用于形成第Ⅲ主族氮化物半导体层的方法以及半导体器件的制作方法

专利名称：用于形成第Ⅲ主族氮化物半导体层的方法以及半导体器件的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种用于形成第III主族氮化物半导体层的方法以及一种第III主族半导体器件。
为了更全面的描述与本发明有关的现有技术的状况，此后本发明中将引用和指认了专利，专利申请，专利公开，科学文章等等，因而，在此可以结合参考它们的全部内容。
背景技术：
第III主族氮化物半导体具有相当大的禁止带隙并允许在传导和价电子带之间的直接跃迁，为此，应用于短波长发光器件的第III主族氮化物半导体的应用已经正在积极地探究。此外，第III主族氮化物半导体具有相当大的饱和的电子漂移速度且还允许一个异质结结构以产生一种二维的运载气体。这些期望的特性将会吸引各种电子器件的应用。
然而，第III主族氮化物半导体不适于微处理性或蚀刻控制性，尽管改进和增加第III主族氮化物半导体的微处理性或蚀刻控制性是实现第III主族氮化物半导体器件所期望的高性能不可缺少的。在此情况下，用于改进微处理的控制性或微蚀刻的重要性已经被增加。
上面所提到的技术中需要解决的问题将在后面结合一些典型的光学器件的例子而进行详细描述，比如半导体激光器。
第III主族氮化物半导体的一个典型的例子是氮化镓。第III主族氮化物半导体注重于发光二极管或用于发出一个蓝色激光的一种激光二极管。作为用于大容量的光盘的一个光源来说激光二极管光受到重视。近年来，已经作出了作为写目的光源的高输出激光二极管的积极开发。为应用于光盘，需要一种精密的或高控制的束点，其中横向模式的控制是重要的。此外，当光盘的传送速度被增加时高频率性能也是重要的。为了改善高频性能，不仅要尽可能地减少阻抗还要减少器件的寄生电容，这是非常重要的。
图1是一个片段的截面正视图，示例了针对电流限制的带有一个隆起结构的氮化物半导体的一种常规结构的典型例子。常规结构包括一个n-GaN衬底501，在n-GaN衬底501上的一个n-AlGaN镀层502，在n-AlGaN镀层502上的一个n-GaN引导层503，在n-GaN引导层503上的一个InGaN多层量子阱结构504，在InGaN多层量子阱结构504上的一个p-GaN引导层505，和在p-GaN引导层505上的一个p-AlGaN镀层506。该p-AlGaN镀层506具有可以通过各向同性蚀刻形成的一个隆起结构508。在隆起结构508的顶端上提供的p-AlGaN层507。在p-AlGaN镀层506上提供的一个绝缘层510，其中在隆起结构508的顶部的p-GaN层上，绝缘层510具有一个条纹形状的开口。提供一个p-电极509，它在p-GaN层和绝缘层510上延伸。隆起结构508造成电流限制。通过调整隆起结构508的宽度和高度可以进行横向模式的控制。隆起结构的激光二极管由于它的低的寄生电容在高频性能上是优异的或优良的。
另一方面，由于比上面的隆起结构的激光二极管实现较高的电流限制更为有效，建议一种具有埋入的电流限制层的另一类型的激光二极管。日本特开平专利公开号No.10-093192公开了埋入结构的激光二极管。图2是一个片段的截面正视图，示例了带有一个埋入的电流限制结构的氮化物半导体激光二极管的常规结构的一个典型例子。
其他的常规器件包括一个n-GaN衬底401，在n-GaN衬底401上的一个n-AlGaN镀层402，在n-AlGaN镀层402上的一个n-GaN引导层403，在n-GaN引导层403上的一个激活层404，在激活层404上的一个p-GaN引导层405，和在p-GaN引导层405上的一个p-AlGaN镀层406。此外，在p-AlGaN镀层406上提供带有一个条纹形状开口的一个埋入的电流限制层407。埋入的电流限制层407可以包括GaN或AlN。p-AlGaN镀层406的部分顶面通过埋入的电流限制层407的条纹形状的开口被暴露出来。在埋入的电流限制层407上和条纹状开口内提供一个p-GaN接触层408。在p-GaN接触层408上提供一个p-电极409。通过带有埋入的电流限制层407的一个电流限制的条纹状开口进行载流子注入。埋入的电流限制层407提高了载流子注入效率。
日本特开平专利公开号No.2001-15860还公开了另一个常规结构，包括带有一个条纹状开口的AlN埋入的电流限制层，用于电流限制和横向模式控制，其中在镀层中或在镀层和发光层之间提供AlN埋入的电流限制层。
上面的两个常规技术利用了带有开口的埋入的电流限制层，允许带有电流限制的载流子注入。横向模式取决于层的各自的厚度，其在增大的处理中是可控制的。出于这些原因，用带有开口的埋入的电流限制层的激光二极管在再生产方面具有更大的优点，并且成品率高于上述的隆起结构的激光二极管。
通过一种平版印刷技术和一种随后的一种各向同性蚀刻技术可以形成图1所示的上面的隆起结构。应该注意的是，由于氮化物半导体的特性，一种化学蚀刻对氮化物半导体是不可用的，尽管对氮化物半导体可以使用一种基于卤素的干蚀刻。隆起结构的横向模式特性取决于p-电极条纹宽度，作为主要参数的隆起和隆起深度。可控性或者说p-电极条纹宽度和隆起宽度中的精确度取决于平版印刷技术的精确性。另一方面，可控性或隆起深度中的精确度取决于进一步依靠各种参数的蚀刻的可控性，例如，等离子条件，蚀刻气体流速，以及在蚀刻处理中的衬底温度。为此原因，大范围的实现该器件的高产量是困难的。此外，在蚀刻处理中产生的电荷粒子可会对器件的激活层造成危害。
对于图2所示的包括带有开口的埋入的电流限制层的激光二极管来说，如果电流限制层包括一个n-GaN层或一个n-AlGaN层，则在n-型电流限制层和p-型镀层或p-型接触层之间形成p-n结。这种p-n结引起一个结电容，它可以进一步引起对高频性能的损害。为了避免这种问题，埋入的包括一个无掺杂的氮化物半导体的电流限制层是有效的，例如，无掺杂的GaN或无掺杂的AlGaN。然而，无掺杂的氮化物半导体比掺杂的氮化物半导体具有较高的电阻率。此外，无掺杂的AlGaN或无掺杂的GaN在n-型氮化物半导体层上的增长与具有n-型导电率的器件是类似的。这意味着在n-掺杂的氮化物半导体层上的用于增长无掺杂的氮化物半导体层的晶体增长处理是有困难的。
此外，应该注意的是，单个晶体AlN的使用对电流限制层可以改善高频性能，但会出现下列问题。
第一个问题是有关可能形成的裂纹，它可能会通过AlN和其他的氮化物半导体之间的晶格常数和热膨胀系数的不同来形成，比如氮化物AlGaN，GaN和InGaN。其他的诸如AlGaN，GaN和InGaN的氮化物半导体可以用于镀层，光引导层和激光二极管中的接触层。结合图2所示的激光二极管结构的形成，在三种类型的处理中可能形成一个不期望的裂纹或多个裂纹。第一类型的处理是一种AlN沉积。第二类型的处理是GaN，AlGaN，或在AlN上的InGaN沉积。第三类型处理是衬底温度上升或下降。
与第一或第二类型处理相关的裂纹是由于晶格常数的不同而形成的，并因此当在GaN，AlGaN，或InGaN层上的AlN层的厚度超过临界厚度时，该临界厚度取决于晶格常数的不同，或当在AlN层上的GaN，AlGaN，或InGaN层的厚度也超过临界厚度时，可以引起裂纹。相反，与第三类型相关的裂纹是由晶格常数的变化或改变引起的，而晶格常数的变化是由于在AlN和GaN，AlGaN，或InGaN之间的热膨胀系数的不同引起的。即使在AlN层中没有引起裂纹，在上面的第二或第三类型处理中无裂纹AlN层上的一个顶部镀层中引起一个裂纹或多个裂纹也是很可能的。因而，完全抑制裂纹是困难的。AlN层中的裂纹不仅反映了电流限制中的电流限制层的功能缺陷，也会引起激光二极管芯片的破裂。
带有AlN电流限制层的第二个问题是关于选择移去AlN电流限制层的困难。上述的图1和2的结构需要选择性地移去AlN电流限制层和用于p-型接触层和p-型镀层的再生长处理。一种基于氯元素的干蚀刻处理通常用于蚀刻氮化物材料。因为在干蚀刻处理中的物理喷涂效应，通过利用基于氯元素的干蚀刻处理来实现一种期望的选择的蚀刻AlN和GaN，AlGaN，或GaN是困难的。此外，由于蚀刻条件的变化，采用基于氯元素干蚀刻处理的抑制氮化物材料的蚀刻深度中的不期望的变化也是困难的。换句话说，采用基于氯元素干蚀刻处理来实现氮化物材料的一种期望的高蚀刻控制性是困难的。因此，基于氯元素的干蚀刻处理难于实现一种期望的高产量，并同样的会引起一种蚀刻损害的问题。
日本特开平专利公开号No.9-232680公开了一种选择性的带有碱性溶液比如KOH的AlN蚀刻。
在应用物理学68(1996)309中由M.S.Minsky也公开了这些碱性蚀刻剂的蚀刻不仅是AlN还有具有不完善的蚀刻选择性的GaN，并进一步在所蚀刻部分的后蚀刻形态(after-etching-morphology)引起一种不期望的损害。在结构中的损害引起晶体质量的损害或再生层的晶体不完善。这是最主要的问题。
日本特开平专利公开号No.2001-15860公开了形成的可以被蚀刻的条纹形状的SiO2掩模，通过一个不用的方法在选择性地移去沉积的AlN层之前用于随后的AlN层的沉积。就该方法而言，经过AlN层的掩模的侧壁的覆盖使它难于实现想要的不用的方法。为了避免该问题，需要限制AlN层的厚度以便掩模的侧壁不被沉积的AlN层所覆盖。沉积的AlN层的厚度的限制对器件的承受电压所期望的增加提供了一个限制，且还允许泄漏电流不期望的增加，导致非足够的电流限制。
另一个问题是，所除去掩模的残余杂质可以引起器件的损害。特别是如果掩模材料是氧化硅，例如SiO2或SiOX，则它难于完全的去除残余的Si，由此原因很容易在镀层的一个再生接触面上形成一个堆积的Si。堆积的Si可以引起器件的电特性的损害。
上述的由在处理和蚀刻第III主族氮化物半导体层中的困难引起的技术问题不仅会在激光二极管中出现，而且在利用第III主族氮化物半导体层的任何其他的电子器件中也会出现。
目前，一个典型的包括基于GaN的化合物半导体的场效应管的结构是平面型。尽管如此，为了实现所需的这样一种高级性能，不仅应该优化多层结构的材料，而且还要作出氮化物半导体层的结构修改，比如一个针对氮化物半导体层的蚀刻处理的凹口。
