專利名稱：用于形成第Ⅲ主族氮化物半導(dǎo)體層的方法以及半導(dǎo)體器件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用于形成第III主族氮化物半導(dǎo)體層的方法以及一種第III主族半導(dǎo)體器件。
為了更全面的描述與本發(fā)明有關(guān)的現(xiàn)有技術(shù)的狀況，此后本發(fā)明中將引用和指認(rèn)了專利，專利申請，專利公開，科學(xué)文章等等，因而，在此可以結(jié)合參考它們的全部內(nèi)容。
然而，第III主族氮化物半導(dǎo)體不適于微處理性或蝕刻控制性，盡管改進(jìn)和增加第III主族氮化物半導(dǎo)體的微處理性或蝕刻控制性是實現(xiàn)第III主族氮化物半導(dǎo)體器件所期望的高性能不可缺少的。在此情況下，用于改進(jìn)微處理的控制性或微蝕刻的重要性已經(jīng)被增加。
上面所提到的技術(shù)中需要解決的問題將在后面結(jié)合一些典型的光學(xué)器件的例子而進(jìn)行詳細(xì)描述，比如半導(dǎo)體激光器。
第III主族氮化物半導(dǎo)體的一個典型的例子是氮化鎵。第III主族氮化物半導(dǎo)體注重于發(fā)光二極管或用于發(fā)出一個藍(lán)色激光的一種激光二極管。作為用于大容量的光盤的一個光源來說激光二極管光受到重視。近年來，已經(jīng)作出了作為寫目的光源的高輸出激光二極管的積極開發(fā)。為應(yīng)用于光盤，需要一種精密的或高控制的束點，其中橫向模式的控制是重要的。此外，當(dāng)光盤的傳送速度被增加時高頻率性能也是重要的。為了改善高頻性能，不僅要盡可能地減少阻抗還要減少器件的寄生電容，這是非常重要的。


圖1是一個片段的截面正視圖，示例了針對電流限制的帶有一個隆起結(jié)構(gòu)的氮化物半導(dǎo)體的一種常規(guī)結(jié)構(gòu)的典型例子。常規(guī)結(jié)構(gòu)包括一個n-GaN襯底501，在n-GaN襯底501上的一個n-AlGaN鍍層502，在n-AlGaN鍍層502上的一個n-GaN引導(dǎo)層503，在n-GaN引導(dǎo)層503上的一個InGaN多層量子阱結(jié)構(gòu)504，在InGaN多層量子阱結(jié)構(gòu)504上的一個p-GaN引導(dǎo)層505，和在p-GaN引導(dǎo)層505上的一個p-AlGaN鍍層506。該p-AlGaN鍍層506具有可以通過各向同性蝕刻形成的一個隆起結(jié)構(gòu)508。在隆起結(jié)構(gòu)508的頂端上提供的p-AlGaN層507。在p-AlGaN鍍層506上提供的一個絕緣層510，其中在隆起結(jié)構(gòu)508的頂部的p-GaN層上，絕緣層510具有一個條紋形狀的開口。提供一個p-電極509，它在p-GaN層和絕緣層510上延伸。隆起結(jié)構(gòu)508造成電流限制。通過調(diào)整隆起結(jié)構(gòu)508的寬度和高度可以進(jìn)行橫向模式的控制。隆起結(jié)構(gòu)的激光二極管由于它的低的寄生電容在高頻性能上是優(yōu)異的或優(yōu)良的。
另一方面，由于比上面的隆起結(jié)構(gòu)的激光二極管實現(xiàn)較高的電流限制更為有效，建議一種具有埋入的電流限制層的另一類型的激光二極管。日本特開平專利公開號No.10-093192公開了埋入結(jié)構(gòu)的激光二極管。圖2是一個片段的截面正視圖，示例了帶有一個埋入的電流限制結(jié)構(gòu)的氮化物半導(dǎo)體激光二極管的常規(guī)結(jié)構(gòu)的一個典型例子。
其他的常規(guī)器件包括一個n-GaN襯底401，在n-GaN襯底401上的一個n-AlGaN鍍層402，在n-AlGaN鍍層402上的一個n-GaN引導(dǎo)層403，在n-GaN引導(dǎo)層403上的一個激活層404，在激活層404上的一個p-GaN引導(dǎo)層405，和在p-GaN引導(dǎo)層405上的一個p-AlGaN鍍層406。此外，在p-AlGaN鍍層406上提供帶有一個條紋形狀開口的一個埋入的電流限制層407。埋入的電流限制層407可以包括GaN或AlN。p-AlGaN鍍層406的部分頂面通過埋入的電流限制層407的條紋形狀的開口被暴露出來。在埋入的電流限制層407上和條紋狀開口內(nèi)提供一個p-GaN接觸層408。在p-GaN接觸層408上提供一個p-電極409。通過帶有埋入的電流限制層407的一個電流限制的條紋狀開口進(jìn)行載流子注入。埋入的電流限制層407提高了載流子注入效率。
日本特開平專利公開號No.2001-15860還公開了另一個常規(guī)結(jié)構(gòu)，包括帶有一個條紋狀開口的AlN埋入的電流限制層，用于電流限制和橫向模式控制，其中在鍍層中或在鍍層和發(fā)光層之間提供AlN埋入的電流限制層。
上面的兩個常規(guī)技術(shù)利用了帶有開口的埋入的電流限制層，允許帶有電流限制的載流子注入。橫向模式取決于層的各自的厚度，其在增大的處理中是可控制的。出于這些原因，用帶有開口的埋入的電流限制層的激光二極管在再生產(chǎn)方面具有更大的優(yōu)點，并且成品率高于上述的隆起結(jié)構(gòu)的激光二極管。
通過一種平版印刷技術(shù)和一種隨后的一種各向同性蝕刻技術(shù)可以形成圖1所示的上面的隆起結(jié)構(gòu)。應(yīng)該注意的是，由于氮化物半導(dǎo)體的特性，一種化學(xué)蝕刻對氮化物半導(dǎo)體是不可用的，盡管對氮化物半導(dǎo)體可以使用一種基于鹵素的干蝕刻。隆起結(jié)構(gòu)的橫向模式特性取決于p-電極條紋寬度，作為主要參數(shù)的隆起和隆起深度?？煽匦曰蛘哒fp-電極條紋寬度和隆起寬度中的精確度取決于平版印刷技術(shù)的精確性。另一方面，可控性或隆起深度中的精確度取決于進(jìn)一步依靠各種參數(shù)的蝕刻的可控性，例如，等離子條件，蝕刻氣體流速，以及在蝕刻處理中的襯底溫度。為此原因，大范圍的實現(xiàn)該器件的高產(chǎn)量是困難的。此外，在蝕刻處理中產(chǎn)生的電荷粒子可會對器件的激活層造成危害。
對于圖2所示的包括帶有開口的埋入的電流限制層的激光二極管來說，如果電流限制層包括一個n-GaN層或一個n-AlGaN層，則在n-型電流限制層和p-型鍍層或p-型接觸層之間形成p-n結(jié)。這種p-n結(jié)引起一個結(jié)電容，它可以進(jìn)一步引起對高頻性能的損害。為了避免這種問題，埋入的包括一個無摻雜的氮化物半導(dǎo)體的電流限制層是有效的，例如，無摻雜的GaN或無摻雜的AlGaN。然而，無摻雜的氮化物半導(dǎo)體比摻雜的氮化物半導(dǎo)體具有較高的電阻率。此外，無摻雜的AlGaN或無摻雜的GaN在n-型氮化物半導(dǎo)體層上的增長與具有n-型導(dǎo)電率的器件是類似的。這意味著在n-摻雜的氮化物半導(dǎo)體層上的用于增長無摻雜的氮化物半導(dǎo)體層的晶體增長處理是有困難的。
此外，應(yīng)該注意的是，單個晶體AlN的使用對電流限制層可以改善高頻性能，但會出現(xiàn)下列問題。
第一個問題是有關(guān)可能形成的裂紋，它可能會通過AlN和其他的氮化物半導(dǎo)體之間的晶格常數(shù)和熱膨脹系數(shù)的不同來形成，比如氮化物AlGaN，GaN和InGaN。其他的諸如AlGaN，GaN和InGaN的氮化物半導(dǎo)體可以用于鍍層，光引導(dǎo)層和激光二極管中的接觸層。結(jié)合圖2所示的激光二極管結(jié)構(gòu)的形成，在三種類型的處理中可能形成一個不期望的裂紋或多個裂紋。第一類型的處理是一種AlN沉積。第二類型的處理是GaN，AlGaN，或在AlN上的InGaN沉積。第三類型處理是襯底溫度上升或下降。
與第一或第二類型處理相關(guān)的裂紋是由于晶格常數(shù)的不同而形成的，并因此當(dāng)在GaN，AlGaN，或InGaN層上的AlN層的厚度超過臨界厚度時，該臨界厚度取決于晶格常數(shù)的不同，或當(dāng)在AlN層上的GaN，AlGaN，或InGaN層的厚度也超過臨界厚度時，可以引起裂紋。相反，與第三類型相關(guān)的裂紋是由晶格常數(shù)的變化或改變引起的，而晶格常數(shù)的變化是由于在AlN和GaN，AlGaN，或InGaN之間的熱膨脹系數(shù)的不同引起的。即使在AlN層中沒有引起裂紋，在上面的第二或第三類型處理中無裂紋AlN層上的一個頂部鍍層中引起一個裂紋或多個裂紋也是很可能的。因而，完全抑制裂紋是困難的。AlN層中的裂紋不僅反映了電流限制中的電流限制層的功能缺陷，也會引起激光二極管芯片的破裂。
帶有AlN電流限制層的第二個問題是關(guān)于選擇移去AlN電流限制層的困難。上述的圖1和2的結(jié)構(gòu)需要選擇性地移去AlN電流限制層和用于p-型接觸層和p-型鍍層的再生長處理。一種基于氯元素的干蝕刻處理通常用于蝕刻氮化物材料。因為在干蝕刻處理中的物理噴涂效應(yīng)，通過利用基于氯元素的干蝕刻處理來實現(xiàn)一種期望的選擇的蝕刻AlN和GaN，AlGaN，或GaN是困難的。此外，由于蝕刻條件的變化，采用基于氯元素干蝕刻處理的抑制氮化物材料的蝕刻深度中的不期望的變化也是困難的。換句話說，采用基于氯元素干蝕刻處理來實現(xiàn)氮化物材料的一種期望的高蝕刻控制性是困難的。因此，基于氯元素的干蝕刻處理難于實現(xiàn)一種期望的高產(chǎn)量，并同樣的會引起一種蝕刻損害的問題。
日本特開平專利公開號No.9-232680公開了一種選擇性的帶有堿性溶液比如KOH的AlN蝕刻。
在應(yīng)用物理學(xué)68(1996)309中由M.S.Minsky也公開了這些堿性蝕刻劑的蝕刻不僅是AlN還有具有不完善的蝕刻選擇性的GaN，并進(jìn)一步在所蝕刻部分的后蝕刻形態(tài)(after-etching-morphology)引起一種不期望的損害。在結(jié)構(gòu)中的損害引起晶體質(zhì)量的損害或再生層的晶體不完善。這是最主要的問題。
日本特開平專利公開號No.2001-15860公開了形成的可以被蝕刻的條紋形狀的SiO2掩模，通過一個不用的方法在選擇性地移去沉積的AlN層之前用于隨后的AlN層的沉積。就該方法而言，經(jīng)過AlN層的掩模的側(cè)壁的覆蓋使它難于實現(xiàn)想要的不用的方法。為了避免該問題，需要限制AlN層的厚度以便掩模的側(cè)壁不被沉積的AlN層所覆蓋。沉積的AlN層的厚度的限制對器件的承受電壓所期望的增加提供了一個限制，且還允許泄漏電流不期望的增加，導(dǎo)致非足夠的電流限制。
另一個問題是，所除去掩模的殘余雜質(zhì)可以引起器件的損害。特別是如果掩模材料是氧化硅，例如SiO2或SiOx，則它難于完全的去除殘余的Si，由此原因很容易在鍍層的一個再生接觸面上形成一個堆積的Si。堆積的Si可以引起器件的電特性的損害。
上述的由在處理和蝕刻第III主族氮化物半導(dǎo)體層中的困難引起的技術(shù)問題不僅會在激光二極管中出現(xiàn)，而且在利用第III主族氮化物半導(dǎo)體層的任何其他的電子器件中也會出現(xiàn)。
目前，一個典型的包括基于GaN的化合物半導(dǎo)體的場效應(yīng)管的結(jié)構(gòu)是平面型。盡管如此，為了實現(xiàn)所需的這樣一種高級性能，不僅應(yīng)該優(yōu)化多層結(jié)構(gòu)的材料，而且還要作出氮化物半導(dǎo)體層的結(jié)構(gòu)修改，比如一個針對氮化物半導(dǎo)體層的蝕刻處理的凹口。
在上述的情況中，迫切期望一種新技術(shù)的開發(fā)，以便對第III主族氮化物半導(dǎo)體層的實現(xiàn)一種高處理性或一種高蝕刻-控制性而解決上面的問題。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種具有高處理性或高蝕刻-控制性的形成第III主族氮化物半導(dǎo)體層的新的方法。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種克服上述問題的包括一個第III主族氮化物半導(dǎo)體層的新的器件結(jié)構(gòu)。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種包括以高精度來處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的新的器件結(jié)構(gòu)。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種新的方法，用于克服上述問題，形成包括以高精度來處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一個半導(dǎo)體器件。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種新的方法，用于形成包括以高精度來處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件具有優(yōu)異載流子注入效率。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種新方法，形成包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件在橫向模式可控性方面具有顯著的優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種新方法，形成包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件在生產(chǎn)率上具有顯著的優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種克服了上述問題的包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的新的半導(dǎo)體器件。
