專利名稱：：氮化鎵晶體和晶片的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明總體上涉及高質量的氮化鎵單晶及其制造方法。
背景技術：
：氮化鎵(GaN)基光電器件和電子器件具有極大的商業(yè)意義。然而，由于極高的缺陷水平，特別是這些器件的半導體層中的螺位錯(threadingdislocation),使這些器件的質量和可靠性受到了損害。這些位錯可能源于GaN基半導體層與非GaN襯底如藍寶石或碳化硅的晶格失配。其它缺陷可能源于熱膨脹失配、雜質和傾斜晶界(tiltboundary),這取決于層生長方法的細節(jié)。缺陷的存在對外延生長層具有有害作用，進而損害電子器件的性能和可靠性，且需要復雜、繁重的制造步驟來降低缺陷的濃度和/或影響。盡管已提出大量氮化鎵晶體的生長方法，但現有的方法仍待改進。美國專利No.5,637，531和6,273,948披露了在高溫高壓下生長氮化鎵晶體的方法，該方法使用液態(tài)鎵和鎵基合金作為溶劑并在熔體上方采用高的氮氣壓力以使GaN保持為熱力學穩(wěn)定的相。如Porowski,"Neardefect-freeGaNsubstrates"[MRSInternetJ.NitrideSemicond.Research4S1,G1.3(1999)]中所述，該方法能夠生長位錯密度為約103至105cn^的導電GaN晶體或位錯密度為約10至10、m々的半絕緣GaN晶體。然而，導電晶體含有高濃度的n型缺陷(數量級達5xl019cm-3)。認為這些缺陷包括氧雜質和氮空位。因而，晶體相對不透明，對于光譜中可見部分的波長具有約200cm"的吸收系數。因此，在這種晶體上制造的發(fā)光二極管(LED)所發(fā)出的光，最多有一半被村底吸收。與在藍寶石或透明SiC襯底上制造的常規(guī)異質外延LED相比，這構成明顯的劣勢。此外，在熔融Ga中生長的名義上無摻雜的晶體中的高濃度n型缺陷導致晶格常數增大約0.01-0.02%,進而產生晶格失配并在沉積于其上的無摻雜外延GaN層中造成應變。另外，通過該方法形成的無摻雜GaN襯底具有相當低的載流子遷移率(約30-90cm2/V's)，這可能對高功率器件的性能造成不良影響?？赏ㄟ^在生長培養(yǎng)基(growthmedium)中添加Mg或Be，改善在液態(tài)Ga中生長的GaN晶體的透明度和位錯密度，但由此制得的晶體是半絕緣的，具有大于約1()SQ.cm的電阻率。這種晶體不適合襯底本身用于電接觸的垂直器件。這種襯底還具有一些其它的缺點，包括(i)高濃度的Mg和O原子(各自約為1019cm-3)[J.I.Pankoveetal"Appl.Phys.Lett.74,416(1999)]，它們可能在高溫工藝過程中擴散到器件結構中；以及(ii)相對較差的導熱性。例如，摻雜劑可擴散到設計進行二維電子氣傳輸的高電子遷移率晶體管(HEMT)中的無摻雜GaN緩沖層中，進而降低載流子遷移率。另外，點缺陷的存在使體GaN襯底中的聲子散射并降低導熱性，這不利于GaN基HEMT達到理論性能水平。Porowski等人的方法最終但極為重要的局限性在于似乎無法規(guī)?；礋o法制造直徑達50mm及以上的GaN晶棒和晶片。該方法通常產生大量直徑為約10mm及厚度為0.1-0.2mm的小片晶體，長時間生長也無法產生質量相當的較大晶體。目前通過該方法生長的最大晶體直徑為約20mm。由于該方法產生小片晶體而不是厚的晶棒，因而無法獲得常規(guī)晶片制造技術(切割，拋光)所帶來的規(guī)模經濟效益，襯底將保持極為昂貴的價格。最成熟的偽體(pseudo-bulk)或體GaN生長技術為氫化物/卣化物氣相外延，也稱作HVPE。在最為廣泛應用的方法中，HCl與液態(tài)Ga反應，形成氣相GaCl,將氣相GaCl送至襯底，在襯底處氣相GaCl與注入的NHs反應，形成GaN。通常，沉積在非GaN襯底如藍寶石、硅、砷化鎵或LiGa02上進行。在通過HVPE生長的膜中，位錯密度最初非常高，對于GaN的異質外延通常達到10"cm々的數量級，但在生長出100-300pm厚的GaN之后降至約10、111-2。例如，Vaudo等人[US6，596，079]教導了一種制造位錯密度小于10、rn^的GaN晶片或晶棒的方法。HVPE可能能夠進一步降低較厚的膜中的缺陷水平，但使整個晶片的缺陷水平小于104(^-2似乎不可能。