在上述的情况中，迫切期望一种新技术的开发，以便对第III主族氮化物半导体层实现一种高处理性或一种高蚀刻-控制性而解决上面的问题。

发明内容
因此，本发明的一个目的是解决上述问题，提供一种形成第III主族氮化物半导体层的新的方法。
本发明的另一个目的是提供一种具有高处理性或高蚀刻-控制性的形成第III主族氮化物半导体层的新的方法。
本发明的另一个目的是提供一种克服上述问题的包括一个第III主族氮化物半导体层的新的器件结构。
本发明的另一个目的是提供一种包括以高精度来处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的新的器件结构。
本发明的另一个目的是提供一种新的方法，用于克服上述问题，形成包括以高精度来处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一个半导体器件。
本发明的另一个目的是提供一种新的方法，用于形成包括以高精度来处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的半导体激光器件，以便该激光器件具有优异载流子注入效率。
本发明的另一个目的是提供一种新方法，形成包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的半导体激光器件，以便该激光器件在横向模式可控性方面具有显著的优点。
本发明的另一个目的是提供一种新方法，形成包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的半导体激光器件，以便该激光器件在生产率上具有显著的优点。
本发明的另一个目的是提供一种克服了上述问题的包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的新的半导体器件。
本发明的另一个目的是提供包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一种新的半导体激光器件，以便该激光器件在载流子注入效率方面具有显著的优点。
本发明的另一个目的是提供包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一种新的半导体激光器件，以便该激光器件在横向模式可控性方面具有显著优点。
本发明的另一个目的是提供包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一种新的半导体激光器件，以便该激光器件在生产率上具有显著优点。
本发明的另一个目的是提供一种新的方法，以形成包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一个场效应晶体管，以便该场效应晶体管与诸如源/漏电极之类的一个电极或多个电极的接触电阻被减少。
本发明的另一个目的提供一种新的方法，形成包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一个场效应晶体管，以便该场效应晶体管在承受电压特性上具有优点。
本发明的另一个目的是提供包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一种新的场效应晶体管，以便该场效应晶体管与诸如源/漏电极之类的一个电极或多个电极的接触电阻被减少。
本发明的另一个目的是提供包括以高精度处理或蚀刻的第III主族氮化物半导体层的一种新的场效应晶体管，以便该场效应晶体管在承受电压特性上具有优点。
本发明提供了一种方法，形成以部分蚀刻的基于氮的化合物半导体层，包括以下步骤形成一个基于氮的化合物半导体的一个非晶体层，接着蚀刻至少一部分非晶体层以在部分的蚀刻的非晶体层被结晶之前形成一部分蚀刻的非晶体层，以便形成以部分蚀刻的基于氮的化合物半导体晶体层。
根据下面的描述，本发明的上述和其他的目的、特征和优点，将变得更加显而易见。


下面将结合参考附图详细描述本发明的优选实施例图1是一个片段的截面正视图，示例了具有用于电流限制隆起结构的氮化物半导体激光二极管的常规结构的典型例子；图2是一个片段的截面正视图，示例了具有埋入的电流限制结构的氮化物半导体激光二极管的常规结构的典型例子；图3是一个片段的截面正视图，给出了包括由本发明一种新方法形成的电流限制层的半导体激光二极管。
图4是显示θ-2θX-射线衍射测量结果的图，其中纵轴代表X-射线强度，同时水平轴代表一个生长温度；图5是一个片段的截面正视图，给出了包括由本发明的新方法形成接触层的半导体场效应管。
具体实施例方式
在本发明的一个主要方面，形成以部分蚀刻的基于氮的化合物半导体晶体层的方法包括以下步骤形成一个基于氮的化合物半导体的非晶体层，接着蚀刻至少一部分非晶体层以在部分蚀刻的非晶体层被结晶之前形成一部分蚀刻的非晶体层，以便形成部分蚀刻的基于氮的化合物半导体晶体层。该部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层包括一个单晶体结构和一个多晶结构的其中之一。非晶体层包括一种非晶结构或局部的微-结晶的非晶结构。换句话说，在本发明的说明书中，术语“非晶体”意思是非晶状态或一种局部微结晶的非晶状态，它包括大多数的非晶状态和少数的微结晶状态，同时术语“晶体状态”意思是单晶状态或多晶状态。此外，在本发明说明书中，处于表达简便，术语“非晶状态”包括“局部微结晶的非晶状态”或实质上意味着“非晶体状态”，除非给出了对这方面的特别注意。
本发明应用于所有的氮化物半导体。一个典型例子的氮化物半导体可以包括各类的第III主族氮化物半导体，它可以由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示，例如，AlN，GaN，InGaN，AlGaN，和InAlGaN。
通过提供热能到部分蚀刻的非晶体层来引起部分蚀刻的非晶体层的结晶。例如，可以利用对部分蚀刻的非晶体层的一种热处理。可替换的，可在部分蚀刻的非晶体层上在高温下可以形成一个附加的化合物半导体晶体层，引起部分蚀刻的非晶体层被结晶。在此情况下，没有必要仅为结晶的目的，来执行附加的热处理步骤。
本发明者发现，在基于氮的化合物半导体的非晶状态或局部微结晶的非晶状态中的蚀刻率明显高于它的晶体状态的蚀刻率。在晶体状态和包括非晶状态以及局部微结晶的非晶状态的非晶体状态之间存在一个明显的差别。通过非晶体状态提供的高蚀刻率意味着在非晶体状态中的蚀刻可控性高于晶体状态中的。换言之，基于氮化物的半导体晶体在蚀刻可控性或微处理性方面高于或优于基于氮化物的半导体非晶体。本发明利用了通过非晶体状态提供的较高的蚀刻可控性或微处理性，非晶体状态包括非晶状态和局部微结晶的非晶状态。在此观点中，以非晶体状态中初始形成基于氮化物的半导体层，在部分蚀刻的基于氮化物半导体非晶体被结晶之前，在具有高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中进行随后的高精度蚀刻处理，从而获得精确的和精密地处理过的或蚀刻的基于氮化物的半导体晶体。典型的，在具有较高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中的高精度蚀刻处理可以形成一个或多个开口，它们是精确的以尺寸和形状来定义的。
典型的蚀刻处理可以通过各向同性蚀刻来完成，比如，通过使用任何可用的蚀刻剂的一种湿蚀刻。一种典型可用的蚀刻剂的例子可以是一种包含磷酸盐的蚀刻剂。考虑到尽可能高的蚀刻可控性，最好是含磷酸盐的热蚀刻剂具有一个温度范围50-200℃。并且更好的温度范围是80-120℃。在此情况下，一个典型例子的基于氮化物的半导体可以包括非晶AlN。虽然，还可以利用至少具有80℃温度的一种含硝酸盐的热蚀刻剂。使用包含磷酸盐的热蚀刻剂可以获得非晶AlN的1-30nm/分的蚀刻率。
包括非晶状态的非晶体状态摆脱了任何基于晶体取向或晶体平面的蚀刻率依从，同时晶体状态具有蚀刻率依从。为此，包括非晶状态的非晶体状态允许对基于氮化物的半导体非晶体进行各向同性蚀刻。
第一基于氮化物半导体的非晶体层在与第一基于氮化物半导体的晶格常数不同的第二化合物半导体的晶体基极层上生长。这样，非晶体状态或非晶状态可以避免由于晶格常数的不同所引起的任何裂纹。随后的在晶体基极层上的基于氮化物半导体的非晶体的结晶在保持晶体取向或晶体基极层的晶体平面的固相中被引起。在结晶处理中，一个相对高密度的位错被引入放在结晶中的基于氮化物半导体层中。这种引入的相当高密度的位错减轻了晶格常数的不同，从而导致在基于氮化物半导体层的真正的无裂纹。摆脱裂纹的基于氮化物的半导体晶体层的相当高密度的位错也允许在摆脱裂纹的基于氮化物半导体晶体层上的附加化合物半导体层的进一步的免除裂纹的生长，这是因为相当高密度的位错从摆脱裂纹的基于氮化物半导体晶体层进一步传播到附加的化合物半导体层中，并且在附加的化合物半导体层中的相当高密度传播的位错也减轻了基于氮化物半导体晶体层和附加化合物半导体层之间的晶格常数差别。该位错一般是通过基于氮化物半导体层的一个低角度晶粒界限导致的边缘位错。边缘位错的传播直接垂直于增长面的平面。如上所述，基于氮化物的半导体晶体层具有一个或多个蚀刻的部分，例如，一个或多个开口。在开口中，不出现边缘位错。为此，在开口内和在开口上的附加的化合物半导体层具有完整地无位错晶体，同时在引入位错的基于氮化物半导体晶体层上的附加的化合物半导体层还具有引入位错的晶体不完整性。
因此，在非晶体状态中或在晶体状态基极层上的基于氮化物半导体的非晶状态中的生长是具有优点的，这是考虑到防止和抑制有关晶格常数的不同所形成的任何裂纹。
在一个典型例子中，部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层可以具有至少1E10cm-2的一个位错密度。在另一个典型的例子中，部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层和在部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层上的附加的化合物半导体晶体层具有至少1E10cm-2的位错密度。