本發(fā)明的另一個目的是提供包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一種新的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件在載流子注入效率方面具有顯著的優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一種新的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件在橫向模式可控性方面具有顯著優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一種新的半導(dǎo)體激光器件，以便該激光器件在生產(chǎn)率上具有顯著優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供一種新的方法，以形成包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一個場效應(yīng)晶體管，以便該場效應(yīng)晶體管與諸如源/漏電極之類的一個電極或多個電極的接觸電阻被減少。
本發(fā)明的另一個目的提供一種新的方法，形成包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一個場效應(yīng)晶體管，以便該場效應(yīng)晶體管在承受電壓特性上具有優(yōu)點。
本發(fā)明的另一個目的是提供包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一種新的場效應(yīng)晶體管，以便該場效應(yīng)晶體管與諸如源/漏電極之類的一個電極或多個電極的接觸電阻被減少。
本發(fā)明的另一個目的是提供包括以高精度處理或蝕刻的第III主族氮化物半導(dǎo)體層的一種新的場效應(yīng)晶體管，以便該場效應(yīng)晶體管在承受電壓特性上具有優(yōu)點。
本發(fā)明提供了一種方法，形成以部分蝕刻的基于氮的化合物半導(dǎo)體層，包括以下步驟形成一個基于氮的化合物半導(dǎo)體的一個非晶體層，接著蝕刻至少一部分非晶體層以在部分的蝕刻的非晶體層被結(jié)晶之前形成一部分蝕刻的非晶體層，以便形成以部分蝕刻的基于氮的化合物半導(dǎo)體晶體層。
根據(jù)下面的描述，本發(fā)明的上述和其他的目的、特征和優(yōu)點，將變得更加顯而易見。
圖4是顯示θ-2θX-射線衍射測量結(jié)果的圖，其中縱軸代表X-射線強(qiáng)度，同時水平軸代表一個生長溫度；圖5是一個片段的截面正視圖，給出了包括由本發(fā)明的新方法形成接觸層的半導(dǎo)體場效應(yīng)管。
本發(fā)明應(yīng)用于所有的氮化物半導(dǎo)體。一個典型例子的氮化物半導(dǎo)體可以包括各類的第III主族氮化物半導(dǎo)體，它可以由InxGayAl1-x-y(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示，例如，AlN，GaN，InGaN，AlGaN，和InAlGaN。
通過提供熱能到部分蝕刻的非晶體層來引起部分蝕刻的非晶體層的結(jié)晶。例如，可以利用對部分蝕刻的非晶體層的一種熱處理?？商鎿Q的，可在部分蝕刻的非晶體層上在高溫下可以形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層，引起部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶。在此情況下，沒有必要僅為結(jié)晶的目的，來執(zhí)行附加的熱處理步驟。
本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，在基于氮的化合物半導(dǎo)體的非晶狀態(tài)或局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)中的蝕刻率明顯高于它的晶體狀態(tài)的蝕刻率。在晶體狀態(tài)和包括非晶狀態(tài)以及局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)的非晶體狀態(tài)之間存在一個明顯的差別。通過非晶體狀態(tài)提供的高蝕刻率意味著在非晶體狀態(tài)中的蝕刻可控性高于晶體狀態(tài)中的。換言之，基于氮化物的半導(dǎo)體晶體在蝕刻可控性或微處理性方面高于或優(yōu)于基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體。本發(fā)明利用了通過非晶體狀態(tài)提供的較高的蝕刻可控性或微處理性，非晶體狀態(tài)包括非晶狀態(tài)和局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)。在此觀點中，以非晶體狀態(tài)中初始形成基于氮化物的半導(dǎo)體層，在部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體非晶體被結(jié)晶之前，在具有高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中進(jìn)行隨后的高精度蝕刻處理，從而獲得精確的和精密地處理過的或蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體。典型的，在具有較高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中的高精度蝕刻處理可以形成一個或多個開口，它們是精確的以尺寸和形狀來定義的。
典型的蝕刻處理可以通過各向同性蝕刻來完成，比如，通過使用任何可用的蝕刻劑的一種濕蝕刻。一種典型可用的蝕刻劑的例子可以是一種包含磷酸鹽的蝕刻劑?？紤]到盡可能高的蝕刻可控性，最好是含磷酸鹽的熱蝕刻劑具有一個溫度范圍50-200℃。并且更好的溫度范圍是80-120℃。在此情況下，一個典型例子的基于氮化物的半導(dǎo)體可以包括非晶AlN。雖然，還可以利用至少具有80℃溫度的一種含硝酸鹽的熱蝕刻劑。使用包含磷酸鹽的熱蝕刻劑可以獲得非晶AlN的1-30nm/分的蝕刻率。
包括非晶狀態(tài)的非晶體狀態(tài)擺脫了任何基于晶體取向或晶體平面的蝕刻率依從，同時晶體狀態(tài)具有蝕刻率依從。為此，包括非晶狀態(tài)的非晶體狀態(tài)允許對基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體進(jìn)行各向同性蝕刻。
第一基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體層在與第一基于氮化物半導(dǎo)體的晶格常數(shù)不同的第二化合物半導(dǎo)體的晶體基極層上生長。這樣，非晶體狀態(tài)或非晶狀態(tài)可以避免由于晶格常數(shù)的不同所引起的任何裂紋。隨后的在晶體基極層上的基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體的結(jié)晶在保持晶體取向或晶體基極層的晶體平面的固相中被引起。在結(jié)晶處理中，一個相對高密度的位錯被引入放在結(jié)晶中的基于氮化物半導(dǎo)體層中。這種引入的相當(dāng)高密度的位錯減輕了晶格常數(shù)的不同，從而導(dǎo)致在基于氮化物半導(dǎo)體層的真正的無裂紋。擺脫裂紋的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層的相當(dāng)高密度的位錯也允許在擺脫裂紋的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層上的附加化合物半導(dǎo)體層的進(jìn)一步的免除裂紋的生長，這是因為相當(dāng)高密度的位錯從擺脫裂紋的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層進(jìn)一步傳播到附加的化合物半導(dǎo)體層中，并且在附加的化合物半導(dǎo)體層中的相當(dāng)高密度傳播的位錯也減輕了基于氮化物半導(dǎo)體晶體層和附加化合物半導(dǎo)體層之間的晶格常數(shù)差別。該位錯一般是通過基于氮化物半導(dǎo)體層的一個低角度晶粒界限導(dǎo)致的邊緣位錯。邊緣位錯的傳播直接垂直于增長面的平面。如上所述，基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層具有一個或多個蝕刻的部分，例如，一個或多個開口。在開口中，不出現(xiàn)邊緣位錯。為此，在開口內(nèi)和在開口上的附加的化合物半導(dǎo)體層具有完整地?zé)o位錯晶體，同時在引入位錯的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層上的附加的化合物半導(dǎo)體層還具有引入位錯的晶體不完整性。
因此，在非晶體狀態(tài)中或在晶體狀態(tài)基極層上的基于氮化物半導(dǎo)體的非晶狀態(tài)中的生長是具有優(yōu)點的，這是考慮到防止和抑制有關(guān)晶格常數(shù)的不同所形成的任何裂紋。
在一個典型例子中，部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層可以具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。在另一個典型的例子中，部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層和在部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層上的附加的化合物半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
如上所述，本發(fā)明利用了晶體狀態(tài)和非晶體狀態(tài)之間的蝕刻率的明顯的不同。在一個晶體基極層上形成基于氮化物半導(dǎo)體非晶體層是優(yōu)異的，以致于隨后的用于形成一個或多個開口的蝕刻處理可以，通過使用晶體基極層作為一個蝕刻停止器來完成，其是通過利用這樣的事實，即晶體狀態(tài)的蝕刻率低于非晶體狀態(tài)或非晶狀態(tài)的。在一個典型的例子中，晶體基極層可以包括一個GaN層，且基于氮化物的半導(dǎo)體層可以包括用AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體。在另一個典型的例子中，晶體基極層可以包括用AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體，且基于氮化物的半導(dǎo)體層可以包括一個GaN層。
基于氮化物半導(dǎo)體層的非晶體生長可以在一個低溫上來進(jìn)行，典型的是處于范圍200-700℃，并最好是在范圍200-500℃。在蝕刻處理之后的上述結(jié)晶可以在高溫上來進(jìn)行，典型的是在700-1300℃的范圍，最好是在900-1300℃的范圍。
此外，在結(jié)晶處理之前，最好是可選擇的在基于氮化物半導(dǎo)體非晶體層中引入氧原子。在一個典型的例子中，可以用氧化非晶體層的一個表面。在基于氮化物半導(dǎo)體非晶層的至少一個上表面區(qū)域引入氧是可用的。在另一個典型的例子中，可以這樣利用，即最遲在部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶之前，在部分蝕刻的非晶體層上出現(xiàn)一個氧化層，以至于在部分蝕刻的非晶體層上的氧化層抑制至少一種類型的基于氮化物半導(dǎo)體原子的質(zhì)量交換。在一個優(yōu)選例子中，氧化層最好包括一個氧化掩模，在具有剩余的氧化掩模的部分蝕刻的非晶體層的結(jié)晶步驟之前，在蝕刻非晶體層的蝕刻過程中使用，以便該氧化掩模抑制至少一種基于氮化物半導(dǎo)體的原子的質(zhì)量交換。
有意地引入氧化物可以提供下列兩個有益效果。第一個有益效果是實現(xiàn)了所希望的高平面表面形態(tài)。如上所述，在部分蝕刻的基于氮非晶層的結(jié)晶之前，基于氮的非晶層被部分的蝕刻。在表面區(qū)域上或在部分蝕刻的基于氮非晶層的上部區(qū)域中出現(xiàn)氧原子有助于抑制不期望的一種或多種類型的部分蝕刻的基于氮非晶層的原子的質(zhì)量交換。抑制不期望的質(zhì)量交換防止了結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的表面的不平整。換言之，抑制不期望的質(zhì)量交換實現(xiàn)了結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的一種無島嶼的平坦表面。結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的所期望的無島嶼的平坦表面可以經(jīng)結(jié)晶的基于氮化物的半導(dǎo)體層被交換到附加晶體層的表面，借此可以獲得一種所期望的高平坦表面形態(tài)。
在表面區(qū)域上或在部分蝕刻的基于氮非晶層的上部區(qū)域中缺少氧原子可能允許一種不期望的部分蝕刻的基于氮非晶層的一個或多個類型的原子的質(zhì)量交換。這種允許的不期望的質(zhì)量交換可以導(dǎo)致結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的非平整性。換言之，這種允許的不期望的質(zhì)量交換可以導(dǎo)致一種不期望的結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的類似島嶼的非平坦表面。結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層的不期望的類似島嶼的非平坦的表面可以經(jīng)結(jié)晶的基于氮化物半導(dǎo)體層被傳送到附加晶體層的表面，因而可以獲得任何不期望的非平坦表面形態(tài)。