已充分證實，在非GaN襯底上(或在本身在非GaN襯底上生長的GaN襯底上)生長的GaN的位錯密度隨著GaN層變厚而減小。即使GaN晶片從厚的HVPE生長晶棒上切下并用作其它生長的種晶，可預料到殘留的位錯和晶?；騼A斜晶界仍無限持續(xù)存在。Vaudo等人[Phys.Stat.Solidi(a)194,494(2002)]報導了在HVPE厚膜的晶粒中小于10、mJ的位錯密度，然而，可預料到晶粒之間的位錯密度(大多可能主要包括刃位錯)將明顯更高。另外，由于襯底和膜之間的熱膨脹失配，在HVPE晶片中存在應變。在生長之后襯底和膜冷卻時，這種應變造成彎曲。應變和彎曲的至少一部分在除去原始襯底之后仍然保留。可預料到出現在襯底中的螺位錯、應變和彎曲也會出現在沉積于該襯底形成光電或電子器件的外延層中。Melnik等人[USPatent6,613，143]披露了在SiC襯底上HVPE生長GaN的方法。這些發(fā)明人報導了采用在熱酸中進行濕化學腐蝕來測量缺陷密度。Melnik等人報導了，從1cm厚的晶棒上切下的晶片具有10-100cm-2的蝕坑密度，從5mm、7mm或9mm厚的晶棒上切下的晶片具有10-1000cm-2或100-10,000cm^的蝕坑密度。很可能Melnik等人報導的蝕坑密度事實上大大低估了這些材料中的位錯密度。Melnik等人的生長方法在一些細節(jié)上不同(例如使用SiC.襯底)，但總體上與大多數其它研究組采用的方法極為相像?；趫D9，對于約5至10mm厚的GaN層，可預料到105-106cm々的位錯密度，與Melnik等人報導的10-10,000cm—2的EPD值相對。盡管與圖1的數據10倍的偏差可能落在試驗與試驗之間以及研究組與研究組之間的觀測變化范圍內，但104(10cn^與105cm勺的倍數是完全不可信的。此外，已充分證實，GaN中的蝕坑密度可能大大低估了位錯密度，特別通過Melnik所用類型的酸處理測量時，例如相差10倍或以上。另外，Vaudo等人和Melnik等人通過HVPE生長的那類厚膜包含傾斜晶界，與使用單個種晶無關。通過HVPE生長的GaN厚膜的這種性質已有多位作者報導。傾斜晶界遍布于整個GaN晶棒持續(xù)存在，而與其厚度無關。例如，對于在包含傾斜晶界的GaN種晶上生長的GaN同樣如此，因為傾斜晶界源于襯底如SiC或藍寶石上的異質外延膜。其它廣泛應用的生長大面積、低位錯密度GaN的方法具有下述各種稱謂外延橫向過度生長(ELO或ELOG)、橫向外延過度生長(LEO)、選擇區(qū)域生長(SAG)、通過具有倒棱錐凹坑的外延生長的位錯消除(DEEP)，等等。在該方法的所有變體中，異質外延GaN生長均開始于襯底上的一維或二維陣列位置，這些位置被掩膜、溝槽等隔開。生長位置的周期或間距為3iam至100pm，典型地約10nm至20iim。單個的GaN微晶生長并隨后聚結。外延生長接著在聚結的GaN材料之上繼續(xù)進行，形成厚膜或"晶棒"。通常，在聚結的GaN材料上形成的GaN厚層通過HVPE來沉積。ELO法能夠顯著降低位錯密度，特別是掩膜上方區(qū)域中的位錯密度，通常降至約105-10、111-2的水平。然而，多種在ELO襯底上制造的器件具有至少約1(yVm、10-、m"的表面積且仍包含大量螺位錯。另外，ELOGaN襯底不是真正的單晶，盡管許多作者確稱ELO結構為單晶。各個單獨的GaN微晶構成晶粒，且通常在晶粒聚結的位置存在小角度晶界或傾斜晶界。小角度晶界或傾斜晶界表現為刃位錯陣列，并在GaN內造成橫向應變。結晶傾斜的幅度取決于掩膜和生長條件的具體情況，但通常至少存在與晶粒聚結相關的低程度傾斜。許多或大多數結晶傾斜在生長過程中直接形成，而不僅僅是熱膨脹失配的結果。傾斜晶界之間的間隔等于原始掩膜的周期或間距，或通常為約10-20(am。傾斜晶界將貫穿在這種襯底上生長的外延層無限持續(xù)存在。結果導致，如果在這種襯底上形成的器件的橫向尺寸大于約100)im,特別是大于約300甚至是大于約2000)im,則所述器件也將具有貫穿其中的傾斜晶界。例如由于存在傾斜晶界而在同質外延GaN基器件中造成的殘余應力或應變可能加速激光二極管、高功率發(fā)光二極管、高功率晶體管或其它器件的劣化。類似地，與傾斜晶界相關的位錯可能縮短高功率發(fā)光二極管、激光二極管和功率電子器件的壽命。圖12示出了這種影響的實例，顯示出激光二極管的壽命與位錯密度的關系。位錯導致器件壽命縮短可歸因于促使雜質擴散到活性層中或容易形成新的位錯。