如上所述，本发明利用了晶体状态和非晶体状态之间的蚀刻率的明显的不同。在一个晶体基极层上形成基于氮化物半导体非晶体层是优异的，以致于随后的用于形成一个或多个开口的蚀刻处理可以，通过使用晶体基极层作为一个蚀刻停止器来完成，其是通过利用这样的事实，即晶体状态的蚀刻率低于非晶体状态或非晶状态的。在一个典型的例子中，晶体基极层可以包括一个GaN层，且基于氮化物的半导体层可以包括用AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的第III主族氮化物半导体。在另一个典型的例子中，晶体基极层可以包括用AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一个第III主族氮化物半导体，且基于氮化物的半导体层可以包括一个GaN层。
基于氮化物半导体层的非晶体生长可以在一个低温上来进行，典型的是处于范围200-700℃，并最好是在范围200-500℃。在蚀刻处理之后的上述结晶可以在高温上来进行，典型的是在700-1300℃的范围，最好是在900-1300℃的范围。
此外，在结晶处理之前，最好是可选择的在基于氮化物半导体非晶体层中引入氧原子。在一个典型的例子中，可以用氧化非晶体层的一个表面。在基于氮化物半导体非晶层的至少一个上表面区域引入氧是可用的。在另一个典型的例子中，可以这样利用，即最迟在部分蚀刻的非晶体层被结晶之前，在部分蚀刻的非晶体层上出现一个氧化层，以至于在部分蚀刻的非晶体层上的氧化层抑制至少一种类型的基于氮化物半导体原子的质量交换。在一个优选例子中，氧化层最好包括一个氧化掩模，在具有剩余的氧化掩模的部分蚀刻的非晶体层的结晶步骤之前，在蚀刻非晶体层的蚀刻过程中使用，以便该氧化掩模抑制至少一种基于氮化物半导体的原子的质量交换。
有意地引入氧化物可以提供下列两个有益效果。第一个有益效果是实现了所希望的高平面表面形态。如上所述，在部分蚀刻的基于氮非晶层的结晶之前，基于氮的非晶层被部分的蚀刻。在表面区域上或在部分蚀刻的基于氮非晶层的上部区域中出现氧原子有助于抑制不期望的一种或多种类型的部分蚀刻的基于氮非晶层的原子的质量交换。抑制不期望的质量交换防止了结晶的基于氮化物半导体层的表面的不平整。换言之，抑制不期望的质量交换实现了结晶的基于氮化物半导体层的一种无岛屿的平坦表面。结晶的基于氮化物半导体层的所期望的无岛屿的平坦表面可以经结晶的基于氮化物的半导体层被交换到附加晶体层的表面，借此可以获得一种所期望的高平坦表面形态。
在表面区域上或在部分蚀刻的基于氮非晶层的上部区域中缺少氧原子可能允许一种不期望的部分蚀刻的基于氮非晶层的一个或多个类型的原子的质量交换。这种允许的不期望的质量交换可以导致结晶的基于氮化物半导体层的非平整性。换言之，这种允许的不期望的质量交换可以导致一种不期望的结晶的基于氮化物半导体层的类似岛屿的非平坦表面。结晶的基于氮化物半导体层的不期望的类似岛屿的非平坦的表面可以经结晶的基于氮化物半导体层被传送到附加晶体层的表面，因而可以获得任何不期望的非平坦表面形态。
第二个良好效果是实现了漏电流的减少。如上所述，结晶的基于氮化物的半导体层具有相当高密度的位错，比如根据结晶处理的边缘位错。相当高密度的位错允许漏电流沿着位错流过。然而，在表面区域上或在部分蚀刻的基于氮非晶层的上部区域中出现的氧原子很可能选择性的定位于结晶处理中的位错上，因而该位错变成电性的不活动的，减少了沿着位错的漏电流。这就使得该基于氮化物的半导体晶体层适合作为电流限制层。
在一个典型的例子中，部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层的引入氧的区域可以具有至少1E18cm-3的氧浓度。
在一个典型的例子中，带有开口的部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层可以应用于激光二极管中的电流限制层。换言之，本发明的第一个方面的优点是，可以应用于具有电流限制层的任何电子器件的形成，例如，激光二极管。
在另一个典型的例子中，带有开口的部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层可以应用于电极接触层，例如，源/漏接触层，在其上源极和漏极被提供在一个场效应管中。换言之，本发明的第一个方面的优点是，可应用于形成任何场效应管。
本发明的上述内容可应用于各种电子器件，它包括一种基于氮化物的半导体晶体层，它被部分蚀刻或具有一个或多个开口。
本发明的第二个主要方面是一种方法，形成一个基于氮化物半导体的多层结构。该方法包括以下步骤在一个基极层上形成一个基于氮化物半导体的一个非晶体层，在非晶体层的至少一个上部区域中或在非晶体层上将氧原子引入，非晶体层被选择的蚀刻以形成至少一个开口，借此形成一个部分蚀刻的非晶体层。该部分蚀刻的非晶体层接着被结晶以便形成部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层，以及允许引入的氧原子抑制基于氮化物半导体的至少一个种类的原子的质量交换。
如上所述，结合本发明的第一个主要方面，在非晶状态或基于氮化物半导体的微结晶非晶状态中的蚀刻率明显高于晶体状态中的蚀刻率。在晶体状态和包括非晶状态以及局部微结晶的非晶状态的非晶体状态之间的蚀刻率具有一个明显的差别。由非晶体状态提供的高蚀刻率意味着在非晶体状态中的蚀刻可控性高于晶体状态中的。换言之，基于氮化物的半导体晶体在蚀刻可控性或微处理性方面高于或更优于氮化物的半导体非晶体。本发明利用了由非晶体状态提供的较高的蚀刻可控性或微处理性，其非晶体状态包括非晶状态和局部微结晶的非晶状态。在此观点下，在非晶体状态中初始形成基于氮化物的半导体层，在部分蚀刻的基于氮化物半导体非晶体被结晶之前，在具有高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中进行随后的高精度蚀刻处理，从而获得精确的和精密的处理或蚀刻的基于氮化物的半导体晶体。典型的，在具有较高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中的高精度蚀刻处理可以形成一个或多个开口，它们在尺寸和形状方面具有精密和精确的定义。
结合本发明的上述的第一个方面所作出的进一步的详细描述将也应用于本发明的该第二个方面。结合本发明的第二个方面所作出的下列描述将着重于固有的主题而不是相关的技术详述，以避免多余的重复。
结晶部分蚀刻的非晶体层的步骤可以最好包括一个步骤，即在导致部分蚀刻的非晶体层结晶的温度上，在部分蚀刻的非晶体层上形成一个附加的化合物半导体晶体层。
蚀刻至少一部分非晶体层的步骤最好可以包括实现各向同性蚀刻的步骤。这种各向同性蚀刻通过使用任何可用的蚀刻剂来完成。可获得的蚀刻剂的一个典型的例子是包含磷酸盐的热蚀刻剂。
基于氮化物半导体可以最好包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的一个第III主族氮化物半导体。
非晶体层最好可以形成在一个晶体基极层上，它在蚀刻处理中被用作蚀刻停止器。如上所述，非晶体层或非晶层的蚀刻率明显高于晶体层，为此，晶体基极层可以作为蚀刻处理中的一个蚀刻停止器层，以便选择的或部分的蚀刻非晶体层。
在一个典型的例子中，晶体基极层最好可以包括一个GaN层，且基于氮化物的半导体非晶体层最好可以包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的一个第III主族氮化物半导体。
在另一个典型的实施例中，晶体基极层可以最好包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一个第III主族氮化物半导体，且基于氮化物的半导体可以最好包括一个GaN层。
在一个典型例子中，非晶体层可以在温度范围200-700℃上形成，并最好是在范围200-500℃之间形成。
在一个典型例子中，结晶部分蚀刻的非晶体层的步骤可以在温度范围700-1300℃上完成，并最好在范围900-1300℃上完成。
在一个典型例子中，部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层可以最好当作一个电流限制层。换言之，本发明的第二个方面最好是应用于形成具有一个电流限制层的任何的电子器件，例如，激光二极管。
在另一个典型例子中，部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层可以最好当作电极接触层，例如源/漏接触层，在其上源极和漏极被提供在一个场效应管中。换言之，本发明的第二个方面最好是应用于任何场效应管的形成。
部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层的引入氧的区域最好具有至少1E18cm-3的氧浓度。
部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层最好具有至少1E10cm-2的一个位错密度。
部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层和在部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层上的附加的化合物半导体晶体层最好具有至少1E10cm-2的一个位错密度。
本发明的第三个方面是一种方法，形成一部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层。该方法包括以下步骤。在该第一温度上形成一个基于氮化物半导体的一个非晶体层，非晶体层包括一种非晶结构或一种局部微结晶的非晶结构。至少一部分的非晶体层被蚀刻以形成以部分蚀刻的非晶体层。接着在高于第一温度的第二温度上，在部分蚀刻的非晶体层上形成一个附加的化合物半导体晶体层，其中第二温度引起部分蚀刻的非晶体层被结晶，以形成一部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层，它包括一种单晶结构和一种多晶结构的至少其中之一。