第二個良好效果是實現(xiàn)了漏電流的減少。如上所述，結(jié)晶的基于氮化物的半導(dǎo)體層具有相當(dāng)高密度的位錯，比如根據(jù)結(jié)晶處理的邊緣位錯。相當(dāng)高密度的位錯允許漏電流沿著位錯流過。然而，在表面區(qū)域上或在部分蝕刻的基于氮非晶層的上部區(qū)域中出現(xiàn)的氧原子很可能選擇性的定位于結(jié)晶處理中的位錯上，因而該位錯變成電性的不活動的，減少了沿著位錯的漏電流。這就使得該基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層適合作為電流限制層。
在一個典型的例子中，部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的引入氧的區(qū)域可以具有至少IE18cm-3的氧濃度。
在一個典型的例子中，帶有開口的部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層可以應(yīng)用于激光二極管中的電流限制層。換言之，本發(fā)明的第一個方面的優(yōu)點是，可以應(yīng)用于具有電流限制層的任何電子器件的形成，例如，激光二極管。
在另一個典型的例子中，帶有開口的部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層可以應(yīng)用于電極接觸層，例如，源/漏接觸層，在其上源極和漏極被提供在一個場效應(yīng)管中。換言之，本發(fā)明的第一個方面的優(yōu)點是，可應(yīng)用于形成任何場效應(yīng)管。
本發(fā)明的上述內(nèi)容可應(yīng)用于各種電子器件，它包括一種基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層，它被部分蝕刻或具有一個或多個開口。
本發(fā)明的第二個主要方面是一種方法，形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的多層結(jié)構(gòu)。該方法包括以下步驟在一個基極層上形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的一個非晶體層，在非晶體層的至少一個上部區(qū)域中或在非晶體層上將氧原子引入，非晶體層被選擇的蝕刻以形成至少一個開口，借此形成一個部分蝕刻的非晶體層。該部分蝕刻的非晶體層接著被結(jié)晶以便形成部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層，以及允許引入的氧原子抑制基于氮化物半導(dǎo)體的至少一個種類的原子的質(zhì)量交換。
如上所述，結(jié)合本發(fā)明的第一個主要方面，在非晶狀態(tài)或基于氮化物半導(dǎo)體的微結(jié)晶非晶狀態(tài)中的蝕刻率明顯高于晶體狀態(tài)中的蝕刻率。在晶體狀態(tài)和包括非晶狀態(tài)以及局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)的非晶體狀態(tài)之間的蝕刻率具有一個明顯的差別。由非晶體狀態(tài)提供的高蝕刻率意味著在非晶體狀態(tài)中的蝕刻可控性高于晶體狀態(tài)中的。換言之，基于氮化物的半導(dǎo)體晶體在蝕刻可控性或微處理性方面高于或更優(yōu)于氮化物的半導(dǎo)體非晶體。本發(fā)明利用了由非晶體狀態(tài)提供的較高的蝕刻可控性或微處理性，其非晶體狀態(tài)包括非晶狀態(tài)和局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)。在此觀點下，在非晶體狀態(tài)中初始形成基于氮化物的半導(dǎo)體層，在部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體非晶體被結(jié)晶之前，在具有高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中進(jìn)行隨后的高精度蝕刻處理，從而獲得精確的和精密的處理或蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體。典型的，在具有較高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中的高精度蝕刻處理可以形成一個或多個開口，它們在尺寸和形狀方面具有精密和精確的定義。
結(jié)合本發(fā)明的上述的第一個方面所作出的進(jìn)一步的詳細(xì)描述將也應(yīng)用于本發(fā)明的該第二個方面。結(jié)合本發(fā)明的第二個方面所作出的下列描述將著重于固有的主題而不是相關(guān)的技術(shù)詳述，以避免多余的重復(fù)。
結(jié)晶部分蝕刻的非晶體層的步驟可以最好包括一個步驟，即在導(dǎo)致部分蝕刻的非晶體層結(jié)晶的溫度上，在部分蝕刻的非晶體層上形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層。
蝕刻至少一部分非晶體層的步驟最好可以包括實現(xiàn)各向同性蝕刻的步驟。這種各向同性蝕刻通過使用任何可用的蝕刻劑來完成?？色@得的蝕刻劑的一個典型的例子是包含磷酸鹽的熱蝕刻劑。
基于氮化物半導(dǎo)體可以最好包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
非晶體層最好可以形成在一個晶體基極層上，它在蝕刻處理中被用作蝕刻停止器。如上所述，非晶體層或非晶層的蝕刻率明顯高于晶體層，為此，晶體基極層可以作為蝕刻處理中的一個蝕刻停止器層，以便選擇的或部分的蝕刻非晶體層。
在一個典型的例子中，晶體基極層最好可以包括一個GaN層，且基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體層最好可以包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
在另一個典型的實施例中，晶體基極層可以最好包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體，且基于氮化物的半導(dǎo)體可以最好包括一個GaN層。
在一個典型例子中，非晶體層可以在溫度范圍200-700℃上形成，并最好是在范圍200-500℃之間形成。
在一個典型例子中，結(jié)晶部分蝕刻的非晶體層的步驟可以在溫度范圍700-1300℃上完成，并最好在范圍900-1300℃上完成。
在一個典型例子中，部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層可以最好當(dāng)作一個電流限制層。換言之，本發(fā)明的第二個方面最好是應(yīng)用于形成具有一個電流限制層的任何的電子器件，例如，激光二極管。
在另一個典型例子中，部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層可以最好當(dāng)作電極接觸層，例如源/漏接觸層，在其上源極和漏極被提供在一個場效應(yīng)管中。換言之，本發(fā)明的第二個方面最好是應(yīng)用于任何場效應(yīng)管的形成。
部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的引入氧的區(qū)域最好具有至少IE18cm-3的氧濃度。
部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層最好具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層和在部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層上的附加的化合物半導(dǎo)體晶體層最好具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
本發(fā)明的第三個方面是一種方法，形成一部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層。該方法包括以下步驟。在該第一溫度上形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的一個非晶體層，非晶體層包括一種非晶結(jié)構(gòu)或一種局部微結(jié)晶的非晶結(jié)構(gòu)。至少一部分的非晶體層被蝕刻以形成以部分蝕刻的非晶體層。接著在高于第一溫度的第二溫度上，在部分蝕刻的非晶體層上形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層，其中第二溫度引起部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶，以形成一部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層，它包括一種單晶結(jié)構(gòu)和一種多晶結(jié)構(gòu)的至少其中之一。
如上所述，結(jié)合本發(fā)明的一個主要方面，在基于氮的化合物半導(dǎo)體的非晶狀態(tài)或局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)中的一個蝕刻率明顯高于它的晶體狀態(tài)的蝕刻率。在晶體狀態(tài)和包括非晶狀態(tài)以及局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)的非晶體狀態(tài)之間的蝕刻率具有一個明顯的差別。由非晶體狀態(tài)提供的高蝕刻率意味著在非晶體狀態(tài)中的蝕刻可控性高于晶體狀態(tài)中的。換言之，基于氮化物的半導(dǎo)體晶體在蝕刻可控性或微處理性方面高于或更優(yōu)于氮化物的半導(dǎo)體非晶體。本發(fā)明利用了通過非晶體狀態(tài)提供的較高的蝕刻可控性或微處理性，而非晶體狀態(tài)包括非晶狀態(tài)和局部微結(jié)晶的非晶狀態(tài)。在此觀點中，在非晶體狀態(tài)中初始形成基于氮化物的半導(dǎo)體層，在部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體非晶體被結(jié)晶之前，在具有高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中進(jìn)行隨后的高精度蝕刻處理，從而獲得精確的和精密的處理或蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體。典型的，在具有較高蝕刻可控性或微處理性的非晶體狀態(tài)中的高精度蝕刻處理可以形成一個或多個開口，它們精密的和精確的以尺寸和形狀來定義。
結(jié)合本發(fā)明的上述的第一個方面所作出的進(jìn)一步的詳細(xì)描述也將應(yīng)用于本發(fā)明的該第三個方面。結(jié)合本發(fā)明的第三個方面所作出的下列描述將著重于固有的主題而不是相關(guān)的技術(shù)詳述，以避免多余的重復(fù)。
在一個典型例子中，蝕刻至少一部分非晶體層的步驟最好可以包括通過使用包含磷酸鹽的蝕刻劑完成各向同性蝕刻的步驟。
在一個典型例子中，基于氮化物半導(dǎo)體最好可以包括由InxGayAl1-x-y(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體。
在一個典型例子中，非晶體層最好可以形成在一個晶體基極層上，它當(dāng)作是蝕刻處理中的一個蝕刻停止器，以便部分的和選擇的蝕刻非晶體層。如上所述，非晶體層或非晶層的蝕刻率明顯高于晶體層，為此，晶體基極層可以作為蝕刻處理中的一個蝕刻停止器層，以便選擇的或部分的蝕刻非晶體層。
在一個典型的例子中，晶體基極層可以最好包括一個GaN層，和基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體層最好包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體。
在另一個典型的實施例中，晶體基極層最好可以包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體，且基于氮化物的半導(dǎo)體最好可以包括一個GaN層。
上述第一溫度典型的可以是范圍200-700℃，并最好是在范圍200-500℃。上述第二溫度可以是范圍700-1300℃，并最好是在范圍900-1300℃。
在一個優(yōu)選例子中，最好但可選的是進(jìn)一步包括一個步驟，在部分蝕刻的非晶體層結(jié)晶之前氧化非晶體層的表面。如上所述，結(jié)合本發(fā)明的第一個方面，描述了在部分蝕刻的非晶體層上或其中的出現(xiàn)氧化物的有益效果。
在另一個例子中，最好是但可選的是進(jìn)一步包括一個步驟，在基于氮化物半導(dǎo)體非晶層的至少一個上部表面區(qū)域中引入氧。如上所述，結(jié)合本發(fā)明的第一個方面，也描述了在部分蝕刻的非晶體層上或其中的出現(xiàn)氧化物的有益效果。在此情況下，部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的一個引入氧的區(qū)域最好具有至少1E18cm-3的氧濃度。
在另一個優(yōu)選的例子中，最好但可選擇的是進(jìn)一步包括在部分蝕刻的非晶體層上出出一個氧化物層直至該部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶的步驟，使得該氧化物層抑制基于氮化物的化合物半導(dǎo)體的至少一種微粒的質(zhì)量交換。在這種情況下，給出該氧化物層的步驟可以有利地和選擇性地包括一個在具有留存的氧化物掩模的結(jié)晶步驟之前，在使用氧化物掩模蝕刻步驟之前形成氧化物掩模的步驟。
