具有平面III-N半导体层的半导体装置和制造方法与流程
本发明涉及iii-氮化物半导体衬底和在此类衬底上形成平坦表面的方法。更确切地说，本发明涉及用于形成c定向、完全松弛且无位错的iii-氮化物材料的平坦表面的设计和方法，所述平坦表面适合于充当承载电子或光学组件的模板。
背景技术：
半导体晶片通常通过液相外延法，最通常为已在1916年由简柴氏(janczochralski)发明的柴氏法制造。在柴氏法中，通过从热液体熔体缓慢提拉单晶晶种而实现将液态材料热诱导沉淀为固态晶体。
尽管外延生长需要与热平衡的特定偏差以驱动连续结晶，但lpe在热平衡边缘进行，主要驱动力为液态和固态晶体的类似密度，消除主导气相外延的扩散限制且使得与熔融温度的偏差极小以促使晶体生长，在气相外延中，非结晶相中的源材料相对较稀。当系统的温度均一且系统处于平衡时，原子粘附速率(沉淀速率)等于原子解离速率。当相比于在间隙和空位的位置处并入吸附原子，在晶格位点处并入吸附原子提供足够高的自由能减少时，建立上述“完美晶体”生长条件[参见晶体生长手册ia(handbookofcrystalgrowthia)第2章和第8章]。相比之下，远离热平衡的生长方法，如金属有机气相外延(movpe或mocvd)，外延生长在很大程度上受源材料扩散至晶体表面限制和调节且完美晶格位点相对于间隙位点处的原子并入之间的能量差或空位产生不显著。
柴氏法为供半导体行业用于制造半导体晶片的主要使用方法且通过液相/固相转化的晶体生长，液相外延法(lpe)仍为用于制造高完整性大直径半导体晶体晶片(无论其为si、ge、gaas、gap或inp半导体)的唯一确立方法[晶体生长手册iia，第2章]。如杂质、空位和晶体位错的晶体缺陷尽管已处于极低浓度下，但仍可劣化半导体的光电特性。在百年间，半导体材料的基本制造改变极小且简柴氏的“半导体技术之父”的称谓在当今与那时一样有效。
二元iii-v半导体的组包含gan、aln、inn和其三元和四元掺合物且通常简称为“氮化物”。氮化物的独特之处在于其特性和潜在用途的跨度。仅基于理论特性，氮化物包含用于大功率射频的最高效半导体替代方案，和用于真rgb白光源以及短波长led和激光器(紫光至uv)的唯一可行的替代方案。但是，其独特之处也在于是lpe不用于生产晶片的情况下的唯一常用半导体。实际上，其通常通过在其它晶体衬底，如sic、蓝宝石和si晶片上的失配生长来制造。这是不合宜的，因为失配晶体生长产生高密度的晶体位错。
制造高完整性半导体氮化物的主要挑战是不能建立接近热平衡的外延条件。这是不可能产生和含有液体gan的结果。已知gan的熔点较高，但直至最近，研究才显示形成同成分gan熔体所需的条件，在6吉帕斯卡(gpa)和2700℃的温度下[内海(utsumi)等人,自然材料(naturematerials),2,235,2003]。
已开发制造整体gan的替代方法，如氨热生长、基于溶液的生长和hvpe，其各自具有自身的优点[gan晶体生长技术(technologyofgancrystalgrowth),埃伦特劳特(ehrentraut)、迈斯纳(meissner)和布科夫斯基(bockowski),斯普林格出版社(springer),2010]。尽管其全部且共同地表示向极具挑战性的系统的极大进步，但其全部依赖于输送机构且达不到纯液体-固体系统的先前论述的理想平衡条件，在所述系统中，类似密度的液相和固相确保立即接近生长位点处的生长物质而不受扩散限制。当今，存在位错密度低于10e5cm-2的可商购小尺寸整体gan，但价格水平极高且数量有限。
氮化物装置层的外延生长一般通过mocvd进行。现代mocvd反应器能够在一次运行中容纳多个8"晶片且通过gan/ingan蓝光led维持led市场，且通过algan/ganhemt结构维持电力和rf电子学的特定市场。在除了最深奥应用的所有应用中，基底gan层和装置层在外来衬底、sic、蓝宝石或si上以单一mocvd顺序生长。这些衬底的晶体结构和晶格尺寸全部不同于gan，不可避免的结果是贯穿装置层引入错配诱导的晶格位错。
对于各种类型的电子装置，如hemt(高电子迁移率晶体管)或hfet(异质结场效应晶体管)结构，如氮化镓(gan)材料的iii-氮化物材料具有相比于两种基于si的材料更优良的关于例如电子迁移率(速度、效率)和高压能力的特性。但是，gan技术一般需要高于si技术的成本，且相比于例如sic技术，材料质量和高压可靠性通常较差。这归因于使用外来衬底使得不能在商业可行的成本水平制造足够生产水平的gan原生衬底成为必需，和替代衬底材料不具有与iii-氮化物生长相容的特性的事实。因此，gan电子技术的主要限制归结为与使得源自外来衬底(如sic)上的生长的位错降至最低相关的材料晶体位错和晶片生产成本。
这些问题的各种解决方案由本发明人之一在公布为us2015/0014631的美国专利申请14/378,063中建议，其内容以全文引用的方式并入本文中。在所述申请中描述制造半导体装置的方法，其包括以下步骤：通过位于衬底上的绝缘生长掩模在衬底上形成多个半导体纳米线、在每一纳米线上形成半导体体积元件、使每一体积元件平坦化以形成多个具有基本平坦上表面的精密iii-氮化物半导体台面，和在多个基本元件中的每一个中形成装置。每个台面具有基本平坦的c平面{0001}上表面。装置还可包括至少一个位于每一半导体台面上的电极。提议使生长的iii-氮化物元件平坦化的方法包括锥状结构的原位回蚀，如在体积生长处通过蚀刻或抛光获得，以形成平行于衬底的宽c平面。
技术实现要素：
在本发明范围内的各种实施例定义于权利要求书中。当结合附图和权利要求书考虑时，本发明的其它目标、优点和新颖特征将从本发明的以下详细描述变得显而易见。
根据一个方面，提供一种制造具有平面iii-n半导体层的半导体装置的方法，其包含
提供衬底，其包含晶片、材料与晶片不同且具有生长表面的缓冲层和生长表面上的具有纳米孔阵列的掩模层；
在所述孔中外延生长iii-n材料以形成纳米结构，使得穿线位错转移与生长表面正交的生长前沿远离；
在高温t下聚结所述纳米结构的上部以形成连续平面层；
在所述平面层上外延生长iii-n生长层；
其中生长层被配置成使得生长层的rt与t之间的热膨胀
-在生长层中与生长表面平行的晶格间距小于缓冲层的生长表面处与生长表面平行的晶格间距时，大于衬底的热膨胀，且
-在生长层中与生长表面平行的晶格间距大于缓冲层的生长表面处与生长表面平行的晶格间距时，小于衬底的热膨胀。
掩模层可在后续步骤中去除，例如通过在电场或电流影响下的蚀刻。
在一个实施例中，生长层的标称晶格常数通过生长层中的iii-n材料的组成配置来调适。
在一个实施例中，t>所述纳米结构的iii-n材料的升华温度。
在一个实施例中，生长层生长至>3μm，或>5μm，或>7μm，或>10μm的厚度。生长层可包含具有例如不同iii-n材料的改变的组成的子层。
在一个实施例中，所述纳米结构包含gan。
在一个实施例中，生长层包含algan。
在一个实施例中，晶片包含蓝宝石。
在一个实施例中，生长层包括algan，其中al占iii材料ga和al的>20％，或>30％或>40％。
在一个实施例中，生长层包括algan，其中al占iii材料ga和al的>45％。
在一个实施例中，生长层包含ingan。
在一个实施例中，晶片包含si或sic。
在一个实施例中，所述纳米结构的上部在掩模上方0至200nm处开始。上部可定义为包含纳米线的纳米结构的顶部区域。
在一个实施例中，所述纳米结构包括所述孔生长的纳米线。
在一个实施例中，聚结所述纳米结构的上部的步骤包括提供氮源的背景流。
在一个实施例中，聚结步骤涉及在所述纳米结构之间添加iii-n材料，iii-n材料包括的iii材料的量超过由iii材料的源流提供的iii材料的量。