如上所述，结合本发明的一个主要方面，在基于氮的化合物半导体的非晶状态或局部微结晶的非晶状态中的一个蚀刻率明显高于它的晶体状态的蚀刻率。在晶体状态和包括非晶状态以及局部微结晶的非晶状态的非晶体状态之间的蚀刻率具有一个明显的差别。由非晶体状态提供的高蚀刻率意味着在非晶体状态中的蚀刻可控性高于晶体状态中的。换言之，基于氮化物的半导体晶体在蚀刻可控性或微处理性方面高于或更优于氮化物的半导体非晶体。本发明利用了通过非晶体状态提供的较高的蚀刻可控性或微处理性，而非晶体状态包括非晶状态和局部微结晶的非晶状态。在此观点中，在非晶体状态中初始形成基于氮化物的半导体层，在部分蚀刻的基于氮化物半导体非晶体被结晶之前，在具有高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中进行随后的高精度蚀刻处理，从而获得精确的和精密的处理或蚀刻的基于氮化物的半导体晶体。典型的，在具有较高蚀刻可控性或微处理性的非晶体状态中的高精度蚀刻处理可以形成一个或多个开口，它们精密的和精确的以尺寸和形状来定义。
结合本发明的上述的第一个方面所作出的进一步的详细描述也将应用于本发明的该第三个方面。结合本发明的第三个方面所作出的下列描述将着重于固有的主题而不是相关的技术详述，以避免多余的重复。
在一个典型例子中，蚀刻至少一部分非晶体层的步骤最好可以包括通过使用包含磷酸盐的蚀刻剂完成各向同性蚀刻的步骤。
在一个典型例子中，基于氮化物半导体最好可以包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的第III主族氮化物半导体。
在一个典型例子中，非晶体层最好可以形成在一个晶体基极层上，它当作是蚀刻处理中的一个蚀刻停止器，以便部分的和选择的蚀刻非晶体层。如上所述，非晶体层或非晶层的蚀刻率明显高于晶体层，为此，晶体基极层可以作为蚀刻处理中的一个蚀刻停止器层，以便选择的或部分的蚀刻非晶体层。
在一个典型的例子中，晶体基极层可以最好包括一个GaN层，和基于氮化物的半导体非晶体层最好包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的第III主族氮化物半导体。
在另一个典型的实施例中，晶体基极层最好可以包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一个第III主族氮化物半导体，且基于氮化物的半导体最好可以包括一个GaN层。
上述第一温度典型的可以是范围200-700℃，并最好是在范围200-500℃。上述第二温度可以是范围700-1300℃，并最好是在范围900-1300℃。
在一个优选例子中，最好但可选的是进一步包括一个步骤，在部分蚀刻的非晶体层结晶之前氧化非晶体层的表面。如上所述，结合本发明的第一个方面，描述了在部分蚀刻的非晶体层上或其中的出现氧化物的有益效果。
在另一个例子中，最好是但可选的是进一步包括一个步骤，在基于氮化物半导体非晶层的至少一个上部表面区域中引入氧。如上所述，结合本发明的第一个方面，也描述了在部分蚀刻的非晶体层上或其中的出现氧化物的有益效果。在此情况下，部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层的一个引入氧的区域最好具有至少1E18cm-3的氧浓度。
在另一个优选的例子中，最好但可选择的是进一步包括在部分蚀刻的非晶体层上提供一个氧化物层直至该部分蚀刻的非晶体层被结晶的步骤，使得该氧化物层抑制基于氮化物的化合物半导体的至少一种微粒的质量交换。在这种情况下，给出该氧化物层的步骤可以有利地和选择性地包括一个在具有留存的氧化物掩模的结晶步骤之前，在使用氧化物掩模蚀刻步骤之前形成氧化物掩模的步骤。
在一个优选的例子中，该部分蚀刻的基于氮化物的化合物半导体晶体层最好地和选择性地具有至少1E10cm-2的位错密度。
在一个优选的例子中，该部分蚀刻的基于氮化物的化合物半导体晶体层和在该部分蚀刻的基于氮化物的化合物半导体晶体层之上的化合物半导体晶体层可以最好地和选择性地具有至少1E10cm-2的位错密度。
在一个典型的实例中，该部分蚀刻的基于氮化物的化合物半导体晶体层最好可以用作电流限制层。即，本发明的第二个方面可以有利地适用于构成具有电流限制层的任何一种电子器件，例如，激光二极管。
在另一个典型的实例中，该部分蚀刻的基于氮化物的化合物半导体晶体层最好可以用作电极接触层，例如，源极/漏极接触层，在场效应晶体管中提供的源极和漏极。即，本发明的第二个方面可以有利地适用于构成任何一种场效应晶体管。
在本发明的第四个方面，半导体多层结构包括第一层第III主族氮化物半导体层，在第一层第III主族氮化物半导体层之上的第二层第III主族氮化物半导体层，以及具有至少一个开口的第二层第III主族氮化物半导体层，和在至少一个开口内并且在第二层第III主族氮化物半导体层之上的第三层第III主族氮化物半导体层，其中该至少一个开口具有一个通过各向同性不依赖方向的蚀刻率的蚀刻而形成的蚀刻的壁。
优选的是该第二层第III主族氮化物半导体层包括AlαGa1-αN(0≤α≤1)。
优选的是该第二层第III主族氮化物半导体层包括一个具有至少1E18cm-3氧浓度的引入氧区域。
此外，优选的是该第二层第III主族氮化物半导体层具有至少1E10cm-2的位错密度。
此外，优选的是该第二层第III主族氮化物半导体层和该第三层第III主族氮化物半导体层具有至少1E10cm-2的位错密度。
此外，优选的是该第二层第III主族氮化物半导体层用作顶端镀层，以及该第二层第III主族氮化物半导体层用作电流限制层。
如上所述，本发明可以适用于各种各样的半导体器件，其每个包括至少一个带有至少一个开口的基于氮化物的化合物半导体晶体层。一个典型的实例是半导体激光二极管。图3是一个包括由本发明的新的方法形成的电流限制层的半导体激光二极管的片断截面主视图。
一个半导体激光二极管是在N型GaN衬底301之上形成的。在N型GaN衬底301上提供一个Si掺杂的N型GaN层302。该硅掺杂的N型GaN层302可以具有1微米的厚度，以及4E17cm-3的硅浓度。在硅掺杂的N型GaN层302之上提供一个Si掺杂的N型Al0.1Ga0.9N镀层303。该硅掺杂的N型Al0.1Ga0.9N镀层303可以具有2微米的厚度，以及4E17cm-3的硅浓度。在Si掺杂的N型Al0.1Ga0.9N镀层303之上提供一个Si掺杂的N型GaN光学限制层304。该Si掺杂的N型GaN光学限制层304可以具有0.1微米的厚度，以及4E17cm-3的硅浓度。三个循环交替的阱和阻挡层的多层量子阱层305在Si掺杂的N型GaN光学限制层304之上提供。每个阱层可以包括一个未掺杂的In0.15Ga0.85N阱层，它具有3纳米的厚度。每个阻挡层可以包括一个Si掺杂的N型In0.01Ga0.99N阻挡层，它具有4纳米的厚度以及1E18cm-3的Si浓度。在多层量子阱层305之上提供一个Mg掺杂的p型Al0.2Ga0.8N帽层306。在Mg掺杂的p型Al0.2Ga0.8N帽层306之上提供一个Mg掺杂的p型GaN引导层307。该Mg掺杂的p型GaN引导层307具有0.1微米的厚度，以及2E19cm-3的Mg浓度。
在Mg掺杂的p型GaN引导层307之上提供一个带有开口的电流限制层308。这个带有开口的电流限制层308是按照本发明的新的方法形成的。稍后将进行关于该电流限制层308的详细说明。
在电流限制层308之上以及在该电流限制层308的开口之内提供一个Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309。即，该Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309生长在电流限制层308以及通过该开口的Mg掺杂的p型GaN引导层307的暴露表面之上。该Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309具有0.5微米的厚度，以及1E19cm-3的Mg浓度。在Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309之上提供一个Mg掺杂的p型GaN接触层310。该Mg掺杂的p型GaN接触层310可以具有0.02微米的厚度，以及1E20cm-3的Mg浓度。在Mg掺杂的p型GaN接触层310之上提供一个p型电极311。在衬底301的底面上提供一个N型电极312。
在上面描述的电流限制层308是如下形成的。第III主族氮化物半导体非晶体的层是在低温下完全地形成的，且在Mg掺杂的P型GaN引导层307之上形成。一个SiO2掩模可以在该第III主族氮化物半导体非晶体的层之上形成。可以选择的，该第III主族氮化物半导体非晶体层的表面可以被氧化以在该第III主族氮化物半导体非晶体层之上形成薄的氧化膜。进一步，作为选择，最迟在该第III主族氮化物半导体非晶体层结晶化之前可以将氧原子引入该第III主族氮化物半导体非晶体层的至少一个上部区域。然后该第III主族氮化物半导体非晶体层被有选择地和部分地蚀刻，从而在该第III主族氮化物半导体非晶体的层中形成上述的开口。
然后，上述的Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309在高温下，在该第III主族氮化物半导体非晶体层之上，以及在Mg掺杂的P型GaN引导层307的暴露表面之上形成。为了使该第III主族氮化物半导体非晶体层结晶化，该高温是足够地高的，借此该第III主族氮化物半导体非晶体层变为第III主族氮化物半导体晶体层，其用作以上描述的电流限制层。
该第III主族氮化物半导体非晶层可以包括任何一种可利用的第III主族氮化物半导体，诸如非晶的AlN。该第III主族氮化物半导体非晶体层，诸如非晶体的AlN可以通过任何可用的方法在p-GaN引导晶体层307上形成，例如在最高600℃的低衬底温度上的有机金属汽相取向附生方法。与本发明相反，假若单个晶体AlN在p-GaN引导晶体层307上形成，那么由于在AlN单晶和GaN单晶之间的晶格常数中的差异，在单晶体AlN中可能形成一个裂缝或多个裂缝。按照本发明，假若该非晶AlN是在GaN晶体层307上以最高600℃的低衬底温度形成的，那么该非结晶可以防止在非晶的AlN中的任何形式的裂缝。