在一個優(yōu)選的例子中，該部分蝕刻的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層最好地和選擇性地具有至少1E10cm-2的位錯密度。
在一個優(yōu)選的例子中，該部分蝕刻的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層和在該部分蝕刻的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層之上的化合物半導(dǎo)體晶體層可以最好地和選擇性地具有至少1E10cm-2的位錯密度。
在一個典型的實例中，該部分蝕刻的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層最好可以用作電流限制層。即，本發(fā)明的第二個方面可以有利地適用于構(gòu)成具有電流限制層的任何一種電子器件，例如，激光二極管。
在另一個典型的實例中，該部分蝕刻的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層最好可以用作電極接觸層，例如，源極/漏極接觸層，在場效應(yīng)晶體管中提供的源極和漏極。即，本發(fā)明的第二個方面可以有利地適用于構(gòu)成任何一種場效應(yīng)晶體管。
在本發(fā)明的第四個方面，半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)包括第一層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，在第一層第III主族氮化物半導(dǎo)體層之上的第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，以及具有至少一個開口的第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，和在至少一個開口內(nèi)并且在第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層之上的第三層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，其中該至少一個開口具有一個通過各向同性不依賴方向的蝕刻率的蝕刻而形成的蝕刻的壁。
優(yōu)選的是該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層包括AlαGa1-αN(0≤α≤1)。
優(yōu)選的是該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層包括一個具有至少1E18cm-3氧濃度的引入氧區(qū)域。
此外，優(yōu)選的是該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
此外，優(yōu)選的是該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層和該第三層第III主族氮化物半導(dǎo)體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
此外，優(yōu)選的是該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層用作頂端鍍層，以及該第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層用作電流限制層。
如上所述，本發(fā)明可以適用于各種各樣的半導(dǎo)體器件，其每個包括至少一個帶有至少一個開口的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層。一個典型的實例是半導(dǎo)體激光二極管。圖3是一個包括由本發(fā)明的新的方法形成的電流限制層的半導(dǎo)體激光二極管的片斷截面主視圖。
一個半導(dǎo)體激光二極管是在N型GaN襯底301之上形成的。在N型GaN襯底301上提供一個Si摻雜的N型GaN層302。該硅摻雜的N型GaN層302可以具有1微米的厚度，以及4E17cm-3的硅濃度。在硅摻雜的N型GaN層302之上提供一個Si摻雜的N型Al0.1Ga0.9N鍍層303。該硅摻雜的N型Al0.1Ga0.9N鍍層303可以具有2微米的厚度，以及4E17cm-3的硅濃度。在Si摻雜的N型Al0.1Ga0.9N鍍層303之上提供一個Si摻雜的N型GaN光學(xué)限制層304。該Si摻雜的N型GaN光學(xué)限制層304可以具有0.1微米的厚度，以及4E17cm-3的硅濃度。三個循環(huán)交替的阱和阻擋層的多層量子阱層305在Si摻雜的N型GaN光學(xué)限制層304之上提供。每個阱層可以包括一個未摻雜的In0.15Ga0.85N阱層，它具有3納米的厚度。每個阻擋層可以包括一個Si摻雜的N型In0.01Ga0.99N阻擋層，它具有4納米的厚度以及1E18cm-3的Si濃度。在多層量子阱層305之上提供一個Mg摻雜的p型Al0.2Ga0.8N帽層306。在Mg摻雜的p型Al0.2Ga0.8N帽層306之上提供一個Mg摻雜的p型GaN引導(dǎo)層307。該Mg摻雜的p型GaN引導(dǎo)層307具有0.1微米的厚度，以及2E19cm-3的Mg濃度。
在Mg摻雜的p型GaN引導(dǎo)層307之上提供一個帶有開口的電流限制層308。這個帶有開口的電流限制層308是按照本發(fā)明的新的方法形成的。稍后將進(jìn)行關(guān)于該電流限制層308的詳細(xì)說明。
在電流限制層308之上以及在該電流限制層308的開口之內(nèi)提供一個Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309。即，該Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309生長在電流限制層308以及通過該開口的Mg摻雜的p型GaN引導(dǎo)層307的暴露表面之上。該Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309具有0.5微米的厚度，以及1E19cm-3的Mg濃度。在Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309之上提供一個Mg摻雜的p型GaN接觸層310。該Mg摻雜的p型GaN接觸層310可以具有0.02微米的厚度，以及1E20cm-3的Mg濃度。在Mg摻雜的p型GaN接觸層310之上提供一個p型電極311。在襯底301的底面上提供一個N型電極312。
在上面描述的電流限制層308是如下形成的。第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體的層是在低溫下完全地形成的，且在Mg摻雜的P型GaN引導(dǎo)層307之上形成。一個SiO2掩?？梢栽谠摰贗II主族氮化物半導(dǎo)體非晶體的層之上形成?？梢赃x擇的，該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層的表面可以被氧化以在該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層之上形成薄的氧化膜。進(jìn)一步，作為選擇，最遲在該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層結(jié)晶化之前可以將氧原子引入該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層的至少一個上部區(qū)域。然后該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層被有選擇地和部分地蝕刻，從而在該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體的層中形成上述的開口。
然后，上述的Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309在高溫下，在該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層之上，以及在Mg摻雜的P型GaN引導(dǎo)層307的暴露表面之上形成。為了使該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層結(jié)晶化，該高溫是足夠地高的，借此該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層變?yōu)榈贗II主族氮化物半導(dǎo)體晶體層，其用作以上描述的電流限制層。
該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶層可以包括任何一種可利用的第III主族氮化物半導(dǎo)體，諸如非晶的AlN。該第III主族氮化物半導(dǎo)體非晶體層，諸如非晶體的AlN可以通過任何可用的方法在p-GaN引導(dǎo)晶體層307上形成，例如在最高600℃的低襯底溫度上的有機(jī)金屬汽相取向附生方法。與本發(fā)明相反，假若單個晶體AlN在p-GaN引導(dǎo)晶體層307上形成，那么由于在AlN單晶和GaN單晶之間的晶格常數(shù)中的差異，在單晶體AlN中可能形成一個裂縫或多個裂縫。按照本發(fā)明，假若該非晶AlN是在GaN晶體層307上以最高600℃的低襯底溫度形成的，那么該非結(jié)晶可以防止在非晶的AlN中的任何形式的裂縫。
此外，與第III主族氮化物半導(dǎo)體晶體，諸如晶體GaN或者晶體AlGaN相比較，該非晶第III主族氮化物半導(dǎo)體，諸如非晶的AlN具有非常低的蝕刻速率。這種在晶體和非晶態(tài)之間的蝕刻速率的大的差異提供了好的或者期望的蝕刻選擇性。
用于有選擇地蝕刻非晶的第III主族氮化物半導(dǎo)體，諸如非結(jié)晶AlN的優(yōu)選的刻蝕過程般地可以通過各向同性的蝕刻，諸如使用任何可利用的腐蝕劑的濕蝕刻來完成。一種有用的腐蝕劑的典型的實例是包括磷酸鹽的腐蝕劑?？紤]到可能的高蝕刻的可控制性，該包括磷酸鹽的熱的腐蝕劑在50-200℃范圍內(nèi)的溫度是優(yōu)選的。并且最好是該溫度在80-120℃范圍之內(nèi)。盡管如此，具有至少80℃溫度的包括硝酸鹽的熱腐蝕劑也是可用的。包括磷酸鹽的熱腐蝕劑的使用可以獲得非結(jié)晶AlN的1-30nm/分鐘的蝕刻速度。而該晶體GaN或者晶體AlGaN不利用這些腐蝕劑來蝕刻。這些腐蝕劑的任何一個的使用提供了期望的或者好的蝕刻選擇性。
雖然該晶體狀態(tài)具有蝕刻速率依賴性，而該非結(jié)晶AlN免于所有的依據(jù)晶體取向或者晶體平面的蝕刻速度依賴性。由于這個緣故，該非晶態(tài)允許對于該非晶AlN進(jìn)行各向同性的蝕刻該非結(jié)晶AlN的溫度升高，例如高達(dá)900℃或者更高使保持該基極層的晶體取向的非晶AlN結(jié)晶化。在該結(jié)晶過程中，一個比較高的位錯密度被引入放置在結(jié)晶化中的AlN層。這種比較高的位錯密度的引入因而緩和在網(wǎng)格常數(shù)中的差異，使得實質(zhì)上在AlN層中沒有裂縫。無裂縫AlN晶體層的相對高密度的位錯也允許在無裂縫AlN晶體層上覆蓋化合物半導(dǎo)體的另一個無裂縫的生長，這是由于從無裂縫基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層進(jìn)一步擴(kuò)散比較高的位錯密度進(jìn)入覆蓋的化合物半導(dǎo)體層的原固，并且在覆蓋的化合物半導(dǎo)體層中擴(kuò)展的該相對高密度的位錯也緩和了在AlN晶體層和覆蓋的化合物半導(dǎo)體層之間網(wǎng)格常數(shù)的差異。該位錯來源于由AlN晶體層的小角晶粒間界所引起的邊緣位錯。該邊緣位錯的擴(kuò)散徑直垂直于生長面的平面。在該開口中，沒有邊緣位錯存在。由于這個緣故，在該開口之內(nèi)和之上的該覆蓋化合物半導(dǎo)體具有無位錯晶體完整性，同時在該插入位錯的AlN晶體層之上的該覆蓋化合物半導(dǎo)體層也具有插入的位錯晶體不完整性。
從而，在晶體狀態(tài)GaN基極層上的AlN的非晶狀態(tài)的生長考慮到是有利于阻止或者抑制關(guān)于在網(wǎng)格常數(shù)中差異的任何形式的裂縫。
此外，在其結(jié)晶過程之前，氧原子被引入AlN非結(jié)晶層。在一個典型的實例中，其可以用于氧化該非結(jié)晶體層的表面。可以將氧引入到該AlN非晶層的至少一個上表面區(qū)域。在另一個典型的實例中，最遲在該AlN非結(jié)晶層被結(jié)晶之前，可以采用在該AlN非結(jié)晶層上出現(xiàn)一個氧化層，使得在AlN非晶層上的該氧化層抑制AlN非結(jié)晶層的Al原子的質(zhì)量交換。在一個優(yōu)選的例子中，該氧化層最好包括一個氧化物掩模，用于在部分的蝕刻的具有剩余的氧化物掩模AlN非晶層的結(jié)晶過程之前，用于蝕刻AlN非結(jié)晶層的刻蝕過程，使得該氧化物掩模抑制在結(jié)晶過程中的AlN非結(jié)晶層的Al原子的質(zhì)量交換。
有意引入的氧可以提供以下二個有益的效果。第一個有益的效果是實現(xiàn)期望的很好的平面表面形態(tài)。如上所述，在該部分地蝕刻的AlN非結(jié)晶層被結(jié)晶化之前，該AlN非結(jié)晶層部分被蝕刻。在部分蝕刻的AlN非結(jié)晶層的表層區(qū)或者在上部區(qū)域中出現(xiàn)的氧原子有助于抑制不想要的部分蝕刻的AlN非結(jié)晶層的Al原子的質(zhì)量交換。對于不需要的質(zhì)量交換的抑制防止結(jié)晶的AlN層表面的不平坦。即，對于不需要的質(zhì)量交換的抑制實現(xiàn)結(jié)晶的AlN層的無島狀物平坦的表面。該期望的結(jié)晶AlN層的無島狀物平坦的表面可以傳送給在該結(jié)晶的AlN層之上的覆蓋晶體層的表面，借此可以獲得期望的非常平坦的表面形態(tài)。