在一个实施例中，聚结步骤涉及在无iii-材料的源流的情况下在所述纳米结构之间形成iii-n材料。
在一个实施例中，所述纳米结构的上部的>90％无穿线位错。在其他实施例中，所述纳米结构的上部的99％无穿线位错，且随着掩模中的孔尺寸减小，所述纳米结构将渐近变得无位错。
在一个实施例中，聚结步骤包括
从所述纳米结构的上端释放iii族材料；
通过从所述释放的iii族材料形成半导体材料而填充所述纳米结构的m平面晶面的上部之间的间距。
在一个实施例中，聚结步骤包括：
在与生长表面相邻的m平面晶面的下部处的半导体结构之间留下未用半导体材料填充的空隙。
在一个实施例中，所述孔尺寸为<150nm，和/或相邻孔之间的间距为<2.5μm。
在一个实施例中，晶片从rt至t的热膨胀影响缓冲层中的内部晶体应变，且使得生长表面处的所述晶格间距增加以偏离缓冲材料的松弛晶体的对应增加；
其中跨越相邻孔之间的距离的晶胞数目在生长表面处与聚结平面层处不同。
在一个实施例中，聚结平面层具有与其在高温t下以缓冲层材料的基本松弛iii-n晶体的标称晶格间距形成相对应的平均晶格间距。
根据第二方面，提供具有平面iii-n半导体层的半导体装置，其包含
衬底，其包含晶片和材料与晶片不同、具有生长表面的缓冲层，
从生长表面外延生长的纳米结构阵列；
由在高温t下聚结所述纳米结构的上部形成的连续平面层；
在平面层上外延生长的生长层；
其中生长层中与生长表面平行的晶格间距小于缓冲层的生长表面处与生长表面平行的晶格间距；且
其中生长层被配置成使得生长层的rt与t之间的热膨胀大于衬底的rt与t之间的热膨胀。
在一个实施例中，装置根据前述实施例中的任一项表征。
根据第二方面，提供具有平面iii-n半导体层的半导体装置，其包含
衬底，其包含晶片和材料与晶片不同、具有生长表面的缓冲层，
从生长表面外延生长的纳米结构阵列；
由在高温t下聚结所述纳米结构的上部形成的连续平面层；
在平面层上外延生长的生长层；
其中生长层中与生长表面平行的晶格间距大于缓冲层(102)的生长表面处与生长表面平行的晶格间距；且
其中生长层被配置成使得生长层的rt与t之间的热膨胀小于晶片的rt与t之间的热膨胀。
生长层可具有平坦上表面。在各种实施例中，半导体装置可包含在生长层的上表面上形成的电学和/或光学组件。
在一个实施例中，所述电子装置根据前述技术方案实施例中的任一项进一步表征。
在一个实施例中，跨越相邻孔之间的距离的晶胞数目在生长表面处与聚结平面层处不同。
在一个实施例中，聚结平面层具有与其在高温t下以缓冲层材料的基本松弛iii-n晶体的标称晶格间距形成相对应的平均晶格间距。
根据第四方面，提供具有平面iii-n半导体层的半导体装置，其包含
衬底，其包含晶片和与晶片的材料不同的缓冲材料的缓冲层，所述缓冲层具有生长表面；
从生长表面外延生长的纳米结构阵列；
由在高温t下聚结所述纳米结构的上部形成的连续平面层，其中跨越相邻纳米结构之间的中心距离的晶胞数目在生长表面处与聚结平面层处不同；
在平面层上外延生长的生长层。平面层可为与缓冲材料相同的iii-n材料。
附图说明
现将参看附图描述本发明的优选实施例。
图1示意性地说明根据不同实施例用于iii-氮化物半导体装置的生产过程的各种装置和步骤。
图2a和b说明生产gan装置的不同阶段的实施例。
图3a-c说明生产ingan装置的不同阶段的实施例。
图4示意性地说明基于ingan的发光组件的生产方法的方法步骤。
图5显示在顶部上构建另外的外延层的algan装置的侧视图。
图6a-c说明形成由离散gan纳米线生长制备的聚结gan平面膜。
图6d-e说明在聚结gan膜上随后生长的gan膜层。
图7a-b显示通过合并多个独立的体积元件获得的聚结平面结构的实例。
图8a显示聚结ingan层的实例。
图8b显示由三个独立生长的组形成的聚结ingan结构的实例。
图9a-c说明各种ga-n二元相图。
图10a-d说明形成用于制造具有平坦层的半导体装置的方法的纳米线结构。
图11显示包括包含iii-氮化物半导体晶体的平面层的纳米结构的半导体装置的实施例。
图12显示具有额外层的根据技术方案11所述的半导体装置的实施例。
图13a和b说明图12的实施例的进一步加工的半导体装置。
图14说明半导体装置中的穿线位错。
图15说明在根据各种实施例的生长衬底上制造的聚结平面层的三种不同样品的x射线衍射(xrd)测量结果。
具体实施方式
本发明的某些实施例涉及制造iii-氮化物半导体装置的方法。此iii-氮化物材料可例如为gan、ingan(氮化铟镓)或algan(氮化铝镓)。方法可包含在衬底上形成多个半导体晶种。衬底可以是任何适合于生长iii-氮化物晶种或纳米线的材料，例如gan、硅、sic、蓝宝石或aln晶片，其可以任选地在硅衬底上含有一或多个缓冲层，如gan缓冲层。对于均匀制造gan晶片和阵列，向方法提供的衬底材料的基本原子信息为针对所有晶种的均一晶体取向和用于gan的选择性成核的竞争性表面。此类表面可通过薄膜，如石墨烯、ald制造的氧化物和lpcvd制造的aln来提供。在各种实施例中，晶种连续生长至纳米线。在各种实施例中，半导体体积元件在每一晶种或纳米线上生长。在平坦化步骤中，形成具有基本平坦的上表面的多个离散模板或基本元件。在平坦化之后，还可进行c平面表面修复生长的步骤。后续步骤可包括在多个基本元件中的每一个之中或之上形成如电子组件的装置。
如将论述，平坦化步骤最恰当地也被称为重组步骤。根据我们的理解，通过使用的无位错晶体模板的均匀晶体结构实现本文中论述的重组步骤中所见的大规模均匀性。迄今，提供此类无位错模板阵列的唯一已知方式为通过选择性nw生长。此外，基础水平，应理解，阵列的无位错性质依赖于掩模中的开口的孔尺寸和特定外延生长条件的组合。生长条件并非魔弹(magicbullet)，但已显示提供此类无位错晶体。由于产生无位错晶体是nw生长步骤的突出任务，并且出于本申请的目的，提供此类单晶模板的任何外延生长条件被认为nw条件。
现将参看图式论述不同实施例。应注意，对装置和方法的某些实例进行参考，其中给出工作实施例的材料和工艺参数。因此，这不意味着某些步骤或特征可在不脱离本文中提出的解决方案的一般范围的情况下具有不同特征或领域，且其属于所附权利要求书的范围内。另外，与例如iii-氮化物材料中的纳米线生长相关的更多细节可供例如以上参考的先前申请的技术人员使用。
图1示意性地说明生产iii-氮化物半导体装置的方法步骤。在步骤a)中，提供例如蓝宝石的基底衬底101。在步骤b)中，例如gan的一或多个层102形成于基底衬底101上。层101和102在一起形成衬底。在步骤c)中，例如sinx的掩模层103可形成于衬底的顶部上。在后续步骤d)中，在掩模层103中提供孔104，例如借助于ebl(电子束光刻)。孔可能极窄，例如直径为50-150nm，或60-100nm。孔104之间的间距可例如为大约200-2000nm，且尤其依赖于衬底上产生的模板上形成的电子装置进行选择，且还可取决于iii-氮化物的材料。在步骤e)中，进行或至少起始第一iii-氮化物材料的生长。步骤e)指示呈从孔104突出的基本锥状晶种105形式的初始生长。在不必包含于所有实施例中的后续步骤f)中，如将解释，晶种105通过晶种105的iii-氮化物材料的连续生长，例如通过纳米线生长步骤中的cvd或vpe而生长至纳米线106中，其中存在氮源流和金属有机源流。在包括纳米线生长(如在步骤f)中)的一个实施例中，d)至f)的工艺通常为连续的。
在一个实施例中，晶种105和随后生长的纳米线106包括gan。通过从表示衬底表面的极小部分的孔104生长，衬底iii-氮化物102中的大多数的任何位错被滤除。另外，接近孔104边缘的位错倾向于朝向生长纳米线106的一侧弯曲。gan的纳米线因此生长，通常呈具有6个等效且光滑的m平面晶面的六边形形状，其中可见位错朝向sinx掩模终止。结果为完全或基本无位错的gan的晶种105或纳米线106，例如程度为至少90％或至少99％的晶种105或纳米线106无位错。