此外，与第III主族氮化物半导体晶体，诸如晶体GaN或者晶体AlGaN相比较，该非晶第III主族氮化物半导体，诸如非晶的AlN具有非常低的蚀刻速率。这种在晶体和非晶态之间的蚀刻速率的大的差异提供了好的或者期望的蚀刻选择性。
用于有选择地蚀刻非晶的第III主族氮化物半导体，诸如非结晶AlN的优选的刻蚀过程般地可以通过各向同性的蚀刻，诸如使用任何可利用的腐蚀剂的湿蚀刻来完成。一种有用的腐蚀剂的典型的实例是包括磷酸盐的腐蚀剂。考虑到可能的高蚀刻的可控制性，该包括磷酸盐的热的腐蚀剂在50-200℃范围内的温度是优选的。并且最好是该温度在80-120℃范围之内。尽管如此，具有至少80℃温度的包括硝酸盐的热腐蚀剂也是可用的。包括磷酸盐的热腐蚀剂的使用可以获得非结晶AlN的1-30nm/分钟的蚀刻速度。而该晶体GaN或者晶体AlGaN不利用这些腐蚀剂来蚀刻。这些腐蚀剂的任何一个的使用提供了期望的或者好的蚀刻选择性。
虽然该晶体状态具有蚀刻速率依赖性，而该非结晶AlN免于所有的依据晶体取向或者晶体平面的蚀刻速度依赖性。由于这个缘故，该非晶态允许对于该非晶AlN进行各向同性的蚀刻该非结晶AlN的温度升高，例如高达900℃或者更高使保持该基极层的晶体取向的非晶AlN结晶化。在该结晶过程中，一个比较高的位错密度被引入放置在结晶化中的AlN层。这种比较高的位错密度的引入因而缓和在网格常数中的差异，使得实质上在AlN层中没有裂缝。无裂缝AlN晶体层的相对高密度的位错也允许在无裂缝AlN晶体层上覆盖化合物半导体的另一个无裂缝的生长，这是由于从无裂缝基于氮化物的化合物半导体晶体层进一步扩散比较高的位错密度进入覆盖的化合物半导体层的缘故，并且在覆盖的化合物半导体层中扩展的该相对高密度的位错也缓和了在AlN晶体层和覆盖的化合物半导体层之间网格常数的差异。该位错来源于由AlN晶体层的小角晶粒间界所引起的边缘位错。该边缘位错的扩散径直垂直于生长面的平面。在该开口中，没有边缘位错存在。由于这个缘故，在该开口之内和之上的该覆盖化合物半导体具有无位错晶体完整性，同时在该插入位错的AlN晶体层之上的该覆盖化合物半导体层也具有插入的位错晶体不完整性。
从而，在晶体状态GaN基极层上的AlN的非晶状态的生长考虑到是有利于阻止或者抑制关于在网格常数中差异的任何形式的裂缝。
此外，在其结晶过程之前，氧原子被引入AlN非结晶层。在一个典型的实例中，其可以用于氧化该非结晶体层的表面。可以将氧引入到该AlN非晶层的至少一个上表面区域。在另一个典型的实例中，最迟在该AlN非结晶层被结晶之前，可以采用在该AlN非结晶层上出现一个氧化层，使得在AlN非晶层上的该氧化层抑制AlN非结晶层的Al原子的质量交换。在一个优选的例子中，该氧化层最好包括一个氧化物掩模，用于在部分的蚀刻的具有剩余的氧化物掩模AlN非晶层的结晶过程之前，用于蚀刻AlN非结晶层的刻蚀过程，使得该氧化物掩模抑制在结晶过程中的AlN非结晶层的Al原子的质量交换。
有意引入的氧可以提供以下二个有益的效果。第一个有益的效果是实现期望的很好的平面表面形态。如上所述，在该部分地蚀刻的AlN非结晶层被结晶化之前，该AlN非结晶层部分被蚀刻。在部分蚀刻的AlN非结晶层的表层区或者在上部区域中出现的氧原子有助于抑制不想要的部分蚀刻的AlN非结晶层的Al原子的质量交换。对于不需要的质量交换的抑制防止结晶的AlN层表面的不平坦。即，对于不需要的质量交换的抑制实现结晶的AlN层的无岛状物平坦的表面。该期望的结晶AlN层的无岛状物平坦的表面可以传送给在该结晶的AlN层之上的覆盖晶体层的表面，借此可以获得期望的非常平坦的表面形态。
在部分蚀刻的AlN非结晶层的表层区之上或者在上部区域中氧原子的缺乏可以允许不需要的部分蚀刻的AlN非结晶层的Al原子的质量交换。不需要的质量交换的许可使得结晶的AlN层表面不平坦。即，不需要的质量交换的许可导致一个不想要的岛状物，使该结晶的AlN层的表面不平坦。该不需要的结晶AlN层的类似于岛状物的不平坦的表面可以传送给在该结晶的AlN层之上的覆盖晶体层的表面，借此可以获得任何不想要的不平坦的表面形态。
第二个有益的效果是实现电流漏泄的降低。如上所述，在结晶过程中，该结晶的AlN层具有相对高的位错密度，诸如边缘位错。该相对高的位错密度允许泄漏电流去沿着该位错流动。但是，在部分蚀刻的AlN非结晶层的表层区域上或者上部区域中存在的氧原子很可能在结晶过程中有选择地定位该位错，借此该位错变为电性的不活动的，它减低了沿着该位错的电流泄漏。这使得该AlN晶体层适宜于作为电流限制层。
下面的实施例是用于实践本发明的前述方面的典型的实例。虽然已经详细描述了本发明的主题，下面将参考附图以一个或多个具有代表性的优选实施例或者例子进行附加的描述，以便使其容易明白用于实践本发明上述方面的典型模式。
如上所述，本发明可以很好地应用于各种各样的半导体器件，其每个包括至少一个带有至少一个开口的基于氮化物的化合物半导体晶体层。另一个典型的实例是一个半导体场效应晶体管。图5是一个包括由本发明的新的方法形成的接触层的半导体场效应晶体管的片断的截面正视图。
在蓝宝石衬底101的(0001)平面或者c表面之上提供一个场效应晶体管。在蓝宝石衬底101的(0001)平面之上提供一个AlN缓冲层102。该AlN缓冲层102包括一个以低生长温度生长的AlN层。该AlN缓冲层102具有20纳米的厚度。在AlN缓冲层102之上提供一个GaN信道层103。该GaN信道层103具有1500纳米的厚度。在GaN信道层103之上提供一个AlGaN隔板层104。该AlGaN隔板层104具有5纳米的厚度。在AlGaN隔板层104之上提供一个Si掺杂的Al0.2Ga0.8N载流子施主层105。该Si掺杂的Al0.2Ga0.8N载流子施主层105具有20纳米的厚度。该Si掺杂的Al0.2Ga0.8N载流子施主层105具有5E18cm-3的Si浓度。在Si掺杂的Al0.2Ga0.8N载流子施主层105之上有选择地提供一个In0.05Ga0.95N肖特基层106。该In0.05Ga0.95N肖特基层106具有10纳米的厚度。在Si掺杂的Al0.2Ga0.8N载流子施主层105之上有选择地提供GaN接触层110，其中该GaN接触层110被In0.05Ga0.95N肖特基层106隔开。该GaN接触层110具有20纳米的厚度。在GaN接触层110上提供源极和漏极107和108。在In0.05Ga0.95N肖特基层106上提供一个栅电极109。该晶体管具有一个宽的凹口结构，其中该GaN接触层110被栅电极109之下的In0.05Ga0.95N肖特基层106隔开。
按照常规的场效应晶体管的平面结构，该接触层不仅在源极/漏极之下，而且在栅电极之下延伸。为了降低接触电阻，增大接触层的载流子浓度是有效的。但是，这种在接触层的载流子浓度方面的增加，不仅在源极/漏极之下，而且也在栅电极之下增加载流子浓度。在栅电极之下的载流子浓度的增大使其不可能获得想要的或者设计的晶体管特性。
与上述常规的场效应晶体管的平面结构对比，按照本发明的新的场效应晶体管的宽的凹口结构提供了下面的优点。在该源极和漏极之下的接触层在栅电极之下不延伸。即，在栅电极之下的接触层与在源极和漏极之下的接触层是隔开的，使得其可能分别地和独立地根据在栅电极之下的载流子浓度来确定在源极和漏极之下的接触层的载流子浓度。由于这个缘故，设置在源极和漏极之下的接触层的载流子浓度的灵活性或者自由度将会很高。这种设置在源极和漏极之下接触层的载流子浓度的所期望的高灵活性允许充分提高接触层的传导率，并且也充分降低在接触层和源极以及漏极之间的接触电阻。
此外，该宽的凹口结构提供了在栅电极之下场集中充足的缓和。这种缓和改善了场效应晶体管的耐压特性。
尽管该宽的凹口结构提供了以上描述的优点，因为对于现有技术来说难于实现所要求的非常精确的对于基于氮化物的化合物半导体诸如GaN用于形成接触层的蚀刻，很难实现该宽的凹口结构。
但是，本发明建立确定的有效的技术，用于实现所要求的对于基于氮化物的化合物半导体诸如GaN的非常精确的蚀刻，用于形成该宽的凹口结构。
在图5示出的上述分层结构可以通过利用有机金属的汽相取向附生获得。例如，该缓冲层101一般可以在400-500℃范围内例如450℃的生长温度生长。该隔板层104一般可以在1040-1100℃范围内，例如1080℃的生长温度生长。该载流子供体层105一般可以在1040-1100℃范围内，例如1080℃的生长温度生长。该肖特基层106一般可以在800-900℃范围内，例如840℃的生长温度生长。用于接触层110的该非结晶氮化物半导体层一般可以在200-500℃范围内，例如350℃的生长温度生长。这样的低温生长使得生长的氮化物半导体层具有一个非晶态结构。
在一个典型的实例中，该GaN接触层110可以如下获得。GaN层在200-500℃范围内，最好是在300-400℃范围内的生长温度上生长，使得该GaN层具有一个非晶态结构。然后该非晶体的GaN层通过利用任何有效的腐蚀剂进行湿蚀刻，该腐蚀剂最好是包括磷酸盐的腐蚀剂，甚至也许可能选择性地和有利地混合其他的诸如硫酸的酸。磷酸盐的含量最好是在腐蚀剂的总容量的体积百分比10-90的范围之内。在湿蚀刻处理之后，然后该部分或者有选择地蚀刻的非晶体的GaN层优选地经历在700-1300℃范围内的热处理，并且最好进一步是在900-1200℃范围内，以便使该部分或者有选择地蚀刻的非晶体的GaN层结晶化以形成该晶体GaN接触层110。
在该晶体GaN接触层110已经形成之后，然后形成该肖特基层106。将抗蚀膜施加在该肖特基层106上。该抗蚀膜然后经历一个暴光和后续的冲洗，以在肖特基层106之上形成光致抗蚀图形。该肖特基层106受到选择性的干蚀刻处理，例如，通过利用任何可用气体，例如，Cl2气的电子回旋共振等离子蚀刻处理，以在宽的凹口处形成该肖特基层106，其中该肖特基层106与该晶体GaN接触层110在空间上隔开。
第一金属层的分层结构根据所使用的电子枪蒸发的发射方法有选择地沉积在该晶体GaN接触层110上，其中第一金属层的分层结构包括具有10纳米厚度的Ti层和具有200纳米厚度的Al层。该第一金属层的分层结构然后经历在650℃温度下的灯照亮热处理30秒，借此在该晶体GaN接触层110之上形成源极和漏极107和108。