在部分蝕刻的AlN非結(jié)晶層的表層區(qū)之上或者在上部區(qū)域中氧原子的缺乏可以允許不需要的部分蝕刻的AlN非結(jié)晶層的Al原子的質(zhì)量交換。不需要的質(zhì)量交換的許可使得結(jié)晶的AlN層表面不平坦。即，不需要的質(zhì)量交換的許可導(dǎo)致一個不想要的島狀物，使該結(jié)晶的AlN層的表面不平坦。該不需要的結(jié)晶AlN層的類似于島狀物的不平坦的表面可以傳送給在該結(jié)晶的AlN層之上的覆蓋晶體層的表面，借此可以獲得任何不想要的不平坦的表面形態(tài)。
第二個有益的效果是實現(xiàn)電流漏泄的降低。如上所述，在結(jié)晶過程中，該結(jié)晶的AlN層具有相對高的位錯密度，諸如邊緣位錯。該相對高的位錯密度允許泄漏電流去沿著該位錯流動。但是，在部分蝕刻的AlN非結(jié)晶層的表層區(qū)域上或者上部區(qū)域中存在的氧原子很可能在結(jié)晶過程中有選擇地定位該位錯，借此該位錯變?yōu)殡娦缘牟换顒拥?，它減低了沿著該位錯的電流泄漏。這使得該AlN晶體層適宜于作為電流限制層。
下面的實施例是用于實踐本發(fā)明的前述方面的典型的實例。雖然已經(jīng)詳細(xì)描述了本發(fā)明的主題，下面將參考附圖以一個或多個具有代表性的優(yōu)選實施例或者例子進(jìn)行附加的描述，以便使其容易明白用于實踐本發(fā)明上述方面的典型模式。
如上所述，本發(fā)明可以很好地應(yīng)用于各種各樣的半導(dǎo)體器件，其每個包括至少一個帶有至少一個開口的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體層。另一個典型的實例是一個半導(dǎo)體場效應(yīng)晶體管。圖5是一個包括由本發(fā)明的新的方法形成的接觸層的半導(dǎo)體場效應(yīng)晶體管的片斷的截面正視圖。
在藍(lán)寶石襯底101的(0001)平面或者c表面之上提供一個場效應(yīng)晶體管。在藍(lán)寶石襯底101的(0001)平面之上提供一個AlN緩沖層102。該AlN緩沖層102包括一個以低生長溫度生長的AlN層。該AlN緩沖層102具有20納米的厚度。在AlN緩沖層102之上提供一個GaN信道層103。該GaN信道層103具有1500納米的厚度。在GaN信道層103之上提供一個AlGaN隔板層104。該AlGaN隔板層104具有5納米的厚度。在AlGaN隔板層104之上提供一個Si摻雜的Al0.2Ga0.8N載流子施主層105。該Si摻雜的Al0.2Ga0.8N載流子施主層105具有20納米的厚度。該Si摻雜的Al0.2Ga0.8N載流子施主層105具有5E18cm-3的Si濃度。在Si摻雜的Al0.2Ga0.8N載流子施主層105之上有選擇地提供一個In0.05Ga0.95N肖特基層106。該In0.05Ga0.95N肖特基層106具有10納米的厚度。在Si摻雜的Al0.2Ga0.8N載流子施主層105之上有選擇地提供GaN接觸層110，其中該GaN接觸層110被In0.05Ga0.95N肖特基層106隔開。該GaN接觸層110具有20納米的厚度。在GaN接觸層110上提供源極和漏極107和108。在In0.05Ga0.95N肖特基層106上提供一個柵電極109。該晶體管具有一個寬的凹口結(jié)構(gòu)，其中該GaN接觸層110被柵電極109之下的In0.05Ga0.95N肖特基層106隔開。
按照常規(guī)的場效應(yīng)晶體管的平面結(jié)構(gòu)，該接觸層不僅在源極/漏極之下，而且在柵電極之下延伸。為了降低接觸電阻，增大接觸層的載流子濃度是有效的。但是，這種在接觸層的載流子濃度方面的增加，不僅在源極/漏極之下，而且也在柵電極之下增加載流子濃度。在柵電極之下的載流子濃度的增大使其不可能獲得想要的或者設(shè)計的晶體管特性。
與上述常規(guī)的場效應(yīng)晶體管的平面結(jié)構(gòu)對比，按照本發(fā)明的新的場效應(yīng)晶體管的寬的凹口結(jié)構(gòu)提供了下面的優(yōu)點。在該源極和漏極之下的接觸層在柵電極之下不延伸。即，在柵電極之下的接觸層與在源極和漏極之下的接觸層是隔開的，使得其可能分別地和獨立地根據(jù)在柵電極之下的載流子濃度來確定在源極和漏極之下的接觸層的載流子濃度。由于這個緣故，設(shè)置在源極和漏極之下的接觸層的載流子濃度的靈活性或者自由度將會很高。這種設(shè)置在信源和漏極之下接觸層的載流子濃度的所期望的高靈活性允許充分提高接觸層的傳導(dǎo)率，并且也充分降低在接觸層和源極以及漏極之間的接觸電阻。
此外，該寬的凹口結(jié)構(gòu)提供了在柵電極之下場集中充足的緩和。這種緩和改善了場效應(yīng)晶體管的耐壓特性。
盡管該寬的凹口結(jié)構(gòu)提供了以上描述的優(yōu)點，因為對于現(xiàn)有技術(shù)來說難于實現(xiàn)所要求的非常精確的對于基于氮化物的化合物半導(dǎo)體諸如GaN用于形成接觸層的蝕刻，很難實現(xiàn)該寬的凹口結(jié)構(gòu)。
但是，本發(fā)明建立確定的有效的技術(shù)，用于實現(xiàn)所要求的對于基于氮化物的化合物半導(dǎo)體諸如GaN的非常精確的蝕刻，用于形成該寬的凹口結(jié)構(gòu)。
在圖5示出的上述分層結(jié)構(gòu)可以通過利用有機(jī)金屬的汽相取向附生獲得。例如，該緩沖層101一般可以在400-500℃范圍內(nèi)例如450℃的生長溫度生長。該隔板層104一般可以在1040-1100℃范圍內(nèi)，例如1080℃的生長溫度生長。該載流子供體層105一般可以在1040-1100℃范圍內(nèi)，例如1080℃的生長溫度生長。該肖特基層106一般可以在800-900℃范圍內(nèi)，例如840℃的生長溫度生長。用于接觸層110的該非結(jié)晶氮化物半導(dǎo)體層一般可以在200-500℃范圍內(nèi)，例如350℃的生長溫度生長。這樣的低溫生長使得生長的氮化物半導(dǎo)體層具有一個非晶態(tài)結(jié)構(gòu)。
在一個典型的實例中，該GaN接觸層110可以如下獲得。GaN層在200-500℃范圍內(nèi)，最好是在300-400℃范圍內(nèi)的生長溫度上生長，使得該GaN層具有一個非晶態(tài)結(jié)構(gòu)。然后該非晶體的GaN層通過利用任何有效的腐蝕劑進(jìn)行濕蝕刻，該腐蝕劑最好是包括磷酸鹽的腐蝕劑，甚至也許可能選擇性地和有利地混合其他的諸如硫酸的酸。磷酸鹽的含量最好是在腐蝕劑的總?cè)萘康捏w積百分比10-90的范圍之內(nèi)。在濕蝕刻處理之后，然后該部分或者有選擇地蝕刻的非晶體的GaN層優(yōu)選地經(jīng)歷在700-1300℃范圍內(nèi)的熱處理，并且最好進(jìn)一步是在900-1200℃范圍內(nèi)，以便使該部分或者有選擇地蝕刻的非晶體的GaN層結(jié)晶化以形成該晶體GaN接觸層110。
在該晶體GaN接觸層110已經(jīng)形成之后，然后形成該肖特基層106。將抗蝕膜施加在該肖特基層106上。該抗蝕膜然后經(jīng)歷一個暴光和后續(xù)的沖洗，以在肖特基層106之上形成光致抗蝕圖形。該肖特基層106受到選擇性的干蝕刻處理，例如，通過利用任何可用氣體，例如，CI2氣體的電子回旋共振等離子蝕刻處理，以在寬的凹口處形成該肖特基層106，其中該肖特基層106與該晶體GaN接觸層110在空間上隔開。
第一金屬層的分層結(jié)構(gòu)根據(jù)所使用的電子槍蒸發(fā)的發(fā)射方法有選擇地沉積在該晶體GaN接觸層110上，其中第一金屬層的分層結(jié)構(gòu)包括具有10納米厚度的Ti層和具有200納米厚度的Al層。該第一金屬層的分層結(jié)構(gòu)然后經(jīng)歷在650℃溫度下的燈照亮熱處理30秒，借此在該晶體GaN接觸層110之上形成源極和漏極107和108。
此外，施加一個抗蝕膜，然后經(jīng)歷暴光和后續(xù)的沖洗以形成光致抗蝕圖形。第二金屬層的分層結(jié)構(gòu)根據(jù)所用電子槍蒸發(fā)的發(fā)射方法有選擇地沉積在該肖特基層106上，其中第二金屬層的分層結(jié)構(gòu)包括具有10納米厚度的Ni層和具有200納米厚度的Au層，從而在該肖特基層106之上形成該肖特基柵電極109。
從而，本發(fā)明實現(xiàn)以上描述的期望的場效應(yīng)晶體管寬的凹口結(jié)構(gòu)，其中該寬的凹口結(jié)構(gòu)包括源極和漏極接觸層110，其源極和漏極具有提高的傳導(dǎo)率和降低的接觸電阻。該源極和漏極接觸層110被空間分開或者遠(yuǎn)離肖特基柵電極109和肖特基層106，以提供在肖特基柵電極109之下所希望的場濃度的緩和。例子1下面的例子1涉及在圖3示出的以上描述的實施例。一個具有(0001)平面和250微米厚度的N型GaN層通過利用小平面啟動外延側(cè)面生長過度方法在藍(lán)寶石襯底之上生長，該方法被A.Usui等等在日本期刊應(yīng)用物理36(1997)L899公開。在生長該N型GaN層之后，然后該襯底經(jīng)歷冷卻過程，其中由于在GaN晶體和藍(lán)寶石晶體之間熱膨脹系數(shù)的顯著差異，該N型GaN層被從藍(lán)寶石襯底剝落，借此該襯底是一個具有200微米厚度的自由的GaN襯底。
為了形成器件結(jié)構(gòu)，使用一個低氣壓有機(jī)金屬汽相取向附生系統(tǒng)用于在300hPa的低氣壓之下的外延生長。氫氣和氮氣的混合氣體被用作運載氣體。三甲基鎵氣體(TMG)、三甲基鋁氣體(TMA)以及三甲基銦氣體(TMI)被分別用作對于Ga、Al以及In的源氣體。硅烷氣體(SiH4)被用作N型摻雜氣體。二環(huán)戊二烯基鎂(CP2Mg)被用作p型摻雜氣體。
然后進(jìn)行″多層構(gòu)造生長處理″以形成一個N型鍍層、一個有源層、一個p型鍍層以及一個用于電流限制層的非晶AlN層。
多個N型GaN襯底301被放置在低氣壓有機(jī)金屬汽相取向附生系統(tǒng)的生長腔中。襯底的溫度被提高直至生長溫度，通過連續(xù)提供NH3進(jìn)入生長腔，用于起動一連串的″多層構(gòu)造生長處理″。
一個帶有4E17cm-3Si濃度和1微米厚度的Si摻雜的N型GaN層302在襯底的溫度是1080℃的條件下在N型GaN襯底301之上生長，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。
一個帶有4E17cm-3Si濃度和2微米厚度的Si摻雜的N型Al0.1Ga0.9N鍍層303在襯底的溫度是1080℃的條件下在Si摻雜的N型GaN層302之上生長，TMA供應(yīng)速度是36微摩爾/分鐘，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。
一個帶有4E17cm-3的Si濃度和0.1微米厚度的Si摻雜的N型GaN光學(xué)限制層304在襯底的溫度是1080℃的條件下在Si摻雜的N型Al0.1Ga0.9N鍍層303之上生長，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。
三個循環(huán)交替的阱和阻擋層的分層的多量子阱層305在Si摻雜的N型GaN光學(xué)限制層304之上生長。每個阱層包括一個未摻雜的In0.15Ga0.85N阱層，它具有3納米的厚度。每個阻擋層包括一個Si摻雜的N型In0.01Ga0.99N阻擋層，它具有4納米的厚度以及1E18cm-3的Si濃度。每個未摻雜的In0.15Ga0.85N阱層是在襯底的溫度是800℃的條件下生長的，TMG供應(yīng)速度是8微摩爾/分鐘，NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘，以及TMI供應(yīng)速度是48微摩爾/分鐘。每個Si摻雜的N型In0.01Ga0.99N阻擋層是在襯底的溫度是800℃的條件下生長的，TMG供應(yīng)速度是8微摩爾/分鐘，NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘，以及TMI供應(yīng)速度是3微摩爾/分鐘。
Mg摻雜的p型Al0.2Ga0.8N帽層306是在多量子阱層305之上，在襯底的溫度是1080℃的情況下生長的，TMA供應(yīng)速度是36微摩爾/分鐘，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。此外，具有0.1微米厚度和2E19cm-3的Mg濃度的Mg摻雜的p型GaN引導(dǎo)層307是在Mg摻雜的p型Al0.2Ga0.8N帽層306之上在襯底的溫度是1080℃的情況下生長的，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。
然后，將上面描述的多組的襯底經(jīng)歷多種的襯底溫度的降低處理，使得多個襯底具有200℃、300℃、400℃、500℃、600℃、700℃和1000℃的不同的溫度。在這些不同的襯底的溫度下，以36微摩爾/分鐘的TMA供應(yīng)速度，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘，具有0.1微米均勻厚度的AlN層在多個襯底之上生長。
然后通過掃描電子顯微鏡仔細(xì)觀察這些襯底之上的AlN層的表面。在600℃、700℃以及1000℃高溫生長的在AlN層表面之上的某些裂縫能被觀察到。在200℃、300℃、400℃以及500℃低溫生長的AlN層表面之上觀察到平面組織無任何裂縫。