如本文所论述的氮化物半导体纳米线106在此上下文中定义为具有小于1微米、如50-100nm的直径和至多几微米的长度的基本条形结构。根据本发明的一个非限制性实施例的生长氮化物半导体纳米线的方法利用基于cvd的选择性区域生长技术。氮源和金属有机源在纳米线生长步骤期间存在且至少氮源流动速率在纳米线生长步骤期间连续。用于纳米线生长的v/iii比率显著低于通常与基于氮化物的半导体的生长相关的v/iii比率，如也在引用的更早美国申请中所概述。
对于gan的实施例，可继续根据图1的g)的处理。此处，gan体积元件107在每一纳米线106上生长。在纳米线106上形成体积元件107的此步骤可通过体积元件生长步骤中的cvd或vpe进行，其中存在氮源流和金属有机源流。优选地，体积元件107生长步骤期间的v/iii摩尔比高于纳米线生长步骤期间的v/iii摩尔比。体积元件107生长以包含在每一gan纳米线106周围形成的精密绝缘或半绝缘gan锥体。
在一替代实施例中，根据图1的步骤g)的处理可以从e)的晶种期进行，无需使纳米线106完全生长，如由步骤e)与g)之间的图中的竖直箭头指示。另外，在晶种105上生长gan体积元件107的此步骤可通过体积元件生长步骤中的cvd或vpe进行，其中存在氮源流和金属有机源流。优选地，体积元件107生长步骤期间的v/iii摩尔比高于晶种生长步骤期间的v/iii摩尔比。体积元件107生长以包括在每一gan晶种105周围形成的离散绝缘或半绝缘gan锥体。与体积生长相关的其它细节还可获自例如本发明人的所引用美国申请。
方法还包括平坦化步骤。这可以在纳米线生长步骤f)之后，或者在体积元件107生长步骤g)之后进行，如图1中所指示。
在纳米线106以及潜在地gan体积元件107的gan生长经受平坦化以获得平坦c平面台面(如h)中所示)的一个实施例中，本发明人发现如下出人意料的效应：通过小心地选择工艺参数，可在无gan解吸附的情况下，或至少在无任何显著gan解吸附的情况下进行平坦化。在此类实施例中，代替地通过控制纳米结构的原子再分布获得平坦化，所述纳米结构即f)至h)的平坦化时的纳米线106，或g)至h)的平坦化时的体积元件107。此类步骤可通过提供高流量或甚至极高流量的含氮材料(通常nh3)，同时限制或优选地完全省略额外ga源材料流的供应来进行。换句话说，不供应或基本上不供应新ga原子。在一个实施例中，nh3流可例如为大约5-20slm，在某些实施例中在9-10slm内，而ga源完全切断。工艺温度可维持为在后退体积生长步骤中所保持，或升高，例如针对gan在1000-1200℃范围内(针对ingan生长，范围降至700，且针对algan生长，范围升至1500)。本发明人已发现研究结果指示通过选择合适的工艺条件，ga原子可在实际上不完全解吸附的情况下破坏其晶体键且离开gan晶体表面。相反，单一ga原子仍可物理连接，即使化学键被破坏，本文中称为物理吸附。此类物理吸附的ga原子可在gan装置的表面上行进，且在另一位置再连接。更确切地说，鉴于例如所例示的适当的条件，体积生长或元件107的锥体可沿法线方向生长至倾斜的s平面，使得下面的竖直m平面和平坦的顶部c平面增加。通过提供高nh3流动，或背压，同时温度最佳升高，获得经物理吸附ga原子的足够移动性，同时避免过度的解离，使得可获得所述的原子再分布。平坦化步骤的工艺温度应仍优选地保持低于某一较高水平，出于避免液体ga可在gan装置的表面上形成液滴的三相系统的目的。
示例性测试结果描绘于图2中，其中图2a显示如由体积生长107产生的基本上锥形或锥状的gan装置。图2b说明图2a的装置当经受如所描述的通过原子再分布的平坦化时的转化。明显地，m平面和c平面增大，而s平面减小。结果尤其为获得增大的c平面，其可用于提供例如外延层或其它接触配给等。另外，如通过掩模生长获得的gan表面中减少或甚至消除的位错程度得以维持。换句话说，相比于外延生长的连续gan表面，如层102，每一表面积单位的平均位错量基本上较低，理想地为零。此外，可在不于纳米线和潜在体积生长之后从机器去除衬底的情况下，且在不涉及如蚀刻剂的其它材料的情况下原位获得平坦化步骤中的c平面增加。因此，可以提高处理速度和可靠性。测试结果也显示在一个实施例中，可在使得相比于c平面，移动物理吸附的ga原子将更确切地在m平面上连接的环境下进行原子重构。在此类实施例中，晶体重构的结果包括相比于用于纯蚀刻或抛光方法，更宽c平面可能可用于组分配置的效应。
在一个实施例中，建议的方法适用于ingan装置。在此类方法中，也包括步骤a)至d)。在一个变化形式中，衬底层102还可包括ingan层，ingan的晶种105和随后的纳米线106在所述层上生长。接着在步骤g)中在ingan纳米线106上进行ingan的体积生长。在提供更可靠的实验室结果的一替代实施例中，a)至e)的方法与针对gan相同，即在gan衬底层102上进行gan晶种成长。但是，gan生长在晶种期停止，优选地在晶种105仅为小锥体时，优选地不具有超过掩模层次的m平面。此后，将ingan的体积生长应用于gan晶种105，达到如同g)中的锥体体积状态。通过从gan生长开始，可潜在地在晶种105中提供较低层级的位错。另外，通过已在gan的小晶种105上，而不是在gan纳米线上提供ingan的体积生长，使体积生长的位错误差风险降至最低。
在ingan体积107于高温下的g)至h)的平坦化步骤中，通常涉及较高程度的解离，且可主导任何原子再分布。图3a说明ingan体积装置107，且尽管这只是俯视图，但其锥状形状显而易见。图3b显示在平坦化之后的此类体积装置，例如在1100-1200℃范围内的温度下，具有5-10slm的高nh3流动且在平坦化步骤期间不另外供应任何in或ga。同样在这种情况下，在不提供任何蚀刻剂的情况下获得平坦化，并且还在装置宽度不经任何最小化的情况下获得c平面增大。但是，如可见，可在c平面表面中出现沟槽图案，其潜在地由in和ga的不同沸腾温度引起。在一优选实施例中，可因此在平坦化之后进行提供额外ingan生长的修复步骤。当这样做时，将再次出现锥状生长，如同在e)至g)的先前体积生长步骤期间。
但是，仅需要有限数目的原子层，且随后，可进行另外的外延生长以形成电子组件，例如发红光二极管和发绿光二极管。图3c显示此类装置300的倾斜图像，其中平坦化ingan体308形成基底部分，在其上提供额外的ingan修复层309，且在修复层309上形成外延组分层310。
另外，图4说明以gan晶种为起始物，如参考前述描述和图式所描述的在ingan装置上制造发光二极管的方法。在图4的中下图中，装置300的侧视图也清楚地显示层308、309和310。
在一个实施例中，并入平坦化的一般生长方法用于产生algan装置。一个这样的装置500在图5中以侧截面图示出。al与其它材料的较高程度的反应性向从掩模孔生长algan呈现障碍，因为al也可以在掩模上生长。出于此原因，本发明人想出了一种制造平面algan模板的新方式，在其上提供进一步外延生长以产生组分。返回参看图1，出于已关于位错消除或最小化提及的有益原因，通过gan进行a)至f)的方法步骤。(或者，方法可在e)的晶种层次停止，尤其取决于孔尺寸和需要的gan平坦台面的大小)。在多个gan纳米线106(或晶种105)已生长以含有所需体积之后，在h)处进行平坦化步骤。换句话说，algan方法中优选地不包含体积步骤g)。