此外，施加一个抗蚀膜，然后经历暴光和后续的冲洗以形成光致抗蚀图形。第二金属层的分层结构根据所用电子枪蒸发的发射方法有选择地沉积在该肖特基层106上，其中第二金属层的分层结构包括具有10纳米厚度的Ni层和具有200纳米厚度的Au层，从而在该肖特基层106之上形成该肖特基栅电极109。
从而，本发明实现以上描述的期望的场效应晶体管宽的凹口结构，其中该宽的凹口结构包括源极和漏极接触层110，其源极和漏极具有提高的传导率和降低的接触电阻。该源极和漏极接触层110被空间分开或者远离肖特基栅电极109和肖特基层106，以提供在肖特基栅电极109之下所希望的场浓度的缓和。
例子1下面的例子1涉及在图3示出的以上描述的实施例。一个具有(0001)平面和250微米厚度的N型GaN层通过利用小平面启动外延侧面生长过度方法在蓝宝石衬底之上生长，该方法被A.Usui等等在日本期刊应用物理36(1997)L899公开。在生长该N型GaN层之后，然后该衬底经历冷却过程，其中由于在GaN晶体和蓝宝石晶体之间热膨胀系数的显著差异，该N型GaN层被从蓝宝石衬底剥落，借此该衬底是一个具有200微米厚度的自由的GaN衬底。
为了形成器件结构，使用一个低气压有机金属汽相取向附生系统用于在300hPa的低气压之下的外延生长。氢气和氮气的混合气体被用作运载气体。三甲基镓气体(TMG)、三甲基铝气体(TMA)以及三甲基铟气体(TMI)被分别用作对于Ga、Al以及In的源气体。硅烷气体(SiH4)被用作N型掺杂气体。二环戊二烯基镁(CP2Mg)被用作p型掺杂气体。
然后进行″多层构造生长处理″以形成一个N型镀层、一个有源层、一个p型镀层以及一个用于电流限制层的非晶AlN层。
多个N型GaN衬底301被放置在低气压有机金属汽相取向附生系统的生长腔中。衬底的温度被提高直至生长温度，通过连续提供NH3进入生长腔，用于起动一连串的″多层构造生长处理″。
一个带有4E17cm-3Si浓度和1微米厚度的Si掺杂的N型GaN层302在衬底的温度是1080℃的条件下在N型GaN衬底301之上生长，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。
一个带有4E17cm-3Si浓度和2微米厚度的Si掺杂的N型Al0.1Ga0.9N镀层303在衬底的温度是1080℃的条件下在Si掺杂的N型GaN层302之上生长，TMA供应速度是36微摩尔/分钟，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。
一个带有4E17cm-3的Si浓度和0.1微米厚度的Si掺杂的N型GaN光学限制层304在衬底的温度是1080℃的条件下在Si掺杂的N型Al0.1Ga0.9N镀层303之上生长，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。
三个循环交替的阱和阻挡层的分层的多量子阱层305在Si掺杂的N型GaN光学限制层304之上生长。每个阱层包括一个未掺杂的In0.15Ga0.85N阱层，它具有3纳米的厚度。每个阻挡层包括一个Si掺杂的N型In0.01Ga0.99N阻挡层，它具有4纳米的厚度以及1E18cm-3的Si浓度。每个未掺杂的In0.15Ga0.85N阱层是在衬底的温度是800℃的条件下生长的，TMG供应速度是8微摩尔/分钟，NH3供应速度是0.36摩尔/分钟，以及TMI供应速度是48微摩尔/分钟。每个Si掺杂的N型In0.01Ga0.99N阻挡层是在衬底的温度是800℃的条件下生长的，TMG供应速度是8微摩尔/分钟，NH3供应速度是0.36摩尔/分钟，以及TMI供应速度是3微摩尔/分钟。
Mg掺杂的p型Al0.2Ga0.8N帽层306是在多量子阱层305之上，在衬底的温度是1080℃的情况下生长的，TMA供应速度是36微摩尔/分钟，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。此外，具有0.1微米厚度和2E19cm-3的Mg浓度的Mg掺杂的p型GaN引导层307是在Mg掺杂的p型Al0.2Ga0.8N帽层306之上在衬底的温度是1080℃的情况下生长的，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。
然后，将上面描述的多组的衬底经历多种的衬底温度的降低处理，使得多个衬底具有200℃、300℃、400℃、500℃、600℃、700℃和1000℃的不同的温度。在这些不同的衬底的温度下，以36微摩尔/分钟的TMA供应速度，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟，具有0.1微米均匀厚度的AlN层在多个衬底之上生长。
然后通过扫描电子显微镜仔细观察这些衬底之上的AlN层的表面。在600℃、700℃以及1000℃高温生长的在AlN层表面之上的某些裂缝能被观察到。在200℃、300℃、400℃以及500℃低温生长的AlN层表面之上观察到平面组织无任何裂缝。
然后将这些样品经历θ-2θX射线衍射测量。图4是一个示出θ-2θX射线衍射测量结果的示意图，其中纵轴代表X射线辐射强度，同时横轴代表生长温度。在(0002)衍射之后对应的测量X射线强度并且绘制在图4中。被证实在200℃温度生长的该AlN层示出(0002)大约5(cps)的衍射的X射线辐射强度。被证实在300℃温度生长的该AlN层示出(0002)大约5(cps)的衍射的X射线辐射强度。也被证实在400℃温度生长的该AlN层示出(0002)大约5(cps)的衍射的X射线辐射强度。也被证实在500℃温度生长的该AlN层示出(0002)大约10(cps)的衍射的X射线辐射强度。也被证实在600℃温度生长的该AlN层示出(0002)大约200(cps)的衍射的X射线辐射强度。也被证实在700℃温度生长的该AlN层示出(0002)超过1000(cps)的衍射的X射线辐射强度。也被证实在1000℃温度生长的该AlN层示出(0002)超过4000(cps)的衍射的X射线辐射强度。在低温范围200-500℃中生长的AlN层的(0002)衍射的X射线强度是低于在1000℃高温生长的AlN层的(0002)衍射的X射线辐射强度的1/100。上述结果表明在低温范围200-500℃中生长的该AlN层是处于非晶相之中。在生长温度从600℃增加时引起AlN层的晶体相增加。由于在AlN晶体和GaN晶体之间晶格常数的显著差异，AlN层的晶体相的增加引起不需要的AlN层晶格结构的应变的增加。AlN层的晶格结构的应变的增加导致某些裂缝。因此，被证实在非晶相的状态中用于生长无裂缝AlN层的更可取的生长温度将是在200-500℃范围内。
在以上所述的″多层构造生长处理″之后，一个用于在非晶体的AlN层中形成一个条形开口的″条形开口形成处理″被执行，但是仅对于包括在低温200℃、300℃、400℃和500℃生长的非晶体的AlN层的样品。将一个具有100纳米厚度的SiO2薄膜沉积在这些样品的每一个的非晶体的AlN层上。然后在该SiO2薄膜上施加一个保护层。执行光刻技术处理以在该SiO2薄膜之上形成光致抗蚀图形。该光致抗蚀图形具有一个2微米宽度的条形开口。然后将该SiO2薄膜通过利用缓冲的氟酸性溶液作为腐蚀剂经历选择性的湿蚀刻，并且该光致抗蚀图形作为一个掩模。然后将该使用的光致抗蚀图形通过有机溶剂从有选择的蚀刻的SiO2薄膜的表面除去，继之以水洁净处理。在使用缓冲的氟酸性溶液、有机溶剂以及水清洗过程的以上所述过程期间，该非晶的AlN层免于任何损坏或者任何蚀刻。然后该非晶的AlN层通过利用有选择地蚀刻作为掩模的SiO2薄膜经历选择性的湿蚀刻，及80℃的具有1∶1体积比的磷酸盐和硫酸盐的混合物溶液热腐蚀剂。该非晶的AlN层的一部分通过有选择地蚀刻的SiO2薄膜的条形开口对于热腐蚀剂暴露10分钟，借此在非晶体的AlN层中形成一个具有2微米宽度的条形开口。在湿蚀刻过程中，位于非晶的AlN层之下的该晶体GaN层起蚀刻限制器的作用。然后将使用的有选择地蚀刻的SiO2薄膜除去。由此，获得具有想要的精细定义的条形开口的该非晶体的AlN层。
为了比较，以上描述的对于在AlN层中形成该条形开口的″条形开口形成处理″被进一步对于另一个包括在600℃和700℃高温生长的包含裂缝的AlN层的样品进行。包含磷酸盐和硫酸盐的混合腐蚀剂不仅通过有选择地蚀刻SiO2薄膜的条形开口进行与包含裂缝的AlN层的暴露表面接触，而且通过裂绝注入有选择地蚀刻作为掩模的SiO2薄膜覆盖的包含裂缝AlN层的未曝光的部分。因此，获得具有不想要的粗糙划定的条形开口的该非晶体的AlN层。
因此，被证实在非晶体的状态中用于允许要求精细地划定条形开口无裂缝AlN层的更可取的生长温度将是在200-500℃范围内。
如上所述，使用了包括磷酸盐和硫酸盐的混合物的80℃热腐蚀剂。硫酸盐被混合以调节蚀刻速度。该有选择地作为掩模蚀刻的SiO2薄膜，以及位于无裂缝非晶体的AlN层之下的GaN层没有被腐蚀剂蚀刻。因此证明一个期望的蚀刻选择性。
为了比较，被证实假若腐蚀剂的温度是低于50℃，那么不能获得该AlN层任何有效的蚀刻速度。也被证实假若腐蚀剂的温度是高于200℃，那么位于无裂缝非晶体的AlN层之下的该GaN层可能被蚀刻。因此，证实腐蚀剂的最好的温度是在50-200℃范围之内。
虽然，在以上所述的典型实例中，该SiO2蚀刻掩膜被用于选择性的湿蚀刻过程，假如该掩模材料不能被该腐蚀剂蚀刻，则SiNx或者包括抗蚀剂材料的有机材料是可用的。
在以上描述的″条形开口形成处理″之后，然后执行该″多层构造重新生长处理″用于在非晶的AlN层之上生长p型AlGaN镀层并且在非晶的AlN层的条形开口之内，以及进一步在p型AlGaN镀层之上生长p型GaN接触层。该衬底被再次放置在有机金属的汽相取向附生系统的生长腔中。衬底的温度被提高直至1100℃生长温度，以及继续以NH30.36摩尔/分钟的供应速度提供NH3进入生长腔，用于起动一连串的″多层构造重新生长处理″。