然后將這些樣品經(jīng)歷θ-2θX射線衍射測量。圖4是一個示出θ-2θX射線衍射測量結(jié)果的示意圖，其中縱軸代表X射線輻射強(qiáng)度，同時橫軸代表生長溫度。在(0002)衍射之后對應(yīng)的測量X射線強(qiáng)度并且繪制在圖4中。被證實在200℃溫度生長的該AlN層示出(0002)大約5(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。被證實在300℃溫度生長的該AlN層示出(0002)大約5(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。也被證實在400℃溫度生長的該AlN層示出(0002)大約5(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。也被證實在500℃溫度生長的該AlN層示出(0002)大約10(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。也被證實在600℃溫度生長的該AlN層示出(0002)大約200(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。也被證實在700℃溫度生長的該AlN層示出(0002)超過1000(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。也被證實在1000℃溫度生長的該AlN層示出(0002)超過4000(cps)的衍射的X射線輻射強(qiáng)度。在低溫范圍200-500℃中生長的AlN層的(0002)衍射的X射線強(qiáng)度是低于在1000℃高溫生長的AlN層的(0002)衍射的X射線輻射強(qiáng)度的1/100。上述結(jié)果表明在低溫范圍200-500℃中生長的該AlN層是處于非晶相之中。在生長溫度從600℃增加時引起AlN層的晶體相增加。由于在AlN晶體和GaN晶體之間晶格常數(shù)的顯著差異，AlN層的晶體相的增加引起不需要的AlN層晶格結(jié)構(gòu)的應(yīng)變的增加。AlN層的晶格結(jié)構(gòu)的應(yīng)變的增加導(dǎo)致某些裂縫。因此，被證實在非晶相的狀態(tài)中用于生長無裂縫AlN層的更可取的生長溫度將是在200-500℃范圍內(nèi)。
在以上所述的″多層構(gòu)造生長處理″之后，一個用于在非晶體的AlN層中形成一個條形開口的″條形開口形成處理″被執(zhí)行，但是僅對于包括在低溫200℃、300℃、400℃和500℃生長的非晶體的AlN層的樣品。將一個具有100納米厚度的SiO2薄膜沉積在這些樣品的每一個的非晶體的AlN層上。然后在該SiO2薄膜上施加一個保護(hù)層。執(zhí)行光刻技術(shù)處理以在該SiO2薄膜之上形成光致抗蝕圖形。該光致抗蝕圖形具有一個2微米寬度的條形開口。然后將該SiO2薄膜通過利用緩沖的氟酸性溶液作為腐蝕劑經(jīng)歷選擇性的濕蝕刻，并且該光致抗蝕圖形作為一個掩模。然后將該使用的光致抗蝕圖形通過有機(jī)溶劑從有選擇的蝕刻的SiO2薄膜的表面除去，繼之以水潔凈處理。在使用緩沖的氟酸性溶液、有機(jī)溶劑以及水清洗過程的以上所述過程期間，該非晶的AlN層免于任何損壞或者任何蝕刻。然后該非晶的AlN層通過利用有選擇地蝕刻作為掩模的SiO2薄膜經(jīng)歷選擇性的濕蝕刻，及80℃的具有1∶1體積比的磷酸鹽和硫酸鹽的混合物溶液熱腐蝕劑。該非晶的AlN層的一部分通過有選擇地蝕刻的SiO2薄膜的條形開口對于熱腐蝕劑暴露10分鐘，借此在非晶體的AlN層中形成一個具有2微米寬度的條形開口。在濕蝕刻過程中，位于非晶的AlN層之下的該晶體GaN層起蝕刻限制器的作用。然后將使用的有選擇地蝕刻的SiO2薄膜除去。由此，獲得具有想要的精細(xì)定義的條形開口的該非晶體的AlN層。
為了比較，以上描述的對于在AlN層中形成該條形開口的″條形開口形成處理″被進(jìn)一步對于另一個包括在600℃和700℃高溫生長的包含裂縫的AlN層的樣品進(jìn)行。包含磷酸鹽和硫酸鹽的混合腐蝕劑不僅通過有選擇地蝕刻SiO2薄膜的條形開口進(jìn)行與包含裂縫的AlN層的暴露表面接觸，而且通過裂絕注入有選擇地蝕刻作為掩模的SiO2薄膜覆蓋的包含裂縫AlN層的未曝光的部分。因此，獲得具有不想要的粗糙劃定的條形開口的該非晶體的AlN層。
因此，被證實在非晶體的狀態(tài)中用于允許要求精細(xì)地劃定條形開口無裂縫AlN層的更可取的生長溫度將是在200-500℃范圍內(nèi)。
如上所述，使用了包括磷酸鹽和硫酸鹽的混合物的80℃熱腐蝕劑。硫酸鹽被混合以調(diào)節(jié)蝕刻速度。該有選擇地作為掩模蝕刻的SiO2薄膜，以及位于無裂縫非晶體的AlN層之下的GaN層沒有被腐蝕劑蝕刻。因此證明一個期望的蝕刻選擇性。
為了比較，被證實假若腐蝕劑的溫度是低于50℃，那么不能獲得該AlN層任何有效的蝕刻速度。也被證實假若腐蝕劑的溫度是高于200℃，那么位于無裂縫非晶體的AlN層之下的該GaN層可能被蝕刻。因此，證實腐蝕劑的最好的溫度是在50-200℃范圍之內(nèi)。
雖然，在以上所述的典型實例中，該SiO2蝕刻掩膜被用于選擇性的濕蝕刻過程，假如該掩模材料不能被該腐蝕劑蝕刻，則SiNx或者包括抗蝕劑材料的有機(jī)材料是可用的。
在以上描述的″條形開口形成處理″之后，然后執(zhí)行該″多層構(gòu)造重新生長處理″用于在非晶的AlN層之上生長p型AlGaN鍍層并且在非晶的AlN層的條形開口之內(nèi)，以及進(jìn)一步在p型AlGaN鍍層之上生長p型GaN接觸層。該襯底被再次放置在有機(jī)金屬的汽相取向附生系統(tǒng)的生長腔中。襯底的溫度被提高直至1100℃生長溫度，以及繼續(xù)以NH30.36摩爾/分鐘的供應(yīng)速度提供NH3進(jìn)入生長腔，用于起動一連串的″多層構(gòu)造重新生長處理″。
一個帶有1E19cm-3的Mg濃度和0.5微米厚度的Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309在非晶的AlN層308之上和在非晶的AlN層308的條形開口之內(nèi)，在襯底的溫度是1100℃的情況下生長。TMA供應(yīng)速度是36微摩爾/分鐘，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘，以及NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘。
在該襯底的溫度被從1100℃降低至1080℃之后，然后具有1E20cm-3的Mg濃度和0.02微米厚度的Mg摻雜的p型GaN接觸層310在襯底的溫度是1080℃，TMG供應(yīng)速度是58微摩爾/分鐘和NH3供應(yīng)速度是0.36摩爾/分鐘的情況下，在Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309之上生長。
然后通過掃描電子顯微鏡仔細(xì)觀察在這些襯底之上的該GaN接觸層的表面。被證實在這些襯底之上的GaN接觸層的表面無任何裂縫或者諸如凹點的缺陷。也被證實上述的具有條形開口的AlN層被Mg摻雜的p型Al0.1Ga0.9N鍍層309和Mg摻雜的p型GaN接觸層310的疊層填蓋。也注意到Mg摻雜的p型GaN接觸層310具有大略平坦的表面，為此觀察到類似形狀的稍微波動。
進(jìn)一步，通過透射電子顯微鏡觀察接近于AlN層308的條形開口的樣品橫截面。被證實該AlN層308具有在5E10cm-2至1E12cm-2范圍內(nèi)的高密度的位錯。也被證實覆蓋在AlN層308上的該Mg摻雜的p型AlGaN鍍層309除在AlN層308的條形開口之上之外大體上具有在5E10cm-2至1E12cm-2范圍內(nèi)相同的高密度位錯。即，被證實在該AlN層308的條形開口之上的該Mg摻雜的p型AlGaN鍍層309無位錯。進(jìn)一步被證實在到襯底表面的垂直方向中貫穿位錯擴(kuò)散，但是僅僅從AlN層380向上。沒有觀察到貫穿位錯從AlN層308向下的擴(kuò)散。作為以上觀察的結(jié)果，引入AlN層的高密度的位錯緩和了AlN層的晶格變形，借此實現(xiàn)在AlN層之上無裂縫重新生長。作為上述過程的結(jié)果，獲得用于激光二極管的晶片。
隨后，執(zhí)行″電極形成處理″以用于在獲得的激光二極管晶片上形成一個p電極和一個N電極。具有5納米厚度的Ti層通過真空噴鍍沉積在N型GaN襯底301的底面上。隨后，具有20納米厚度的Al層通過真空噴鍍沉積在Ti層上。進(jìn)一步，具有10納米厚度的Ni層通過真空噴鍍沉積在Mg摻雜的p型GaN接觸層310上。隨后，具有10納米厚度的Al層通過真空噴鍍沉積在Ni層上。
然后將該樣品晶片裝填進(jìn)一個快速熱退火系統(tǒng)，用于使該樣品晶片承受在600℃溫度下快速熱退火30秒，以便熔合Ti層和Al層，從而形成一個Ti-Al合金的電阻性接點以及Ni層和Al層混合物，從而形成另一個Ni-Al合金的電阻性接點。此外，具有500納米厚度的Au層通過真空噴鍍沉積在Ti-Al合金的電阻性接點上，以在該襯底301的底面上形成N電極312。此外，具有500納米厚度的另一個Au層也通過真空噴鍍沉積在Ni-Al合金電阻接點上，以在Mg摻雜的p型GaN接觸層310上形成p電極311。
該激光二極管晶片被在垂直于條形開口縱向的平面劈開，以形成無涂層的激光二極管碼片，它具有典型的500微米的空穴長度。
然后將該獲得的無涂層的激光二極管碼片熔接接頭以散熱并觀察發(fā)光特性。在2.8kA/cm2的注入電流密度和4.7V的激勵電壓下產(chǎn)生激光發(fā)射。此外，在激光二極管碼片的20mW的輸出下可以觀察到遠(yuǎn)場圖形。證實遠(yuǎn)場圖形在垂直的和水平方向兩者中具有一個波峰，這證明實現(xiàn)了好的橫向模式控制。進(jìn)一步證實在水平方向的輻射角是12度，同時在垂直方向另一個輻射角是23度。這些關(guān)于輻射角的結(jié)果幾乎與通過假定該條形寬度是2微米獲得的模擬結(jié)果相吻合。這些表明該AlN層實際上起電流限制層的作用，它實現(xiàn)很高效率的載流子注入。
通過透射電子顯微鏡觀察上述獲得的激光二極管晶片剩余的橫截面部分。證實該AlN層具有單一晶體結(jié)構(gòu)。這表明當(dāng)執(zhí)行熱處理用于在該AlN層之上形成晶體層時，該AlN層的非晶狀態(tài)被轉(zhuǎn)換為單晶體狀態(tài)。
在這個第一個例子中，該非晶的AlN層在該光波導(dǎo)層上生長。但是，本發(fā)明利用了在非晶體的基于氮化物的化合物半導(dǎo)體諸如非晶體的AlN，非晶體的GaN或者非晶體的InN和基于氮化物半導(dǎo)體晶體諸如GaN晶體或者AlGaN晶體之間材料參數(shù)的差異。因此，該非晶體的AlN層生長在p型鍍層中或者之上是可能的。
該AlN層起電流限制層的作用，據(jù)此理由該AlN層具有絕緣性。但是，假如該電流限制層具有充分的絕緣性以允許該電流限制層顯示出要求的性能，作為修改該電流限制層的化合物半導(dǎo)體除了Al和N之外可以包括任何附加的成分諸如Ga、In以及B是可能的。
作為進(jìn)一步的修改，該電流限制層可以包括AlN層和GaN或者InN層的交替疊層也是可能的。例子2以與例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)生長處理″，以形成上述的N型GaN緩沖層、上述的N型AlGaN鍍層、上述的N型GaN引導(dǎo)層、以及上述的InGaN多量子阱活動層、上述的p型GaN引導(dǎo)層以及用于電流限制層的非晶的AlN層的疊層結(jié)構(gòu)。該非晶的AlN層的生長在400℃的襯底溫度進(jìn)行。然后將該晶片裝載進(jìn)正常壓力的退火反應(yīng)器，并且提供1SLM的氧氣和4SLM的氮氣，使該晶片的表面在400℃時氧化20分鐘。
隨后，以和例子1同樣的方法進(jìn)行該″條形開口形成處理″方法，以在該非晶的AlN層中形成上述的條形開口。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)重新生長處理″，用于在表面氧化的非晶的AlN層之上和在非晶體的AlN層的該條形開口之內(nèi)生長上述的p型AlGaN鍍層，以及進(jìn)一步在p型AlGaN鍍層之上生長上述的p型GaN接觸層。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″電極形成處理″，用于在獲得的激光二極管晶片上形成上述的p電極和上述的N電極。
該獲得的激光二極管晶片通過該優(yōu)選的選擇蝕刻具有精細(xì)定形的開口。因此，將這個激光二極管晶片在下文中稱為″樣品A″。在執(zhí)行濕蝕刻處理以用于在該表面氧化的非晶體的AlN層中形成條形開口之前，除了非晶體的AlN層的表面被氧化之外，該″樣品A″是與例子1中優(yōu)選的激光二極管晶片相同的。
為了比較，形成另一個激光二極管晶片，其中該非晶體的AlN層是由一個未摻雜的GaN帽層覆蓋，而不是非晶體的AlN層的氧化表面。
以與例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)生長處理″，以形成上述的N型GaN緩沖層、上述的N型AlGaN鍍層、上述的N型GaN引導(dǎo)層、以及上述的InGaN多量子阱活動層、上述的p型GaN引導(dǎo)層以及用于電流限制層的非晶的AlN層的疊層結(jié)構(gòu)。該非晶的AlN層的生長在400℃的襯底溫度上執(zhí)行。隨后，一個具有0.1微米厚度的未摻雜的GaN帽層進(jìn)一步在非晶的AlN層上在400℃的襯底溫度上生長。在未摻雜的GaN帽層的生長過程期間，TMG和NH3被分別以7微摩爾/分鐘和0.36摩爾/分鐘的供應(yīng)速度提供。
隨后，以和例子1同樣的方法被執(zhí)行該″條形開口形成處理″，以在該非晶體的AlN層中和在覆蓋非晶體的AlN層的未摻雜的GaN層中形成上述的條形開口。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)重新生長處理″，以在覆蓋非晶體的AlN層的未摻雜的GaN帽層之上和在該條形開口之內(nèi)生長上述的p型AlGaN鍍層，以及進(jìn)一步在p型AlGaN鍍層之上生長上述的p型GaN接觸層。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″電極形成處理″，以在獲得的激光二極管晶片上形成上述的p電極和上述的N電極。