位錯可能起到非輻射復合中心的作用，進而降低發(fā)光二極管和激光二極管的發(fā)光效率。位錯還可能增加反偏壓漏電流，進而降低二極管、晶體管和光電探測器的性能。顯然，即使GaN基器件中僅存在單個位錯也可降低其性能和/或縮短其壽命。傾斜晶界結構和橫向應變貫穿整個晶棒持續(xù)存在，因而持續(xù)存在于從該晶棒上切下的各襯底中。換言之，從該晶棒上切下的襯底不是不含傾斜晶界和橫向應變的真正單晶。另外，GaN村底在室溫下可能在UV吸收和光致發(fā)光方面遭遇與"標準"HVPEGaN同樣的不足。GaN晶體生長的其它方法包括使用超臨界氨作為溶劑。一些研究組報導了在超臨界氨中生長極小的GaN晶體，特別是Kolis等人的"MaterialsChemistryandBulkCrystalGrowthofGroupIIINitridesinSupercriticalAmmonia",Mater.Res.Soc.Symp.Proc.495,367(1998),"CrystalGrowthofGalliumNitrideinSupercriticalAmmonia",J.Cryst.Growth222，431(2001),"SynchrotronwhitebeamtopographycharacterizationofphysicalvaportransportgrownA1NandammonothermalGaN",J.Cryst.Growth246,271(2002)中，以及Dwilinski等人的"AMMONOMethodofGaNandA1NProduction",DiamondRelat.Mater.7,1348(1998),"AMMONOMethodofBN,A1N,andGaNSynthesisandCrystalGrowth",MRSInternetJ.NitrideSemiconductorRes.3，article25(1997)，"OnGaNCrystallizationbyAmmonothermalMethod"ActaPhys.Pol.A90，763(1996),"GaNSynthesisbyAmmonothermalMethod"ActaPhys.PolonicaA88,833(1995)]。這些方法一般使用氨基化學物質(ammonobasicchemistry),并添力口選自A、ANHs或AX中至少一種的礦化劑，其中A為堿金屬原子，X為卣素。在存在NH3的情況下，堿金屬原子A通常反應形成ANH2+1/2H2,因而也視作是堿性的。然而，目前僅報導了位錯密度大于約10、m々的質量很差的小晶體或mm大小的晶體。另外，這些作者沒有披露利用溫度梯度分布優(yōu)化在種晶上的生長。最近，Dwilinski等人[USpatent6,656,615andPCTapplicationWO03/035945]披露了改進的GaN氨基生長方法，該方法包括利用化合物溫度梯度分布。這些作者教導了104-108cm—z或更小的位錯密度，但僅給出一個實例，聲稱在HVPE種晶之上約200-300)im厚的層中位錯密度為6x104cm-2?；谖诲e密度隨HVPEGaN層厚變化的公知原因，該值低估了實際的位錯密度，這可能歸因于分辨陰極射線致發(fā)光圖像中相鄰暗點的困難所造成的不完全統(tǒng)計。另外，Dwilinski等人沒有給出關于從GaN晶體中消除傾斜晶界的教導。在通過他們的方法生長的GaN晶體中，由于使用不可避免地含有傾斜晶界的HVPE種晶，因而一定會存在傾斜晶界。Dwilinski等人教導了將鎵或堿金屬加入到反應器中。由于與氨發(fā)生化學反應，這種添加將產生氫，這是所不期望，因為氫往往使壓力容器的壁變脆且不是GaN的有效溶劑。這些發(fā)明人教導了采用高達10kbar的壓力，但沒有教導實現這種高壓的有效方法，因為所披露的作為壓力容器的高壓釜僅能夠安全地達到5kbar的最大壓力。Dwilinsk等人的方法的另一局限性在于生長速度很慢，約0.2-3|im/hr。該速度與傳統(tǒng)的MOCVD達到的速度相當，并引起有關該方法的商業(yè)可行性的嚴重問題。Demazeau等人的法國專利FR2,796,657披露了，在0.05kbar至20kbar的壓力下，于100-600。C,以10-100。C的溫度梯度，在超臨界氨或肼中生長GaN的方法。Demazeau教導的達到這些條件僅有的裝置是塔特爾型冷密封壓力容器，該裝置是本領域公知的且限于5kbar至6kbar的最大壓力。