一个带有1E19cm-3的Mg浓度和0.5微米厚度的Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309在非晶的AlN层308之上和在非晶的AlN层308的条形开口之内，在衬底的温度是1100℃的情况下生长。TMA供应速度是36微摩尔/分钟，TMG供应速度是58微摩尔/分钟，以及NH3供应速度是0.36摩尔/分钟。
在该衬底的温度被从1100℃降低至1080℃之后，然后具有1E20cm-3的Mg浓度和0.02微米厚度的Mg掺杂的p型GaN接触层310在衬底的温度是1080℃，TMG供应速度是58微摩尔/分钟和NH3供应速度是0.36摩尔/分钟的情况下，在Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309之上生长。
然后通过扫描电子显微镜仔细观察在这些衬底之上的该GaN接触层的表面。被证实在这些衬底之上的GaN接触层的表面无任何裂缝或者诸如凹点的缺陷。也被证实上述的具有条形开口的AlN层被Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N镀层309和Mg掺杂的p型GaN接触层310的叠层填盖。也注意到Mg掺杂的p型GaN接触层310具有大略平坦的表面，为此观察到类似形状的稍微波动。
进一步，通过透射电子显微镜观察接近于AlN层308的条形开口的样品横截面。被证实该AlN层308具有在5E10cm-2至1E12cm-2范围内的高密度的位错。也被证实覆盖在AlN层308上的该Mg掺杂的p型AlGaN镀层309除在AlN层308的条形开口之上之外大体上具有在5E10cm-2至1E12cm-2范围内相同的高密度位错。即，被证实在该AlN层308的条形开口之上的该Mg掺杂的p型AlGaN镀层309无位错。进一步被证实在到衬底表面的垂直方向中贯穿位错扩散，但是仅仅从AlN层380向上。没有观察到贯穿位错从AlN层308向下的扩散。作为以上观察的结果，引入AlN层的高密度的位错缓和了AlN层的晶格变形，借此实现在AlN层之上无裂缝重新生长。作为上述过程的结果，获得用于激光二极管的晶片。
随后，执行″电极形成处理″以用于在获得的激光二极管晶片上形成一个p电极和一个N电极。具有5纳米厚度的Ti层通过真空喷镀沉积在N型GaN衬底301的底面上。随后，具有20纳米厚度的Al层通过真空喷镀沉积在Ti层上。进一步，具有10纳米厚度的Ni层通过真空喷镀沉积在Mg掺杂的p型GaN接触层310上。随后，具有10纳米厚度的Al层通过真空喷镀沉积在Ni层上。
然后将该样品晶片装填进一个快速热退火系统，用于使该样品晶片承受在600℃温度下快速热退火30秒，以便熔合Ti层和Al层，从而形成一个Ti-Al合金的电阻性接点以及Ni层和Al层混合物，从而形成另一个Ni-Al合金的电阻性接点。此外，具有500纳米厚度的Au层通过真空喷镀沉积在Ti-Al合金的电阻性接点上，以在该衬底301的底面上形成N电极312。此外，具有500纳米厚度的另一个Au层也通过真空喷镀沉积在Ni-Al合金电阻接点上，以在Mg掺杂的p型GaN接触层310上形成p电极311。
该激光二极管晶片被在垂直于条形开口纵向的平面劈开，以形成无涂层的激光二极管码片，它具有典型的500微米的空穴长度。
然后将该获得的无涂层的激光二极管码片熔接接头以散热并观察发光特性。在2.8kA/cm2的注入电流密度和4.7V的激励电压下产生激光发射。此外，在激光二极管码片的20mW的输出下可以观察到远场图形。证实远场图形在垂直的和水平方向两者中具有一个波峰，这证明实现了好的横向模式控制。进一步证实在水平方向的辐射角是12度，同时在垂直方向另一个辐射角是23度。这些关于辐射角的结果几乎与通过假定该条形宽度是2微米获得的模拟结果相吻合。这些表明该AlN层实际上起电流限制层的作用，它实现很高效率的载流子注入。
通过透射电子显微镜观察上述获得的激光二极管晶片剩余的横截面部分。证实该AlN层具有单一晶体结构。这表明当执行热处理用于在该AlN层之上形成晶体层时，该AlN层的非晶状态被转换为单晶体状态。
在这个第一个例子中，该非晶的AlN层在该光波导层上生长。但是，本发明利用了在非晶体的基于氮化物的化合物半导体诸如非晶体的AlN，非晶体的GaN或者非晶体的InN和基于氮化物半导体晶体诸如GaN晶体或者AlGaN晶体之间材料参数的差异。因此，该非晶体的AlN层生长在p型镀层中或者之上是可能的。
该AlN层起电流限制层的作用，据此理由该AlN层具有绝缘性。但是，假如该电流限制层具有充分的绝缘性以允许该电流限制层显示出要求的性能，作为修改该电流限制层的化合物半导体除了Al和N之外可以包括任何附加的成分诸如Ga、In以及B是可能的。
作为进一步的修改，该电流限制层可以包括AlN层和GaN或者InN层的交替叠层也是可能的。
例子2以与例子1同样的方法执行该″多层状结构生长处理″，以形成上述的N型GaN缓冲层、上述的N型AlGaN镀层、上述的N型GaN引导层、以及上述的InGaN多量子阱活动层、上述的p型GaN引导层以及用于电流限制层的非晶的AlN层的叠层结构。该非晶的AlN层的生长在400℃的衬底温度进行。然后将该晶片装载进正常压力的退火反应器，并且提供1SLM的氧气和4SLM的氮气，使该晶片的表面在400℃时氧化20分钟。
随后，以和例子1同样的方法进行该″条形开口形成处理″方法，以在该非晶的AlN层中形成上述的条形开口。
随后，以和例子1同样的方法执行该″多层状结构重新生长处理″，用于在表面氧化的非晶的AlN层之上和在非晶体的AlN层的该条形开口之内生长上述的p型AlGaN镀层，以及进一步在p型AlGaN镀层之上生长上述的p型GaN接触层。
随后，以和例子1同样的方法执行该″电极形成处理″，用于在获得的激光二极管晶片上形成上述的p电极和上述的N电极。
该获得的激光二极管晶片通过该优选的选择蚀刻具有精细定形的开口。因此，将这个激光二极管晶片在下文中称为″样品A″。在执行湿蚀刻处理以用于在该表面氧化的非晶体的AlN层中形成条形开口之前，除了非晶体的AlN层的表面被氧化之外，该″样品A″是与例子1中优选的激光二极管晶片相同的。
为了比较，形成另一个激光二极管晶片，其中该非晶体的AlN层是由一个未掺杂的GaN帽层覆盖，而不是非晶体的AlN层的氧化表面。
以与例子1同样的方法执行该″多层状结构生长处理″，以形成上述的N型GaN缓冲层、上述的N型AlGaN镀层、上述的N型GaN引导层、以及上述的InGaN多量子阱活动层、上述的p型GaN引导层以及用于电流限制层的非晶的AlN层的叠层结构。该非晶的AlN层的生长在400℃的衬底温度上执行。随后，一个具有0.1微米厚度的未掺杂的GaN帽层进一步在非晶的AlN层上在400℃的衬底温度上生长。在未掺杂的GaN帽层的生长过程期间，TMG和NH3被分别以7微摩尔/分钟和0.36摩尔/分钟的供应速度提供。
随后，以和例子1同样的方法被执行该″条形开口形成处理″，以在该非晶体的AlN层中和在覆盖非晶体的AlN层的未掺杂的GaN层中形成上述的条形开口。
随后，以和例子1同样的方法执行该″多层状结构重新生长处理″，以在覆盖非晶体的AlN层的未掺杂的GaN帽层之上和在该条形开口之内生长上述的p型AlGaN镀层，以及进一步在p型AlGaN镀层之上生长上述的p型GaN接触层。
随后，以和例子1同样的方法执行该″电极形成处理″，以在获得的激光二极管晶片上形成上述的p电极和上述的N电极。
所获得的激光二极管晶片通过该优选的选择蚀刻具有精细定形的开口。将这个激光二极管晶片在下文中称为″样品B″。在执行湿刻蚀过程以在该表面氧化的非晶的AlN层中形成条形开口之前，除了该非晶的AlN层的表面被未掺杂的GaN帽层覆盖之外，该″样品B″与例子1中优选的激光二极管晶片是相同的。
为了进一步比较，再形成一个激光二极管晶片，其中该非晶体的AlN层既不氧化也不被未掺杂的GaN帽层覆盖。即，该激光二极管晶片是与在例子1中的晶片相同的，其中该AlN非晶体的层是在400℃的温度下生长的。
因此，以与例子1同样的方法执行该″多层状结构生长处理″，以形成上述的N型GaN缓冲层、上述的N型AlGaN镀层、上述的N型GaN引导层、以及上述的InGaN多量子阱活动层、上述的p型GaN引导层以及用于电流限制层的非晶的AlN层的叠层结构。该非晶的AlN层的生长是在400℃的衬底温度下进行。
随后，以和例子1同样的方法执行该″条形开口形成处理″，以在该非晶的AlN层中形成上述的条形开口。
随后，以和例子1同样的方法执行该″多层状结构重新生长处理″，用于在非晶的AlN层之上和在该条形开口之内生长上述的p型AlGaN镀层，并进一步在p型AlGaN镀层之上生长上述的p型GaN接触层。
随后，以和例子1同样的方法执行该″电极形成处理″，以在获得的激光二极管晶片上形成上述的p电极和上述的N电极。
所获得的激光二极管晶片通过优选的选择蚀刻具有精细定形的开口。将这个激光二极管晶片在下文中称为″样品C″。该″样品C″是与在例子1中优选的激光二极管半导体薄片相同的，假如该AlN非晶体的层是在400℃的温度下生长的。
然后对各个样品″样品A″、″样品B″以及″样品C″进行SIMS测量。证实″样品A″和″样品C″在AlN层的氧浓度是较高的，例如，″样品A″具有4E19cm-3的氧浓度峰值，以及″样品C″具有8E18cm-3的氧浓度峰值。也证实″样品B″在AlN层和未掺杂的GaN帽层之间的界面上具有一个2E17cm-3的氧浓度峰值。
虽然一系列上述的用于形成″样品C″的处理不包括任何氧化处理，但″样品C″的AlN层具有比较高的氧浓度峰值。这表明在用于选择性的湿蚀刻处理的AlN层之上形成作为掩模的SiO2薄膜的过程期间，氧气被引入AlN层或者该AlN层的表面而被氧化。
如上所述，即使对″样品B″和样品C″两者的处理不包括任何氧化过程与″样品C″相比较″样品B″的AlN层具有较低的氧浓度峰值。这表明在用于在未掺杂的GaN帽层之上形成作为掩模的SiO2薄膜期间，对于选择性的湿蚀刻过程，以有选择地蚀刻位于该未掺杂的GaN帽层之下的AlN层，引入覆盖AlN层的未掺杂的GaN帽层或者该未掺杂的GaN帽层的表面以氧被氧化。进一步，其证实该未掺杂的GaN帽层的氧化表面消失，使得显现出AlN层的清洁表面。