所獲得的激光二極管晶片通過該優(yōu)選的選擇蝕刻具有精細(xì)定形的開口。將這個激光二極管晶片在下文中稱為″樣品B″。在執(zhí)行濕刻蝕過程以在該表面氧化的非晶的AlN層中形成條形開口之前，除了該非晶的AlN層的表面被未摻雜的GaN帽層覆蓋之外，該″樣品B″與例子1中優(yōu)選的激光二極管晶片是相同的。
為了進(jìn)一步比較，再形成一個激光二極管晶片，其中該非晶體的AlN層既不氧化也不被未摻雜的GaN帽層覆蓋。即，該激光二極管晶片是與在例子1中的晶片相同的，其中該AlN非晶體的層是在400℃的溫度下生長的。
因此，以與例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)生長處理″，以形成上述的N型GaN緩沖層、上述的N型AlGaN鍍層、上述的N型GaN引導(dǎo)層、以及上述的InGaN多量子阱活動層、上述的p型GaN引導(dǎo)層以及用于電流限制層的非晶的AlN層的疊層結(jié)構(gòu)。該非晶的AlN層的生長是在400℃的襯底溫度下進(jìn)行。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″條形開口形成處理″，以在該非晶的AlN層中形成上述的條形開口。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″多層狀結(jié)構(gòu)重新生長處理″，用于在非晶的AlN層之上和在該條形開口之內(nèi)生長上述的p型AlGaN鍍層，并進(jìn)一步在p型AlGaN鍍層之上生長上述的p型GaN接觸層。
隨后，以和例子1同樣的方法執(zhí)行該″電極形成處理″，以在獲得的激光二極管晶片上形成上述的p電極和上述的N電極。
所獲得的激光二極管晶片通過優(yōu)選的選擇蝕刻具有精細(xì)定形的開口。將這個激光二極管晶片在下文中稱為″樣品C″。該″樣品C″是與在例子1中優(yōu)選的激光二極管半導(dǎo)體薄片相同的，假如該AlN非晶體的層是在400℃的溫度下生長的。
然后對各個樣品″樣品A″、″樣品B″以及″樣品C″進(jìn)行SIMS測量。證實″樣品A″和″樣品C″在AlN層的氧濃度是較高的，例如，″樣品A″具有4E19cm-3的氧濃度峰值，以及″樣品C″具有8E18cm-3的氧濃度峰值。也證實″樣品B″在AlN層和未摻雜的GaN帽層之間的界面上具有一個2E17cm-3的氧濃度峰值。
雖然一系列上述的用于形成″樣品C″的處理不包括任何氧化處理，″樣品C″的AlN層具有比較高的氧濃度峰值。這表明在用于選擇性的濕蝕刻處理的AlN層之上形成作為掩模的SiO2薄膜的過程期間，氧氣被引入AlN層或者該AlN層的表面而被氧化。
如上所述，即使對″樣品B″和樣品C″兩者的處理不包括任何氧化過程與″樣品C″相比較″樣品B″的AlN層具有較低的氧濃度峰值。這表明在用于在未摻雜的GaN帽層之上形成作為掩模的SiO2薄膜期間，對于選擇性的濕蝕刻過程，以有選擇地蝕刻位于該未摻雜的GaN帽層之下的AlN層，引入覆蓋AlN層的未摻雜的GaN帽層或者該未摻雜的GaN帽層的表面以氧被氧化。進(jìn)一步，其證實該未摻雜的GaN帽層的氧化表面消失，使得顯現(xiàn)出AlN層的清潔表面。
觀察所獲得的晶片的表面形態(tài)。對于″樣品C″觀察到在該AlN層之上類似的波動組織。對于″樣品A″觀察到一個非常平的表面。對于″樣品B″觀察到一個包括類似疵點的坑粗糙的表面。如上所述，在AlN層的頂端界面上，該″樣品A″具有最高的氧濃度。在AlN層的頂端界面上，該″樣品C″具有次高的氧濃度。在AlN層的頂端界面上，該″樣品B″具有最低的氧濃度。上述觀察的表面形態(tài)的結(jié)果表明對表面平面化的改善，在ALN層的頂端界面上的氧濃度高時是有效的。在ALN層的頂端界面上或者上表面上存在氧氣將有助于抑制在非晶的AlN層的結(jié)晶過程中Al原子的質(zhì)量交換。對于質(zhì)量交換的有效抑制將抑制表面的粗糙性。
此外，對上述激光二極管碼片″樣品A″、″樣品B″以及″樣品C″進(jìn)行下列電流漏泄的附加研究。將一個200微米乘200微米的無條形開口區(qū)域的正方形從每個上述的激光二極管碼片″樣品A″、″樣品B″以及″樣品C″上剪下。對從″樣品A″、″樣品B″以及″樣品C″部位切割的相應(yīng)的正方形測量泄漏電流。證實在施加+5V電壓給p型電極時，從″樣品B″部位切割的正方形示出2.1mA的漏電流。但是，證實當(dāng)施加+30V的高電壓給p型電極時，從″樣品A″部位切割的正方形示出低得多的1.0微A的漏電流。也證實當(dāng)施加+30V的高電壓給p型電極時，從″樣品C″部位切割的正方形示出低得多的3.0微A的漏電流。上述測量的泄漏電流的結(jié)果表明對于抑制泄漏電流，在ALN層的頂端界面上高的氧濃度是有效的。在ALN層的頂端界面上或者上表面上存在氧氣將有效地幫助抑制貫穿AlN層的頂端表面的所有的電流泄漏。
在這個第二個例子中，該非晶的AlN層是在光波導(dǎo)層上生長。但是，本發(fā)明可以利用基于氮化物半導(dǎo)體的非晶的諸如非晶的AlN，非晶的GaN或者非晶體的InN和基于氮化物的化合物半導(dǎo)體晶體諸如GaN晶體或者AlGaN晶體之間材料參數(shù)的差異。因此，該非晶體的AlN層可能生長在p型鍍層中或者之上。
該AlN層用作電流限制層，據(jù)此理由，該AlN層具有一個絕緣性。但是，假如該電流限制層可以具有充分的絕緣性以允許該電流限制層表示出要求的性能，作為修改該電流限制層的化合物半導(dǎo)體除了Al和N之外可以包括任何附加的成分諸如Ga、In以及B是可能的。
作為進(jìn)一步的修改，該電流限制層可以包括AlN層和GaN或者InN層的交替疊層也是可能的。
在第二個實施例中，對于AlN層可能通過或者在含氧的大氣中退火或者沉積一個SiO2薄膜執(zhí)行氧化處理。作為修改去暴露非晶的AlN層的表面到大氣或者空中也是可利用的。例子3在非晶的GaN層受到選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃熱的腐蝕劑，在單一晶體GaN層上在350℃溫度下生長一個非晶的GaN層。蝕刻速度是在20-40分鐘時間范圍內(nèi)蝕刻0.1微米深度。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶體的GaN層之下的時候，該濕板蝕刻處理被終止，借此獲得一個″樣品D″。
類似地，在非晶體的GaN層受到選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃相同的熱的腐蝕劑，在另一個單一晶體GaN層上在400℃不同溫度下生長另一個非晶體的GaN層。侵蝕速度是在20-40分鐘的時間范圍內(nèi)蝕刻0.1微米深度。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶的GaN層之下的時候，該濕刻蝕過程被終止，借此獲得一個″樣品E″。
類似地，在非晶體的GaN層受到選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃相同的熱的腐蝕劑，在另一個單晶體GaN層上在不同的450℃溫度下生長另一個非晶體的GaN層。與″樣品D″和″樣品E″相比較蝕刻速度是非常緩慢的。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶體的GaN層之下的時候，該濕刻蝕過程被終止，借此獲得一個″樣品F″。
然后將該獲得的″樣品D″和″樣品E″在1100℃溫度下進(jìn)行熱處理。該熱處理過的″樣品D″和″樣品E″通過透射電子顯微鏡觀察。證實對于每個熱處理過的″樣品D″和″樣品E″，覆蓋GaN層的非晶相被轉(zhuǎn)換為單晶體相狀態(tài)。
因此，這個例子表明在位于非晶體的GaN層之下的晶體GaN蝕刻限制器層之上有選擇地蝕刻未摻雜的非晶的GaN層是可能的。
此外，觀察摻雜進(jìn)入非晶的GaN層摻雜的所有影響。在非晶態(tài)的Si摻雜的GaN層進(jìn)行選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃熱的腐蝕劑，在單個晶體GaN層上在350℃溫度下生長具有大約1E19cm-3的Si濃度的一個非晶體的Si摻雜的GaN層。侵蝕速度是在20-40分鐘時間范圍內(nèi)蝕刻0.1微米深度。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶體的Si摻雜的GaN層之下的時候，該濕刻蝕過程被終止，借此獲得一個″樣品G″。
類似地，在非晶的Si摻雜的GaN層進(jìn)行選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃相同的熱的腐蝕劑，在另一個單晶體GaN層上在400℃溫度不同溫度下生長另一個具有大約1E19cm-3的Si濃度的非晶體的Si摻雜的GaN層。侵蝕速度是在20-40分鐘范圍內(nèi)蝕刻0.1微米深度。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶體的Si摻雜的GaN層之下的時候，該濕刻蝕過程被終止，借此獲得一個″樣品H″。
類似地，在非晶體的Si摻雜的GaN層進(jìn)行選擇性的濕蝕刻之前，通過利用單晶體GaN層作為一個蝕刻限制器，以及通過利用以1∶1比率包含磷酸鹽和硫酸鹽的95℃相同的熱的腐蝕劑，在再一個單晶體GaN層上在450℃的不同溫度下生長另一個具有大約1E19cm-3的Si濃度的Si摻雜的的非晶的GaN層。與″樣品G″和″樣品H″相比較該蝕刻速度是非常緩慢的。當(dāng)單晶體GaN層的表面位于非晶體的Si摻雜的GaN層之下的時候，該濕刻蝕過程被終止，借此獲得一個″樣品I″。
然后對該獲得的″樣品G″和″樣品H″在1100℃溫度下進(jìn)行熱處理。該熱處理過的″樣品G″和″樣品H″通過透射電子顯微鏡觀察，證實對于每個熱處理過的″樣品G″和″樣品H″，覆蓋Si摻雜的GaN層的非晶態(tài)被轉(zhuǎn)換為單晶體狀態(tài)。
因此，這個研究表明在位于非晶體的GaN層之下的晶體GaN蝕刻限制器層之上有選擇地蝕刻高度摻雜非晶體的GaN層是可能的。
雖然結(jié)合幾個優(yōu)選實施例已經(jīng)如上所述了本發(fā)明，應(yīng)該理解這些實施例僅僅是提供舉例說明本發(fā)明，而不具有限制意義。在閱讀了本申請之后，等效材料和技術(shù)的眾多的修改和替換對于那些本領(lǐng)域技術(shù)人員來說將是非常顯而易見的，并且所有的諸如此類的修改和替換明顯地應(yīng)理解為落在所附權(quán)利要求的精神和范圍之內(nèi)。
權(quán)利要求
1.一種形成部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的方法，所述方法包括步驟形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體層；蝕刻至少一部分所述非晶體層以形成部分蝕刻的非晶體層；和結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層以形成一部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層。
2.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層包括單晶結(jié)構(gòu)和多晶結(jié)構(gòu)中的至少一種，且所述非晶體層包括一種非晶結(jié)構(gòu)或一種局部微結(jié)晶的非晶結(jié)構(gòu)。
3.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的步驟包括一個提供熱能到所述部分蝕刻的非晶體層的步驟。
4.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的步驟包括在一個溫度上經(jīng)所述部分蝕刻的非晶體層形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層的步驟，它引起所述部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶。
5.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述蝕刻至少一部分非晶體層的所述步驟包括通過使用一種包含磷酸鹽蝕刻劑來完成一種各向同性蝕刻的步驟。
6.如權(quán)利要求1的方法，其中所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
7.如權(quán)利要求1所述的方法，其中在一個晶體基極層上形成的所述非晶體層，當(dāng)所述至少一部分所述非晶體層被蝕刻時它作為一個蝕刻停止器。
8.如權(quán)利要求7所述的方法，其中所述晶體基極層包括一個GaN層，和所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
9.如權(quán)利要求7所述的方法，其中所述晶體基極層包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體，且所述基于氮化物的半導(dǎo)體層包括一個GaN層。
10.如權(quán)利要求1所述的方法，其中在溫度范圍200-700℃中形成所述非晶體層。
11.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的步驟是在溫度范圍700-1300℃中完成的。
12.如權(quán)利要求1所述的方法，進(jìn)一步包括最遲在結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層之前氧化所述非晶體層的表面的步驟。
13.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為一個電流限制層。
14.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為電極接觸層。