在如关于gan于上文所述的原子分布之后的结果将为具有相对较小直径(例如相比于孔)的平坦台面508，因为当未进行体积生长步骤时，生长中存在的材料少得多。举例来说，对于60-100nm的掩模孔104尺寸，平坦化gan台面结构508的宽度可为200-300nm，即在掩模孔尺寸的例如仅2-5倍的范围内。另外，平坦gan结构将通过原子再分布被配置成极薄，例如具有在30-100nm范围内的gan厚度t1。
在后续方法步骤中，开始algan生长。如所指出，层可接着在衬底的所有部分和平坦gan台面的所有晶面上生长。更重要的是，有意地继续algan生长直至层509具有相比于t1相对较大的厚度t2。这样做的原因是如由gan与algan之间的格失配引起的任何塑性变形将在gan层508而不是algan层509中出现。因此，相对厚的algan层509而非经拉伸以适应gan台面层508的晶体结构的薄algan层509将在材料之间的界面区域中对gan层508进行压缩或收缩。algan层509的生长应优选地在对于algan生长而言相对较低的温度下进行，这将帮助在层509上添加层时在后续较高温度下保持模板形状。结果为基本或完全无位错的algan层，可在所述层上构建另外的外延层510、接触件或其它组件结构。
在各种实施例中，并入以上提及的实施例和材料中的任一种，方法可包含在平坦化体积元件上外延生长半导体置换层，使得置换层的上表面位于纳米线或晶种的上尖端上方，且置换层的上表面形成基本元件中的每一个的上表面，或者平坦化在所述尖端仍低于平坦化装置的上部c平面层的阶段处停止。
返回参看图1，在本发明的一个方面中，进行平坦化步骤以重组和合并或联合体积生长的相邻纳米线。这通过图1的步骤i)示意性地说明。这可以在纳米线生长步骤f)之后或在体积元件107生长步骤g)之后进行，且可视为经由阶段h)的继续平坦化步骤。结果为获自多个独立生长的连续平坦半导体层或膜109。此方法在本文中称为聚结。
举例来说，平坦gan层可通过聚结获得。在一个实施例中，gan纳米线生长可使用标准前体tmg、teg、nh3以及氮气和氢气载气在图案化衬底上通过薄掩模层103-氮化硅、二氧化硅或类似物获得。掩模中的开口104可通过标准光刻技术，如纳米印刷或电子束光刻进行，且使用干式蚀刻技术(如icp-rie)和湿式化学蚀刻完善。可在纳米印刷期间调节开口104之间的间距或ebl典型值为400、600、1000或2000nm。开口直径界定于纳米印刷或ebl光刻方法中，其中取决于使用的光刻技术，典型值在50-400nm之间。借助于合适的方法步骤，例如如参考以上步骤a)至e)所描述，gan晶种105可生长。取决于所选工艺参数，晶种可演变为纳米线106(如在步骤f)中)或体积元件107(如在步骤g)中)。或者，体积元件10/可通过在步骤f)中生长的纳米线106上的径向体积生长而产生。
在一个实施例中，体积gan生长或gan纳米线经历聚结/平坦化步骤，其中如图1i)中所展示地获得粘结c平面平坦层。在此类实施例中，聚结步骤可在维持氮气的背景条件下使用例如氨气进行，同时限制或完全省略含iii族元素的气体前体(如参看图1在上文所述)。
图6a显示如步骤a-g中所述的体积生长结构。
具有多个单独体积生长(或纳米线)的半导体结构可经历后续聚结步骤以合并单独结构。聚结步骤可例如包含在1000-1200℃范围内的温度下、在1-10slm的高nh3流动下且不另外供应任何ga而处理衬底。
图6b显示聚结步骤之后的平坦c平面gan表面，其中可观测到个别生长结构平化且聚结在一起。图6c显示具有均匀聚结的gan平面膜的较大区域的缩小概览。在图6b和c上方的绘图中，指示已进行重组，使得每一纳米线的顶部暴露于平坦聚结表面。但是，应注意，在其它实施例中，平坦化可仅通过体积生长的重组获得，使得在体积生长之前生长且通过体积生长囊封的晶种或纳米线不被暴露。
参看图6a至b描述的实施例的变化形式可为继续如图6a中所示的体积生长直至个别生长在一定程度上合并，至少在接近掩模表面的基底处。在此类实施例中，后续聚结步骤将仍然引起生长结构的重组，以形成在个别生长位置上方延伸的粘结平坦表面。
对于从图案化掩模103的个别生长，纳米线或体积生长的定向可使得侧晶面可沿两个平面内方向中的任一个，即沿[1-100]或[-12-10]定向。尽管看起来合并个别相邻纳米线或体积生长将受益于具有面对的晶面的此类相邻生长，本发明人已发现聚结步骤之后的平坦c平面gan表面可沿那两个方向中的任一个形成。举例来说，在图6b中获得的平坦半导体结构中，起始纳米线相对于每一个面向[-12-1-0]。通过移动的物理吸附原子的重组方法因此是用于产生粘结平面半导体iii-氮化物层或膜109的合适的方法。
在一个实施例中，平面iii-n膜110可另外在聚结膜109上生长。实例借助于已在聚结膜109上生长的500nm厚平面gan层110的sem俯视图显示于图6d中，而图6e显示所述结构的截面sem图像。
根据一个方面，本发明人发现通过控制聚结步骤生长条件，有可能从两个或大于两个结构的组生长聚结平面层以形成较大薄层或台面，例如相比于如图2b中的单一结构台面。此类结构的实例显示于图7a中，其显示由已聚结为一个平面薄层701的三个体积生长结构组成的三重结构。图7b显示一种变化形式，其中五个生长已合并为一个平面薄层703。通过这种方式，形成形状和尺寸经设计的独立平面层的能力不仅给予制造具有独立绝缘装置的晶片的机会，而且还给予在晶片制造步骤处提供具有预先部署的通孔的晶片的机会。在一个实施例中，衬底可例如配置有具有预定图案的开口104的掩模103，经分布以使得通过开口的生长和后续聚结将产生所需形状的平面半导体结构。在此类实施例中，体积gan生长或gan纳米线可经历径向体积放大生长步骤以减小相邻纳米线或体积生长结构之间的间隙，但不必出于获得平坦c平面gan表面的目的。
图7c以示意性实例的方式说明具有掩模的衬底709的一部分，所述掩模具有开口。在此实施例中，开口以有序方式提供，使得开口的第一子集710形成一种图案，且开口的第二子集712形成另一种图案。在例如根据前述描述，通过开口生长半导体结构之后，纳米线和/或体积元件将从衬底表面延伸穿过开口710、712。在优选地在与生长所用相同的机器中原位进行且在不中间去除衬底的情况下进行的聚结步骤中，生长结构经历原子在对应生长的表面处移动，但保持连接、物理吸附的操作条件。在如关于重组和聚结步骤在上文例示的所选合适条件下，个别生长将平化，且紧密相邻生长将合并为共同平面层。通过以使得某些生长将合并且某些生长将不合并的方式布置开口，可形成粘结但也彼此分离的平面层711、713。此类平面层711和713还可采用多种尺寸和形状。这提供在制备平面iii-n结构的领域中迄今不可用的生产自由。
如所描述的聚结步骤相比于传统的外延再生长方法，如elo(外延横向过生长)带来非显而易见的优势。在以过饱和作为驱动力的活性生长条件下进行外延再生长。从气相结晶会降低系统的自由能，产生可形成位错和缺陷的强制条件，尤其当非对齐晶体生长前沿相遇且聚结时，如在外延再生长和外延过生长中。相比之下，聚结步骤期间发生的重组在接近热平衡下进行。
在如本文所描述的平坦化和聚结步骤期间，不添加或仅添加极少额外iii族元素至外延晶体。外延系统处于零净体积生长状态下，但具有允许物理吸附材料的高表面移动性的条件。当解离速率和化学吸附速率保持类似时，各物理吸附分子理想地自由反复移动、化学吸附和解离，直至其发现可占据的最低能量晶体位置。晶体结构中的位错，以及大部分缺陷产生较高自由能，而针对晶体的总结合能将低于理想晶体的情况。总而言之，使得平坦化和聚结步骤产生或包含此类晶体瑕疵不容易得多。
在一个实施例中，通过in或al进行体积iii-氮化物生长以获得平坦c平面ingan或algan表面。作为更特定实例，描述适用于ingan生长的聚结方法。在此类方法中包括步骤a至d。取决于步骤d阵列设计，由两个或大于两个纳米线或体积生长结构的组组成的聚结平面ingan层或聚结ingan结构可生长，例如通过步骤e-g或e-f-g。通过在体积生长期间与ga-前体流同时供应in-前体流，可在步骤g)中自e)或f)形成三元ingan。当体积生长经历聚结步骤i)时，镓和铟原子均自由地移动、化学吸附和解离直至其发现低能量晶体位置。因此形成平面ingan聚结层。
