестиугольников, как показано на фигуре 9A, наносят точно над первым. После RIE травления образуется "сотовая" структура (см. фигуру 8B). В противоположность предыдущим примерам на этом этапе можно выполнить травление, по меньшей мере частично, с верхней поверхности. Это сделает заключительное отделение более легким.

Такие MOVPE/сапфировые шаблоны вводят в многопластинчатый HVPE реактор, работающий при низком давлении, а остальная часть процесса проходит согласно предыдущим примерам. После всех технологических процессов, описанных в примере 1, получают свободностоящую GaN пластину, представляющую TD плотности <106 см-2, которые равномерно распределены на верхней лицевой поверхности Ga.

Пример 4

В примере 4 применяют другие матрицы отверстий, Фиг.10. Среди прочего применяют асимметричные отверстия, тем самым обеспечивая многократный изгиб TD на другой конструкции шаблона.

Следует иметь в виду, что многие изменения могут быть сделаны в варианте осуществления, как описано выше, в пределах объема данного изобретения. Например, фигуры 11a и 11b показывают столбики, включающие верхние лицевые стороны, параллельные плоскости роста 105 основы 100. Тем не менее, данное изобретение не ограничено столбиками, включающими верхнюю лицевую сторону, параллельную плоскости роста 105 основы 100. Столбики могут включать закругленную верхнюю лицевую сторону, или пилообразную верхнюю лицевую сторону, или треугольную верхнюю лицевую сторону.

Источники информации

1. Способ изготовления монокристалла нитрида эпитаксиальным выращиванием на основе (100), включающей плоскость роста (105), при этом способ включает этапы:
- образования жертвенного слоя (101) на основе (100),
- образования столбиков (102) на указанном жертвенном слое, причем указанные столбики изготовлены из материала, совместимого с эпитаксиальным выращиванием GaN,
- выращивания слоя нитридного кристалла (103) на столбиках при таких условиях выращивания, что слой нитридного кристалла не проходит вниз к основе в углубления (107), образованные между столбиками, где отношение D/d высоты D одного столбика к расстоянию d между двумя соседними столбиками больше или равно 1,5,
- удаления слоя нитридного кристалла с основы.

2. Способ по п.1, в котором каждый столбик включает стенки (104), перпендикулярные плоскости роста подложки.

3. Способ по п.1, в котором столбики имеют одинаковую высоту (D).

4. Способ по п.1, в котором верхние плоскости столбиков определяют плоскость роста столбиков, причем поверхность плоскости роста столбиков составляет более 20% от всей поверхности плоскости роста основы.

5. Способ по п.1, в котором верхние плоскости столбиков определяют плоскость роста столбиков, причем поверхность плоскости роста столбиков составляет менее 80% от всей поверхности плоскости роста основы.

6. Способ по п.1, в котором отношение D/d больше или равно 2.

7. Способ по п.1, в котором столбики отделены друг от друга.

8. Способ по п.1, в котором столбики равномерно распределены на основе.

9. Способ по п.1, в котором столбики изготовлены из GaN.

10. Способ по п.1, в котором жертвенный слой изготовлен из химически удаляемого материала.

11. Способ по любому из пп.1-10, в котором жертвенный слой изготовлен из SiO2.

12. Способ по п.1, в котором жертвенный слой является сплошным и покрывает всю поверхность плоскости роста основы.

13. Способ по п.1, в котором жертвенный слой является прерывистым и включает углубления, проходящие перпендикулярно плоскости роста основы.

14. Способ по п.13, в котором углубления находятся между столбиками, при этом каждая часть прерывистого жертвенного слоя находится под соответствующим столбиком, покрывающим всю поверхность указанной части.

15. Способ по п.1, в котором столбики образованы:
- эпитаксиальным выращиванием слоя GaN на жертвенном слое,
- нанесением шаблона на слой GaN, причем указанный шаблон включает множество отверстий,
- травлением слоя GaN вниз к основе для образования столбиков GaN.

16. Способ по п.1, в котором столбики образованы:
- получением слоя GaN, включающего столбики,
- приклеиванием столбиков на жертвенный слой,
- удалением слоя GaN, проходящего над столбиками.

17. Способ по п.1, в котором этап удаления слоя нитридного кристалла с основы включает химическое травление жертвенного слоя.

18. Способ по п.1, дополнительно включающий этап нанесения второго жертвенного слоя на нижнюю часть столбиков.

19. Подложка для изготовления монокристалла нитрида способом по п.1, которая включает основу, множество столбиков на основе и жертвенный слой между основой и столбиками.

20. Полупроводниковый материал, включающий подложку и монокристалл нитрида на подложке, изготовленный способом по п.1, при этом указанная подложка включает основу, жертвенный слой на основе и множество столбиков на указанном жертвенном слое.

21. Монокристалл нитрида, включающий столбики, полученный способом по любому из пп.1-18.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к базовой плате и способу ее производства. .
Изобретение относится к материаловедению, а именно к технологии получения тонких пленок. .

Изобретение относится к технике получения пленок молекулярно-лучевым осаждением и использованием резистивных источников напыляемого материала. .

Изобретение относится к технологии выращивания полупроводниковых гетероструктур со множественными квантовыми ямами методом молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) и может быть использовано при изготовлении устройств на основе фотоприемных матриц с чувствительностью в глубоком инфракрасном диапазоне (8-12 мкм).

Изобретение относится к способам и структурам для формирования микроэлектронных устройств. .

Изобретение относится к нанотехнологии и может быть использовано для синтеза массивов пространственно-упорядоченных наночастиц полупроводников. .

Изобретение относится к технологии получения монокристаллического нитрида алюминия, который входит в состав светоизлучающих диодов и лазерных элементов. .

Изобретение относится к технологии выращивания полупроводниковых материалов и может быть использовано для получения монокристаллов нитрида галлия, а также твердых растворов на его основе.

Изобретение относится к технологии получения объемных монокристаллов и может быть использовано, преимущественно, в оптоэлектронике при изготовлении подложек для различных оптоэлектронных устройств, в том числе светодиодов, излучающих свет в ультрафиолетовом диапазоне.

Изобретение относится к технологии получения монокристаллов нитрида галлия или нитрида алюминия-галлия. .

Изобретение относится к области выращивания микромонокристаллов нитрида алюминия. .

Изобретение относится к технологии выращивания слоя нитрида галлия с использованием эпитаксии металлоорганических соединений из газовой фазы и получению нитридного полупроводникового устройства.

Изобретение относится к области получения синтетических сверхтвердых материалов, в частности поликристаллического кубического нитрида бора, в условиях высоких давлений и температур для использования в химической, инструментальной, электронной и ряде других отраслей промышленности.
Изобретение относится к технологии нанесения пленок на подложки, конкретно - к предварительной обработке подложек (нанесению центров зародышеобразования) для последующего роста поликристаллических алмазных пленок, применяемых в ядерной технике, в мощных непрерывных технологических CO2-лазерах, в электрохимии.
Наверх