15.如權(quán)利要求1的方法，進(jìn)一步包括最遲在結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的所述步驟之前，在所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體層的至少一個上部區(qū)域中引入氧的步驟。
16.如權(quán)利要求15所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層的引入氧區(qū)域具有至少IE18cm-3的一個氧濃度。
17.如權(quán)利要求1所述的方法，進(jìn)一步包括最遲在所述部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶之前在所述部分蝕刻的非晶體層上出現(xiàn)一個氧化物層的步驟，以至于所述氧化物層抑制所述基于氮化物半導(dǎo)體的至少一個類型的原子的一種質(zhì)量交換。
18.如權(quán)利要求17所述的方法，其中所述出現(xiàn)所述氧化物層的步驟包括在使用所述氧化掩模進(jìn)行蝕刻的所述步驟之前形成一個氧化掩模的步驟，在用所述剩余的氧化掩模進(jìn)行結(jié)晶的所述步驟之前。
19.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
20.如權(quán)利要求4所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層和在所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層上的所述附加的化合物半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
21.一種形成基于氮化物的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)的方法，該方法包括步驟在一個基極層上形成基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體層；至少在所述非晶體層上或在所述非晶體層中出現(xiàn)氧化；選擇的蝕刻所述非晶體層以形成至少一個開口，借此形成部分蝕刻的非晶體層；和在出現(xiàn)氧化時結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層，以便形成部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層，以及允許出現(xiàn)的氧化來抑制所述基于氮化物半導(dǎo)體的至少一種類型的原子的質(zhì)量交換。
22.如權(quán)利要求21所述的方法，其中所述結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的步驟包括在一個溫度上經(jīng)所述部分蝕刻的非晶體層形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層的步驟，它引起所述部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶。
23.如權(quán)利要求21所述的方法，其中所述蝕刻至少一部分所述非晶體層的步驟包括通過使用一種包含磷酸鹽蝕刻劑來完成一種各向同性蝕刻的步驟。
24.如權(quán)利要求21所述的方法，其中所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
25.如權(quán)利要求21所述的方法，其中在一個晶體基極層上形成的所述非晶體層，當(dāng)所述至少一部分所述非晶體層被蝕刻時它作為一個蝕刻停止器。
26.如權(quán)利要求25所述的方法，其中所述晶體基極層包括一個GaN層，和所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體。
27.如權(quán)利要求25所述的方法，其中所述晶體基極層包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一個第III主族氮化物半導(dǎo)體，且所述基于氮化物的半導(dǎo)體層包括一個GaN層。
28.如權(quán)利要求21所述的方法，其中在溫度范圍200-700℃中形成所述非晶體層。
29.如權(quán)利要求21所述的方法，其中所述結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的步驟是在溫度范圍700-1300℃中完成的。
30.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為一個電流限制層。
31.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為電極接觸層。
32.如權(quán)利要求15所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層的引入氧區(qū)域具有至少IE18cm-3的一個氧濃度。
33.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
34.如權(quán)利要求22所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層和在所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層上的所述附加的化合物半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的一個位錯密度。
35.一種形成一部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的方法，所述方法包括步驟在該第一溫度上形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體層，所述非晶體層包括一種非晶結(jié)構(gòu)或一種局部微結(jié)晶的非晶結(jié)構(gòu)；蝕刻所述至少一部分的非晶體層以形成部分蝕刻的非晶體層；和在高于所述第一溫度的第二溫度上，在所述部分蝕刻的非晶體層上形成一個附加的化合物半導(dǎo)體晶體層，其中所述第二溫度引起所述部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶，以形成部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層，它包括單晶結(jié)構(gòu)和多晶結(jié)構(gòu)的至少其中之一。
36.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述蝕刻至少一部分所述非晶體層的步驟包括通過使用一種包含磷酸鹽蝕刻劑來完成一種各向同性蝕刻的步驟。
37.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由InxGayAl1-x-y(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體。
38.如權(quán)利要求35所述的方法，其中在晶體基極層上形成所述非晶體層，當(dāng)所述至少一部分所述非晶體層被蝕刻時，它作為一個蝕刻停止器。
39.如權(quán)利要求38所述的方法，其中所述晶體基極層包括一個GaN層，且所述基于氮化物的半導(dǎo)體包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體。
40.如權(quán)利要求38所述的方法，其中所述晶體基極層包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的第III主族氮化物半導(dǎo)體，且所述基于氮化物的半導(dǎo)體層包括一個GaN層。
41.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述第一溫度是溫度范圍200-700℃
42.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述第二溫度是溫度范圍700-1300℃。
43.如權(quán)利要求35所述的方法，進(jìn)一步包括最遲在結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層之前氧化所述非晶體層的表面的步驟。
44.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為一個電流限制層。
45.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層作為電極接觸層。
46.如權(quán)利要求35所述的方法，進(jìn)一步包括最遲在結(jié)晶所述部分蝕刻的非晶體層的所述步驟之前，在所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體非晶體層的至少一個上部區(qū)域中引入氧化物的步驟。
47.如權(quán)利要求46所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層的一個引入氧區(qū)域具有至少IE18cm-3的氧濃度。
48.如權(quán)利要求35所述的方法，進(jìn)一步包括最遲在所述部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶之前，在所述部分蝕刻的非晶體層上出現(xiàn)一個氧化物層的步驟，以至于所述氧化物層抑制所述基于氮化物半導(dǎo)體的至少一個類型的原子的質(zhì)量交換。
49.如權(quán)利要求48所述的方法，其中所述出現(xiàn)所述氧化物層的步驟包括在使用所述氧化掩模進(jìn)行蝕刻的所述步驟之前，形成一個氧化掩模的步驟，該步驟在用所述剩余的氧化掩模進(jìn)行結(jié)晶的所述步驟之前。
50.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
51.如權(quán)利要求35所述的方法，其中所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層和在所述部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層上的所述附加的化合物半導(dǎo)體晶體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
52.一種半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，包括第一層第III主族氮化物半導(dǎo)體層；在所述第一層第III主族氮化物半導(dǎo)體層上的第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，且所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層具有至少一個開口；和在所述至少一個開口內(nèi)和在所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層上的第三層第III主族氮化物半導(dǎo)體層，其中所述至少一個開口具有通過一種各向同性腐蝕劑成形的一個蝕刻的墻壁，從而免除了任何實質(zhì)的取決于取向的蝕刻率。
53.如權(quán)利要求52所述的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，其中所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層包括AlαGa1-αN(0≤α≤1)。
54.如權(quán)利要求52所述的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，其中所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層包括具有至少IE18cm-3的氧濃度的引入氧區(qū)域。
55.如權(quán)利要求52所述的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，其中所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
56.如權(quán)利要求52所述的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，其中所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層和所述第三層第III主族氮化物半導(dǎo)體層具有至少1E10cm-2的位錯密度。
57.如權(quán)利要求52所述的半導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)，其中所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層作為一個頂部鍍層，以及所述第二層第III主族氮化物半導(dǎo)體層作為一個電流限制層。
全文摘要
一種形成部分蝕刻的基于氮化物半導(dǎo)體晶體層的方法，包括以下步驟，形成一個基于氮化物半導(dǎo)體的非晶體層。在部分蝕刻的非晶體層被結(jié)晶之前，蝕刻至少一部分非晶體層以形成一部分蝕刻的非晶體層，從而形成部分蝕刻的基于氮化物的半導(dǎo)體晶體層。
文檔編號H01L21/20GK1404192SQ02132249
公開日2003年3月19日 申請日期2002年9月3日 優(yōu)先權(quán)日2001年9月3日
發(fā)明者笹岡千秋 申請人:日本電氣株式會社