在图8a中给出示例性ingan聚结层，其中可见由多个合并的个别ingan生长制得的粘结ingan层。在一优选实施例中，可在聚结步骤之后进行修复平面ingan生长，如参看图4在上文所述。当这样做时，将在聚结层的顶部上发生平面ingan生长。由于在较高铟的情况下通常难以避免缺陷形成和材料降解，本文中提出的方法提供替代生长技术，其中较不容易形成晶体瑕疵。通过提出的聚结方法获得的具有较小位错密度的平面ingan层将为光电子装置应用提供极良好衬底。其还可直接用于iii-氮化物光电子装置的典型cvd或vpe生长。
图8b显示通过in或al的体积iii-氮化物生长的替代实施例，其开发用于获得由sinx掩模中的三个开口的组形成的平坦c平面ingan或algan表面。图8b的结构与图7a的结构类似，相似之处在于有限数目(在此实例中为三个)的有序生长聚结至通孔中。图8b的结构尚未配备修复层，如通过转化的ingan结构特有的表面结构证明。为了获得图8b的结构，选择如d)中所示的掩模结构，其中小心地选择开口104的数目、排序和间距。在步骤e)中，可形成两个或大于两个纳米线或体积生长结构的组。通过在体积生长期间引入额外铟前体流，体积生长g)中的铟含量可增加。当体积生长经历聚结步骤i)时，纳米结构或体积生长经聚结(即合并)且使得形成增大的c平面表面。在一个优选实施例中，可在聚结步骤之后，在表面修复步骤中生长出平滑ingan生长层。
图7a和b以及8b的实施例说明包含衬底、提供于衬底表面上的掩模的半导体结构的实例，所述掩模具有沿衬底表面以有序方式提供的多个开口，其中iii-n材料的粘结平面通孔经衬底掩模中的多个开口延伸。平面通孔由通过不同开口生长的合并的个别半导体结构形成。开口可在沿衬底表面的路径的等距位置处提供。聚结步骤可在个别半导体生长之后的步骤中原位进行，其中原子重组在高温与高氮气背压下、在无或基本上无iii族半导体材料的额外来源的情况下进行。
用于提供呈薄层或甚至粘连平坦层形式的iii-n半导体材料(如gan和ingan)的平坦结构的上文概述的解决方案为巨大并且出人意料的成就。现在距发明所谓的柴氏法100年，根据柴氏法，从熔体缓慢提拉固体晶体。这仍是硅锭生长的基础。用于制造常规半导体(如ge、gaas、gap和inp)的其它类似技术为布里奇曼技术(bridgmantechnique)和浮区法。这些技术全部共同地使用液体/固体生长前沿，具有精细控制的生长速率和温度梯度δt，且从无位错晶种起始。在这些生长方法中，δt将决定生长速率，其中高δt迫使晶体快速凝结。在柴氏法中，当生长速率足够快以避免产生si晶体空位，但足够慢或非受迫以避免并入间隙si时，满足“完美si晶体”条件。在柴氏生长中，低δt针对沉淀给出低驱动力且系统被称为接近热力学平衡。在热力学平衡下，原子具有从液相沉淀为晶体与从结晶相解离为液体的相同概率。在这种情况下，其它因素将决定原子的最终去向。易于认识到相比于在对应的晶格结点处并入吸附原子，间隙并入原子或空位夹杂表示系统自由能的较小减少。
参看图9a，柴氏法是由双头箭头表示的液相与结晶相之间的转化。但是，如从图式可见，固体与液体gan之间的相界仅在高于6gpa的压力下显现。这使得gan的液相外延法成为巨大的挑战，其中gan半导体晶片替代地主要通过金属有机气相外延(movpe)在外来衬底上制造。为了提高在蓝宝石和si上生长的gan的晶体质量，已开发外延横向过生长(elo)以减小位错密度和提供较高质量衬底，且早期结果确实显示重大前景且近来其已用于纳米线。
在本文提出的解决方案的各种实施例中，研究独特外延制度的外延物理，其在本文中称为晶体重组。此晶体重组可以在掩模开口处生长于晶种上的iii-氮化物材料的平坦化步骤的形式进行，如关于以上若干不同实施例所概述。iii-氮化物材料的平坦化用以形成多个具有基本平坦的上表面的离散基本元件。晶体重组在接近平衡条件下进行且不通过添加材料产生过饱和。相比于一般的mocvd生长，不需要向iii-v氮化物晶体生长前沿供应iii族-材料以驱动相变。平衡生长和所述方法的一个重要方面为相变的可逆性，即通过改变热偏压向前或向后逆转生长前沿的传播的能力。在我们的实例中，驱动重组的热偏压通过晶面的表面能差异供应：一个晶面处的净原子解离与另一晶面处的净沉淀或结晶同时发生。在此意义上，外延生长前沿包含所有涉及的晶面，但局部生长速率可为正性或负性的。
在各种实施例中，保持nh3供应以避免晶体表面降解，且温度较高，如针对各种实施例所例示。在gan的另一实施例中，高温可在900℃与1200℃，或700℃与1000℃之间的范围内。在一个实施例中，高温高于晶体材料的升华温度。在重组期间，本发明人观测到绝大部分的晶体从一个晶面转移至另一晶面的出人意料的效应。
图9b说明在大气压下的计算的ga-n相图。此处，可注意到气体+gan制度(其中将安置重组步骤，以虚线标记)需要过量的原子氮且ga将呈液体形式。此外，图9c根据兰多尔特-博恩施泰因(
形状变换最可能通过晶面的表面能驱动。在高阶晶面上生长为有利的，使得形成低阶晶面和0001c平面极有利，如可从关于gan中的动力学乌尔夫(wulff)晶形的出版著作中预期。动力学乌尔夫模型旨在基于晶面的相对表面能比率预测小晶体的形状。本发明人提议通过原子图像补充此模型，所述原子图像可与本文所述实施例相关：
1.从晶体解离的每个原子可保持于物理吸附状态或解吸至气相。由于晶体的体积保持完整，可推断解吸附可贬损且原子保持物理吸附直至其再次并入至晶体。
2.进入物理吸附状态和进入晶体结合状态的概率均较高，但在侧晶面处的并入概率更高且在顶晶面处的解吸附概率更高(由于晶体高度减小)。在高粘附和解离概率下，原子可在物理吸附状态与晶体结合状态之间自由改变。位错、点缺陷、空位和间隙的形成通常导致相比于“完美晶格位点”上的定位，与晶体的结合较弱且系统的自由能减少较小。由于原子可在晶体结合状态之间自由移动，因此相比于“完美位点”处的结合，原子将通常最终处于具有较高结合能的位置，且因此形成缺陷或位错将存在障碍。
3.物理吸附原子优选为iii族原子，最常见物质为镓、铟和铝。这些材料在所用条件下的天然状态为液体形式(室压熔点t：ga30℃；in157℃；al660℃，沸点ts全部高于2000℃)。其蒸气压全部较低，在1000℃下低于1帕斯卡，解释通过蒸发的低材料损失，尽管将预期一些蒸发损失。
4.物理吸附iii族原子可具有相当高的扩散速率和大约1μm(针对ga)和10μm(针对in)的扩散长度。良好物理描述为在表面上形成二维云状物的物理吸附原子，其将在扩散长度限度内保留恒定浓度，所述扩散长度在各种实施例中大于模板结构的尺寸。云状物通过iii族原子从晶格解离供应且将通过与对应晶面的原子解离速率与粘附速率的相对差异给出重组速率。只要重组速率对于iii族材料的表面扩散状态来说足够低以保持iii族材料的相对恒定的保形浓度且结构尺寸的长度与扩散长度类似或比其更小，则iii-材料的供应将不为扩散限制性的，但晶体并入仅通过晶体结合的活化能调节。这通常称为平衡条件。
5.在一优选实施例中，nh3的背景流动将在其提供氮气供应(例如通过nh3热解)时足够高，其足以为iii-材料原子在重组期间组合提供氮气储备，在重组期间在模板晶面上形成基本平坦的上表面。纯氮气n2在使用温度下为惰性的，但用于nh3热解的适中活化能为我们供应了足够原子氮以允许我们在图9c中的图式的右端侧上进行相变触摸。但是，具有甚至较低裂解温度的氮源将允许在更低温度下重组且可能更好地控制晶体氮空位的并入。