观察所获得的晶片的表面形态。对于″样品C″观察到在该AlN层之上类似的波动组织。对于″样品A″观察到一个非常平的表面。对于″样品B″观察到一个包括类似疵点的坑粗糙的表面。如上所述，在AlN层的顶端界面上，该″样品A″具有最高的氧浓度。在AlN层的顶端界面上，该″样品C″具有次高的氧浓度。在AlN层的顶端界面上，该″样品B″具有最低的氧浓度。上述观察的表面形态的结果表明对表面平面化的改善，在ALN层的顶端界面上的氧浓度高时是有效的。在ALN层的顶端界面上或者上表面上存在氧气将有助于抑制在非晶的AlN层的结晶过程中Al原子的质量交换。对于质量交换的有效抑制将抑制表面的粗糙性。
此外，对上述激光二极管码片″样品A″、″样品B″以及″样品C″进行下列电流漏泄的附加研究。将一个200微米乘200微米的无条形开口区域的正方形从每个上述的激光二极管码片″样品A″、″样品B″以及″样品C″上剪下。对从″样品A″、″样品B″以及″样品C″部位切割的相应的正方形测量泄漏电流。证实在施加+5V电压给p型电极时，从″样品B″部位切割的正方形示出2.1mA的漏电流。但是，证实当施加+30V的高电压给p型电极时，从″样品A″部位切割的正方形示出低得多的1.0微A的漏电流。也证实当施加+30V的高电压给p型电极时，从″样品C″部位切割的正方形示出低得多的3.0微A的漏电流。上述测量的泄漏电流的结果表明对于抑制泄漏电流，在ALN层的顶端界面上高的氧浓度是有效的。在ALN层的顶端界面上或者上表面上存在氧气将有效地帮助抑制贯穿AlN层的顶端表面的所有的电流泄漏。
在这个第二个例子中，该非晶的AlN层是在光波导层上生长。但是，本发明可以利用基于氮化物半导体的非晶的诸如非晶的AlN，非晶的GaN或者非晶体的InN和基于氮化物的化合物半导体晶体诸如GaN晶体或者AlGaN晶体之间材料参数的差异。因此，该非晶体的AlN层可能生长在p型镀层中或者之上。
该AlN层用作电流限制层，据此理由，该AlN层具有一个绝缘性。但是，假如该电流限制层可以具有充分的绝缘性以允许该电流限制层表示出要求的性能，作为修改该电流限制层的化合物半导体除了Al和N之外可以包括任何附加的成分诸如Ga、In以及B是可能的。
作为进一步的修改，该电流限制层可以包括AlN层和GaN或者InN层的交替叠层也是可能的。
在第二个实施例中，对于AlN层可能通过或者在含氧的大气中退火或者沉积一个SiO2薄膜执行氧化处理。作为修改去暴露非晶的AlN层的表面到大气或者空中也是可利用的。
例子3在非晶的GaN层受到选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃热的腐蚀剂，在单一晶体GaN层上在350℃温度下生长一个非晶的GaN层。蚀刻速度是在20-40分钟时间范围内蚀刻0.1微米深度。当单晶体GaN层的表面位于非晶体的GaN层之下的时候，该湿板蚀刻处理被终止，借此获得一个″样品D″。
类似地，在非晶体的GaN层受到选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃相同的热的腐蚀剂，在另一个单一晶体GaN层上在400℃不同温度下生长另一个非晶体的GaN层。侵蚀速度是在20-40分钟的时间范围内蚀刻0.1微米深度。当单晶体GaN层的表面位于非晶的GaN层之下的时候，该湿刻蚀过程被终止，借此获得一个″样品E″。
类似地，在非晶体的GaN层受到选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃相同的热的腐蚀剂，在另一个单晶体GaN层上在不同的450 ℃温度下生长另一个非晶体的GaN层。与″样品D″和″样品E″相比较蚀刻速度是非常缓慢的。当单晶体GaN层的表面位于非晶体的GaN层之下的时候，该湿刻蚀过程被终止，借此获得一个″样品F″。
然后将该获得的″样品D″和″样品E″在1100℃温度下进行热处理。该热处理过的″样品D″和″样品E″通过透射电子显微镜观察。证实对于每个热处理过的″样品D″和″样品E″，覆盖GaN层的非晶相被转换为单晶体相状态。
因此，这个例子表明在位于非晶体的GaN层之下的晶体GaN蚀刻限制器层之上有选择地蚀刻未掺杂的非晶的GaN层是可能的。
此外，观察掺杂进入非晶的GaN层掺杂的所有影响。在非晶态的Si掺杂的GaN层进行选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃热的腐蚀剂，在单个晶体GaN层上在350℃温度下生长具有大约1E19cm-3的Si浓度的一个非晶体的Si掺杂的GaN层。侵蚀速度是在20-40分钟时间范围内蚀刻0.1微米深度。当单晶体GaN层的表面位于非晶体的Si掺杂的GaN层之下的时候，该湿刻蚀过程被终止，借此获得一个″样品G″。
类似地，在非晶的Si掺杂的GaN层进行选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃相同的热的腐蚀剂，在另一个单晶体GaN层上在400℃温度不同温度下生长另一个具有大约1E19cm-3的Si浓度的非晶体的Si掺杂的GaN层。侵蚀速度是在20-40分钟范围内蚀刻0.1微米深度。当单晶体GaN层的表面位于非晶体的Si掺杂的GaN层之下的时候，该湿刻蚀过程被终止，借此获得一个″样品H″。
类似地，在非晶体的Si掺杂的GaN层进行选择性的湿蚀刻之前，通过利用单晶体GaN层作为一个蚀刻限制器，以及通过利用以1∶1比率包含磷酸盐和硫酸盐的95℃相同的热的腐蚀剂，在再一个单晶体GaN层上在450℃的不同温度下生长另一个具有大约1E19cm-3的Si浓度的Si掺杂的的非晶的GaN层。与″样品G″和″样品H″相比较该蚀刻速度是非常缓慢的。当单晶体GaN层的表面位于非晶体的Si掺杂的GaN层之下的时候，该湿刻蚀过程被终止，借此获得一个″样品I″。
然后对该获得的″样品G″和″样品H″在1100 ℃温度下进行热处理。该热处理过的″样品G″和″样品H″通过透射电子显微镜观察，证实对于每个热处理过的″样品G″和″样品H″，覆盖Si掺杂的GaN层的非晶态被转换为单晶体状态。
因此，这个研究表明在位于非晶体的GaN层之下的晶体GaN蚀刻限制器层之上有选择地蚀刻高度掺杂非晶体的GaN层是可能的。
虽然结合几个优选实施例已经如上所述了本发明，应该理解这些实施例仅仅是提供举例说明本发明，而不具有限制意义。在阅读了本申请之后，等效材料和技术的众多的修改和替换对于那些本领域技术人员来说将是非常显而易见的，并且所有的诸如此类的修改和替换明显地应理解为落在所附权利要求的精神和范围之内。
权利要求
1.一种形成基于氮化合物的半导体多层结构的方法，该方法包括步骤在一个基底层上形成基于氮化合物半导体的非晶体层；至少在所述非晶体层上或在所述非晶体层中有氧气存在；选择地蚀刻所述非晶体层以形成至少一个开口，借此形成部分蚀刻的非晶体层；和在存在氧气时结晶所述部分蚀刻的非晶体层，以便形成部分蚀刻的基于氮化合物的半导体晶体层，以及允许氧气的存在来抑制所述基于氮化合物半导体的至少一种类型的原子的质量交换；其中，所述部分蚀刻的基于氮化合物的半导体晶体层的一氧引入区域具有至少为8E18cm-3的氧浓度。
2.如权利要求1所述的方法，其中所述结晶所述部分蚀刻的非晶体层的步骤包括在一定温度下，在所述部分蚀刻的非晶体层上形成一个附加的化合物半导体晶体层的步骤，该温度引起所述部分蚀刻的非晶体层被结晶。
3.如权利要求1所述的方法，其中所述蚀刻至少一部分所述非晶体层的步骤包括通过使用一种包含磷酸盐的蚀刻剂来完成一种各向同性蚀刻的步骤。
4.如权利要求1所述的方法，其中所述基于氮化合物的半导体包括由InxGayAl1-x-yN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示的一个第III主族氮化合物半导体。
5.如权利要求1所述的方法，其中在一个晶体基底层上形成的所述非晶体层，当所述至少一部分所述非晶体层被蚀刻时它作为一个蚀刻停止器。
6.如权利要求5所述的方法，其中所述晶体基底层包括一个GaN层，以及，所述基于氮化合物的半导体晶体层包括由AlαGa1-αN(0≤α≤1)表示的一个第III主族氮化合物半导体。
7.如权利要求5所述的方法，其中所述晶体基底层包括由AlβGa1-βN(0≤β≤1)表示的一个第III主族氮化合物半导体层，且所述基于氮化合物的半导体晶体层包括一个GaN层。
8.如权利要求1所述的方法，其中在温度范围200-700℃中形成所述非晶体层。
9.如权利要求1所述的方法，其中所述结晶所述部分蚀刻的非晶体层的步骤是在温度范围700-1300℃中完成的。
10.如权利要求2所述的方法，其中所述部分蚀刻的基于氮化合物的半导体晶体层和在所述部分蚀刻的基于氮化合物的半导体晶体层上的所述附加的化合物半导体晶体层具有至少1E10cm-2的位错密度。
11.一种半导体多层结构，包括基底层；形成在所述基底层上的基于氮化合物的半导体层；以及形成在所述基于氮化合物的半导体层上的至少一个开口，由此形成部分蚀刻的基于氮化合物的半导体层；其中所述至少一个开口具有一个蚀刻的墙壁；其中，所述部分蚀刻的基于氮化合物的半导体晶体层的一氧引入区域具有至少为8E18cm-3的氧浓度。
12.如权利要求11所述的半导体多层结构，其中所述基于氮化合物的半导体层包括AlαGa1-αN(0≤α≤1)。
13.如权利要求11所述的半导体多层结构，其中所述基于氮化合物的半导体层具有至少1E10cm-2的位错密度。
14.如权利要求11所述的半导体多层结构，其中所述基于氮化合物的半导体层作为一个顶部镀层，以及所述基于氮化合物的半导体层作为一个电流限制层。
全文摘要
一种形成部分蚀刻的基于氮化物半导体晶体层的方法，包括以下步骤，形成一个基于氮化物半导体的非晶体层。在部分蚀刻的非晶体层被结晶之前，蚀刻至少一部分非晶体层以形成一部分蚀刻的非晶体层，从而形成部分蚀刻的基于氮化物的半导体晶体层。
文档编号H01L21/20GK1870221SQ200610091279
公开日2006年11月29日 申请日期2002年9月3日 优先权日2001年9月3日
发明者笹冈千秋 申请人:日本电气株式会社