如所指出，将通过由在其它模板晶面上的有利生长引起的iii族材料(例如ga或in)的再分布形成和增大平坦上表面。在此类供应水平，氮供应将不受扩散限制，进而满足关于v族元素的平衡生长的条件。将流量增加到高于此水平可抑制nh3的iii族材料生产流的表面扩散。更有可能的是原子氮供应受nh3的低热解速率限制。因此，重组步骤可以是使用可实现更高效热解的替代氮源的极好候选项。存在若干此类源，实例为肼、甲基化肼(如二甲基肼)、叔丁基肼、叔丁胺以及氮-等离子体，但是氮基团的反应性可明显地减小扩散长度。
尽管使用气相环境，晶体重组与原始液相外延法关系更紧密，液相外延法是高纯度整体生长半导体晶片的百年最先进水平。涉及的热力学也表明可使重组条件为独特防护性的，以使得在聚结期间引入的新位错最少。作为新外延制度，这将需要进一步理解涉及的物理学以避免引入新晶体缺陷(对于所有新外延方法，情况均如此)。本文中详述的方法依赖于外延生长、低温光学表征和物理生长模型建构的组合。
本文中提出的纳米结构优选地全部基于gan纳米线晶种或锥状晶种，但可使用包括in和ga的氮化物材料的其它组合物。建议的实施例不同，主要归因于在生长的材料和结构的背景下的特定挑战。在gan上生长高al组合物algan或在gan上生长高in组合物ingan会引入晶格失配，因此gan晶种和模板的尺寸保持较小以更容易地适应应变而不引入新错配位错。可能甚至更好但更具挑战性的是在纳米线生长期间并入in或al。另外，可能优选的是使用algannw或直接生长和重组algan模板。这由于al原子的低扩散长度而在当前具挑战性，但当可开发此类工作条件时，可优选为长期的。话虽如此，我们应从基本偏好区分gan、ingan与algan方法之间的实际差异。所有所述实施例可适用于氮化物材料的任何组合，因为三元氮化物nw生长和重组经进一步发展。
极大优势为通过纳米线或晶种成长消除衬底位错，得到完全无位错的薄层。这给出与柴氏法的第二类似性，因为其不仅由于良好控制的平衡接近度而产生高质量晶体，而且还因为其产生其自身的无位错晶种。
纳米结构，如基于纳米线的结构的整个阵列的重组提供现将论述的额外结构优点。
基于纳米线的结构提供竖直m平面，[10-10]。这些平面提供用于从纳米线结构的顶部重排的材料的高效横向聚结的表面。如先前所概述，已经认识到物理吸附的iii族原子可在基于纳米线的结构在如所例示的富氮环境中经受高温时在表面上形成二维云状物，所述云状物将在物理吸附原子的扩散长度限度内保留恒定浓度。这可能导致重组，其中从纳米线结构朝上定向的c平面倾向于增加，而iii-氮化物材料替代地生长于m平面上。
在各种实施例中，聚结层将因此由在纳米线结构之间形成材料而形成，且取决于工艺参数，如温度，以及所选长度和纳米线结构之间的间距，重组将形成薄聚结层。更确切地说，重组将引起纳米线结构的纳米线结构相邻上部之间的生长。结果将为比纳米线结构的剩余长度更薄的聚结层，使纳米结构的可观下部保持未聚结。现将参看图10和11描述与此实施例相关的实例。
图10示意性地说明产生iii-氮化物半导体装置的方法步骤，其对应于参考图1所描述的过程。
在图10a中，例如蓝宝石的基底衬底101具有一或多个例如gan的缓冲层102。共同地，层101和102形成具有衬底表面1021的衬底。
在图10b中，例如sinx的掩模层103已形成于衬底顶部上，所述掩模层包含孔(aperture/hole)104。孔可极窄，例如直径为50-200nm，或例如60-100nm。孔104之间的间距可例如为大约200-2000nm，例如400-1000nm，且尤其取决于衬底上产生的模板上形成的电子装置而选择，且还可取决于iii-氮化物的材料。
图10c说明纳米线106如何通过孔104生长在缓冲层102的衬底表面1021上，例如通过纳米线生长步骤中的cvd或vpe，其中存在氮源流和金属有机源流。在一个实施例中，纳米线106包含gan。
图10d说明在如本文中先前论述的纳米线生长之后进行的用于得到体积元件的体积生长步骤的结果。在图中，纳米线106以与体积元件107不同的图案指示，但应理解，这仅用于清楚地显示不同元件的目的。纳米线106和体积元件107可以如先前概述的相同材料或不同材料提供。
对于当前的实施例，体积生长步骤是任选的，但可能是有利的。作为在图10c或10d结束的过程的结果，形成纳米线结构1010，其包含纳米线106和任选地设置于纳米线106上的体积元件107。一个指出的优势为纳米线结构彼此接近，具有导致基本上小于纳米线结构1010的长度的纳米线结构之间的间距的间距和宽度。但是，生长相对窄的纳米线106将增加最小化穿线位错的正效应，这意味着可能更有利的是将体积元件107设置于纳米线106上可能比生长较厚纳米线106更有益。在一个实施例中，纳米线结构1010生长至具有所述间距的宽度的至少3倍的高度。在另一实施例中，纳米线结构外延生长至具有所述间距的宽度的至少4、5或6倍的高度。
图11说明在平坦化步骤之后形成的聚结装置，所述平坦化步骤在包括如例如图10c或图10d中所示的纳米线结构1010的装置上进行。通过以相比于纳米线结构1010的长度适当小的彼此间距离在延伸的纳米线结构1010上进行重组步骤，聚结将出现于纳米线结构1010的上部1012以形成粘结的平坦层1020，其具有第一上表面1022和背侧表面1023。如所指出，层1020的生长是在高温下在富氮环境中，在不提供或基本上不提供另外的iii族材料的情况下进行。替代地，由于晶体平面的独特不同表面能，iii族原子主要从纳米线结构1010的顶部部分释放，以形成和增加c平面。在如所例示的合适工艺参数下，此类释放的iii族材料将达到物理吸附且将用氮原子进一步结晶以在竖直m平面上形成iii族-氮化物层1016。此重组将随后导致相邻纳米线结构1010的m平面的聚结以形成粘结层1020。至少部分归因于纳米线结构1010相比于纳米线结构1010之间的距离的较大长度(如由纳米线结构1010的间距和宽度给出)，聚结为粘结层1020将主要或仅在纳米线结构1010的上部1012处进行。纳米结构的下部1014可因此保持未聚结，且不含固体材料，或至少不被通过聚结从纳米线结构1010再分布的材料占据。由于聚结的m平面上生长的iii族材料1016取自纳米线结构1010的顶部，纳米线结构在重组之后的所得高度较小。
聚结层1020将因此由在纳米线结构1010之间形成材料而形成且形成薄层1020。基本上界定聚结层1020的厚度的聚结1016的深度尤其取决于纳米线结构1010的所选长度的之间的间距。在各种实施例中聚结层1020的深度可在100nm与500nm之间，但取决于尺寸和工艺参数，这可以减小至10nm与100nm之间的范围，使纳米结构的下部1014保持未聚结。在各种实施例中，聚结部分1016可在纳米线结构1010的所得长度的一半的范围内，使得上部部分1012在纳米线结构1010在聚结之后的所得长度的20-70％之间。
如更早所论述，重组方法为形成连续层提供更好的条件，在聚结界面处较少产生位错。另外，重组允许实现比通过elo外延过度生长的纳米结构更薄的连续层，因为通过elo的平坦化必须通过在纳米结构的锥状和侧向表面上添加材料来实现。也容易看出在无纳米线的情况下生长的类似纳米结构主要通过锥状s平面和c平面终止，不具有延长的竖直m平面晶面，从而使得能够高效横向重组。
图12显示后续层1030设置于平坦化和聚结层1020的顶部上的实施例。此层2013可用以在必要时提供c平面表面修复生长，或仅用于提供聚结层1020的增厚。此步骤可在比平坦化步骤更低的温度下进行。在各种实施例中，表面修复生长可通过提供iii族材料(优选地与平坦化第二iii氮化物材料中相同的iii族材料)供应进行，且可产生额外锥状生长层。在优选实施例中，因此产生的修复层可仅包括一个或一些原子层，使得平坦化模板表面将不大幅减小。另外的层可生长在修复层的顶部上。后续步骤可包括在平坦化和聚结的多个基本元件之中或之上，在后续层1030的顶部上形成装置，如电子组件，例如通过进一步外延生长。
图13a显示通过倒装芯片(flip-chip)技术提供的实施例，其中外延堆叠与基底衬底层101分离，同时从生长衬底102留下如gan缓冲层的层。从生长衬底102，堆叠还可。
图13b显示通过倒装芯片技术提供的另一实施例，其中外延堆叠与衬底101、102以及掩模层103完全分离。
图14说明通过特定参看图10-13描述的实施例呈现的有益效应。如所指出，通过从掩模孔104(其表示衬底表面的极小部分)生长，衬底iii-氮化物102中的大多数的任何位错，如图中所说明的穿线位错1400借助于掩模层103而滤除。另外，已指出接近孔104的边缘的穿线位错倾向于朝向生长纳米线106的一侧弯曲，或弯向掩模孔104的侧边缘。对此的解释可为由生长材料中的穿线位错产生的应变倾向于通过纳米线106的生长释放，因为相比于平坦生长缓冲层中的iii-氮化物材料，纳米线106中的材料基本上在三个维度中自由松弛。较厚掩模层和较长纳米线均可因此提供穿线位错的有利抑制或消除。更确切地说，仅在上部聚结纳米线结构1010，使纳米线结构1010的下部保持分离进一步使穿线位错出现在所得聚结层1020中，且因此出现在任何另外的生长层1030中的风险降至最低。参看图10-14概述的实施例可具有根据本文概述的任何其它实施例的生产和结构特征，除非相矛盾。作为实例，如参考图7和b所描述的具有两个或更多个独立聚结表面的装置也可通过如图11中所指示的聚结层产生。
如图11-14中所示的装置的各种实施例可通过间距为例如150-1000nm，如700nm的掩模103，在具有50-300nm孔径的掩模孔104之间提供，其中较大孔径可与较大间距(如200nm)一起使用。纳米线106可生长于iii-氮化物缓冲层102，如gan上。纳米线106可生长至例如400-1000nm，或甚至几μm的高度。纳米线结构1010可具有窄间距，例如在50-200nm范围内，如通过纳米线结构1010的孔间距和宽度确定。这可以通过极接近于彼此地生长纳米线106而获得。在另一实施例中，纳米线106以基本上更长的间距生长，且随后在后续外延生长步骤中加宽以具有体积元件，如图10d中所例示。当间距短于纳米线结构的高度时，形成薄聚结层1020的倾向可增加。尺寸和工艺参数可取决于例如聚结层1020的所需厚度，或未聚结部分104的尺寸而配置。
在一个例示性实施例中，在具有200nm孔径的孔104之间具有700nm间距的介电掩模103设置于gan缓冲层102上。纳米线106通过掩模孔104外延生长，且随后外延地具有体积元件107，直至600nm范围内的纳米线结构的高度和宽度。相邻纳米线结构1010之间的间距因此为大约100nm，这意味着高度大约为间距的尺寸的5倍。如所描述的在不添加或基本上不添加ga原子的情况下进行的重组步骤导致ga原子从主要在纳米线结构1010顶部的s平面重新部署至m平面上，在纳米线结构的上部1012处，且可导致相邻纳米线结构1010与厚度为200-400nm的聚结的粘结层1020邻接106，留下多达300nm或更多的纳米线结构1010的未聚结下部。
如更早所论述，重组方法为形成连续层提供更好的条件，在聚结界面处较少产生位错。另外，重组允许实现比通过elo外延过度生长的纳米结构更薄的连续层，因为通过elo的平坦化必须通过在纳米结构的锥状和侧向表面上添加材料来实现。也容易看出在无纳米线的情况下生长的类似纳米结构主要通过锥状s平面和c平面终止，不具有延长的竖直m平面晶面，这使得能够高效横向重组。
在各种实施例中，衬底具有生长表面，如通过si、sic或蓝宝石衬底上的平坦gan缓冲层提供，且介电层沉积于生长表面上。通过介电层中的孔阵列，iii-n纳米线结构通过外延生长整体连接至生长衬底。纳米结构的上部侧向地聚结以形成与nw芯的上端齐平的iii-n半导体晶体的明显连续、平面层。后续平面层可外延生长在重组层上。来自生长衬底的穿线位错或由形成于iii-n纳米结构与生长衬底之间的外延异质界面产生的穿线位错在纳米结构与介电层之间的界面处，或在纳米结构的未聚结下部处终止。
其它iii-氮化物半导体共有晶片材料与gan平衡生长的挑战。这些材料的晶片制造另外受晶格尺寸的广泛变化、热稳定性的不重叠窗口和材料溶解度挑战。但是，实现具有高晶体质量的algan、ingan、alingan、inn和aln的半导体生长晶片对于在若干应用领域中实现更高效节能和更高性能的组件和电路是非常有吸引力的，所述应用领域中的一些是rf和电力电子装置、uv-led、红色/绿色led。以下实例聚焦于algan晶片制造，一种与实现高效uv-led和高压电力装置高度相关的材料。
例如参看图10-14例示的各种实施例很好地用于说明某些优点，所述优点通过用于晶体应变弛豫和消除一部分应变的改进的机制实现，所述应变另外在常规平面半导体生长中积累且必然通过达到临界层厚度时的位错形成导致晶体塑性变形。本发明的通用性质使得有可能将所述方法用于其它工业上相关的失配半导体系统，如在si上生长的通用iii-v半导体，将光学和高速官能团与sicmos整合，但已与iii-氮化物材料协作取得本发明背后的实验发现且因此相应地描述：不同组成选择的iii-n衬底(和iii-v衬底)，如通过化学式alxga1-xn、inzga1-zn(其中0≤x≤1且0≤y≤1)和alxinyga1-x-yn(0≤x≤1、0≤y≤1且0≤1-x-y≤1)给出的二元、三元和四元氮化物。
在表1中，给出一些氮化物半导体和可用生长晶片的晶体特性。材料之间无明显匹配，另外在氮化物半导体之间，异质结构生长将导致塑性变形，除非使用薄层和适中的组成变化。
表1
我们已发现包含通过支柱阵列整体连接至生长衬底的重组平面层的结构(如通过图11-14的实施例例示)允许应变调节的自由，如图15中所示。表2提供与图15的图式相关的数据。
表2
在图15中，图式显示在生长衬底上制造的三种不同样品的x射线衍射测量结果，所述生长衬底在600μm厚蓝宝石晶片101上包含大致4μm厚平面gan缓冲层102，与参看图1和10所描述的类似。所有样品包括平面粘连层1020，在上端处从纳米线结构聚结，与生长衬底表面1021间隔开，类似于例如图11和12的实例，即其中与生长衬底101相邻的纳米线结构的底端优选地未聚结且因此间隔开。三种样品的不同之处在于样品a(即表2中的第一行)包含重组纳米线以形成重组或聚结层1020，但无任何另外生长层1030。重组层1020为大致0.3μm厚。对应于表2中的第二行的样品b具有在样品a的结构上外延生长的额外1μm厚平面gan层1030，而对应于表2中的第三行的样品c具有在样品a的结构上生长的4μm厚平面gan层1030。图15的图式显示在gan晶体衍射峰的状态下的(0002)衍射峰。在室温下完全松弛的gan晶体对应于17.28°的衍射角。
蓝宝石晶片101上的平面gan缓冲层102(峰1，即对应曲线中在左边的主峰)主导样品a和b的光谱，同时位置和线宽相当恒定地停留于17.22-17.24°和2.48-2.59nm。预期与无应变gan(17.28°)的略微偏差；较低角度对应于较大晶格常数和gan与蓝宝石衬底101之间的晶格失配，其导致gan缓冲层102的拉伸应变。在样品c中，gan缓冲层102峰(峰1)明显地朝向较大晶格常数移动，如由移动至17.16°的峰1证实，其意味着较大晶格常数。另外，线宽已增大，指示非均一应变场，或在缓冲层102中弓曲。
样品c中的gan缓冲层102的额外拉伸应变背后的原因通过峰2(即对应曲线中的最右峰或肩状突起)展现，其源自组合的重组层1020和在重组层1020的顶部上生长的额外平面外延层1030(样品b：1μmgan和样品c；4μmgan)。样品a和b将峰2展现为约17.33-17.34°的肩状突起，表明薄压缩gan层。当我们将外延生长gan层1030的厚度增加至4μm时，与生长衬底中的gan缓冲层102类似，17.28°的衍射峰2显示顶部层，意味着组合的聚结粘连层1020和另外生长层1030。此衍射峰2位于17.28°处或附近表明组合层1020和1030基本上松弛，无应变。在与图15相关的表2的右列中，xrd测量结果转化为晶格间距(晶格常数＝ac)。这些值显示gan缓冲层102与gan顶部层1020和1030之间的晶格间距差异对于三种样品保持刚好低于约0.7％，而gan顶部层晶格在增加层厚度时从约0.35％变为约0％压缩。相当出人意料地，顶部层的晶格松弛似乎通过在已应变的gan缓冲层102中引入对应水平的拉伸应变来调节，从约0.35％变为约0.7％膨胀。这不仅显示所述结构可调节至少0.7％的晶格失配，而且还显示应变(和塑性变形的对应似然)朝下分布至生长衬底101、102中，允许顶部层1020、1030松弛至较高程度。
此外，易于通过将al并入至顶部层中来调节顶部层与生长衬底gan缓冲层之间的0.7％晶格失配。使用维加德定律(vegard'slaw)且已知aln与gan具有3％晶格失配，我们估计0.7％晶格失配以对应于23％al。al23ga77n顶部层1030将允许gan缓冲层102的晶格接近完全松弛gan的标称晶格间距或常数，消除顶部层与缓冲层之间的内部应变。
且另外，我们已经看出重组结构可调节生长衬底(gan缓冲层102)与在重组结构1020上生长的顶部平面层1030之间的至少0.7％晶格失配。合理的是假定应变的标志几乎不起作用并且我们可以允许从包含al23ga77n顶部层1030和gan缓冲层102的松弛结构引入额外0.7％晶格失配。再次使用维加德定律，我们瞄准相比于gan顶部层的1.4％晶格失配，鉴于我们可能期望能够在至少47％al下生长algan而不在顶部层1030中引入错配位错。
氮化物半导体通常为纤维锌矿晶体结构且在不同横向常数(aa)和竖直晶格常数(ac)下是各向异性的。从图15中的xrd测量结果提取的晶格间距是沿竖直c方向(ac)。证实以上发现和推论将是明智的。为此，我们回到顶部gan层1020、1030和gan缓冲层102，以了解材料相同的两个层之间的晶体失配究竟是如何引入的。鉴于整个重组结构和顶部1020、1030上的两个gan层和底部102形成清楚地由gan/gan同质结构成的单个整体生长晶体，这是不明显的。
gan层的层生长中通常忘记的机制是热膨胀。这是可理解的，因为其主要对用于在si上制造gan缓冲层的成核和初始生长提供挑战，且在蓝宝石和sic上程度小得多，以避免开裂和控制衬底101的热诱发弓曲。热失配在现有gan缓冲层102上的层叠(layeronlayer)生长中相当无关。
在重组过程中，即在聚结以从纳米线结构形成粘连层1020期间，热失配起独特作用，和机会，与其在缓冲层102生长中提供的挑战明显不同。其基础为通过重组的聚结是完全横向过程。gan的重组和生长温度通常比室温(rt)高1000℃。可在聚结期间施加相同温度以形成层1020和使生长层1030生长，但用不同源材料流。在一个替代实施例中，在聚结或重组期间施加以形成层1020的第一高温可高于在使生长层1030生长时的第二高温。由于图15中所用的蓝宝石衬底101厚度为600μm，而形成生长衬底表面的蓝宝石衬底101的顶部上的gan缓冲层102为约4μm，我们可根据蓝宝石热膨胀系数假设组合的衬底101、102膨胀。
在表3中，给出沿gan横向方向的热膨胀。本文概述的实施例可涉及制造具有平面iii-n半导体层的半导体装置，包括在高温t下聚结。聚结优选地在高于纳米结构1010iii-n材料的升华温度下进行，所述升华温度可取决于压力而变化。温度t可例如在700-1500℃，或800-1200℃，或900-1100℃的范围内。温度t升至高于室温rt。rt可在18-22℃范围内，且在表3的实例中例示为21℃。热膨胀影响量，掩模孔104之间的距离将在加热样品时改变，且因此nw106之间的间距将改变。确切地说，由于衬底包含在不同材料的相对厚晶片上提供的iii-n材料相对薄缓冲层102，晶片101的热膨胀将主导衬底的总体热膨胀。在各种实施例中，缓冲层102的厚度可为晶片101的厚度的大约0.1-5％，或0.5-2％。在至少此类实施例中，衬底的总体热膨胀系数将与晶片材料基本上相同。因此，晶片101从rt至t的热膨胀影响缓冲层102中的内部晶体应变，且使得生长表面处的所述晶格间距的增加(如由加热引起)偏离缓冲材料的松弛晶体的对应增加。由于gan横向膨胀系数低于蓝宝石，相比于在室温下，在生长温度下沿横向方向将需要更高数目的gan单层或原子晶格周期，以通过纳米线106、107之间的聚结来闭合间隙。因此，相比于跨越聚结平面层1020处的对应距离的晶胞数目，在生长表面处跨越相邻孔104之间的距离的晶胞数目不同。当样品被冷却时，衬底并且最重要的是晶片101的蓝宝石材料将收缩，且重组层1020的晶格将相对于蓝宝石横向压缩，其中晶格间距的变化为大致0.3％(0.28％)。
表3.
这显示在聚结重组过程的情况下，生长衬底101，尤其是热膨胀系数的选择对于具有不同晶格尺寸的层的生长极度重要。在algan(其为比gan缓冲层102小的晶体)的情况下，膨胀系数比预期的algan顶部层1030更大的衬底101(如蓝宝石)允许与所述生长衬底表面材料高度失配的层生长。如果我们想要生长ingan作为顶部层1030，其中晶格尺寸随浓度增加而增加，则如si的衬底101是优选的，因为其膨胀系数比gan和ingan低得多，意味着在高温下，比在室温下更少量的沿横向方向的原子晶格周期将填充纳米线之间的空间，产生相对于生长表面材料(在本文中也称为缓冲层材料，即缓冲层102的最上层)，在室温下在顶部层1030中的晶格的应变调节的横向膨胀。
因此，以上实施例可包含连续或粘连层1020、1030，其晶格尺寸大于包含生长表面1021的生长衬底101、102的层102的晶格尺寸，且其中生长衬底101、102具有相比于连续层1020、1030，如si或sic上的gan缓冲层总体更低的膨胀系数。
实施例还可包含连续或粘连层1020、1030，其晶格尺寸小于包含生长表面1021的生长衬底101、102的层102的晶格尺寸，且其中生长衬底101、102具有相比于连续层1020，如蓝宝石上的gan缓冲层总体更高的膨胀系数。
在以上实施例中，可通过在重组聚结层1020上生长具有预期组成的层1030而转变为顶部连续层1030的组成。当预期较大组成变化和晶格间距变化时，可能有利的是使用径向生长步骤在纳米线106上生长具有预期组成的径向层107，或接近预期组成的径向层107，以使得已聚结、重组的层1020接近预期晶格间距。也可能在nw106生长步骤处开始组成转变。
存在若干已用于gan缓冲层102生长的较不常用的替代衬底101材料。可增强热膨胀系数的所需差异的两个实例为横向热膨胀系数为11.9*10-6/k的ndgao3和横向热膨胀系数为2.9*10-6/k的zno。
上文已提供用于制备iii-氮化物半导体装置的各种纳米结构和方法，所述装置适合于进一步处理以携有或并入半导体电子装置，如肖特基二极管、p-n二极管、mosfet、jfet、hemt等。相比于失配衬底上的传统生长层，通过从掩模开口聚结个别生长获得的平面衬底层基本上完全松弛，同时可通过其它环境条件，如热膨胀特性和高制造温度、界面能和表面能以及掺杂剂或杂质的差异来诱导微观和宏观应变。制造各种此类电子装置的实施例的其它细节可见于例如引用的专利申请中。
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