如Jacobs和Schmidt在"HighPressureAmmonolysisinSolid-StateChemistry",Curr.TopicsMater.Sci.8,ed,byEKaldis(North-Holland,1982)中所述，標準壓力容器在使用NH3進行工作時限于約5kbar至6kbar的壓力，進而限制了最高溫度、反應速度以及結晶質量。因而，Demazeau沒有披露能夠達到較高壓力范圍的方法，且沒有示例大于1mm的GaN晶體。另夕卜，Demazeau沒有教導利用溫度梯度分布優(yōu)化在種晶上的生長。Purdy[US6,177,057和2003/0209191以及Cryst.GrowthDesign2，141(2002)]和Chen[Mater.Res.Bull.36,2155(2001)]教導了使用在氨中濃度為l-5摩爾％的酸性礦化劑NH4C1、NH4Br和NH4I用于GaN的生長。兩組作者主要關注于立方(閃鋅礦)GaN,而不是六方(纖鋅礦)GaN。然而，后者在較高的溫度下獲得。Purdy教導不使用NH4F作為礦化劑，引證其在液NH3中溶解度低且不可逆地形成GaF3。事實上，Kolis[Mater.Res.Soc.Symp.Proc.495,367(1998)]報導了使用NH4F作為礦化劑時明顯不可逆地形成未知絡合物，且沒有觀察到任何GaN的生長。D'Evelyn等人的US6,398,867披露了，在高于5kbar的壓力和高于550。C的溫度下，以5。C-300。C的溫度梯度，在超臨界流體中GaN的溫度梯度再結晶方法。這些作者沒有教導利用溫度梯度分布優(yōu)化在種晶上的生長，也沒有示例小于10、n^的位錯密度。通過所有已知的方法生長的氮化鎵包含本征缺陷，這些本征缺陷可降低晶體和生長于晶體之上的器件的性能。一種常常出現的本征缺陷為Ga空位，在n型GaN中Ga空位構成深的、補償施主的三元受主。原則上，氫可與鎵空位結合，將周圍1-4個N原子上的懸鍵封端，形成N-H鍵，標記為VGaH、VGaH2、VGaH3和VcaH4。預計與Ga空位相關的N-H鍵具有3100cm"至3500cm"的振動頻率且十分穩(wěn)定[C.VandeWalle，Phys.Rev.B56,R10020(1997)]。然而，已知的GaN晶體生長方法沒有提供通過氫化鈍化Ga空位的方法。例如，通過HVPE生長的300-400iam厚的GaN樣品的紅外透射譜顯示在2850cm"和2915cm"附近存在與其它缺陷相關的弱吸收特征，但沒有觀察到介于3100cm"至3500cm"之間可能屬于氫化Ga空位的吸收特征。已知稀土金屬摻雜的GaN產生光。例如，Lozykowski等人[US6,140,669]教導了通過注入離子、MOCVD或MBE將稀土離子引入GaN層并于1000°C或以上進行退火。Birkhahn等人[US6,255,669]教導了使用稀土離子或鉻摻雜的GaN層制造發(fā)光二極管。然而，這些發(fā)明關注于薄的GaN外延層，而不是體晶體。本領域還未獲知基本不含傾斜晶界且位錯密度小于104cm-2或100cm—2的發(fā)光的體GaN或同質外延GaN的生長。
發(fā)明內容根據本發(fā)明的一個方面，提供氮化鎵單晶，該氮化鎵單晶的至少一個尺寸為至少約2.75毫米，具有小于約104cn^的位錯密度且基本不含傾斜曰哭日日介。根據本發(fā)明的另一方面，提供氮化鎵單晶，該氮化鎵單晶的至少一個尺寸為至少約2.75毫米且基本不含傾斜晶界，其中該單晶的光致發(fā)光i普在晶體溫度為300K時峰值位于光子能量為約3.38至約3.41eV之處。根據本發(fā)明的另一方面，提供形成氮化鎵單晶的方法。該方法包括(a)在腔室的第一區(qū)域中提供形核中心；(b)在腔室的第二區(qū)域中提供包括氮化鎵的源材料；(c)在腔室中提供溶劑；(d)使腔室增壓；(e)建立并保持第一溫度分布，以使溶劑在腔室的第一區(qū)域中過飽和且在形核中心和源材料之間存在第一溫度梯度，使得氮化鎵晶體在形核中心上生長；以及(f)在腔室中建立第二溫度分布，以使溶劑在腔室的第一區(qū)域中過飽和且在形核中心和氮化鎵源材料之間存在第二溫度梯度，使得氮化鎵晶體在形核中心上生長，其中第二溫度梯度的幅度大于第一溫度梯度，且在第二溫度分布下的晶體生長速度大于在第一溫度分布下的生長速度。根據本發(fā)明的另一方面，提供形成氮化鎵單晶的方法。該方法包括(a)在具有第一端的腔室的第一區(qū)域中提供形核中心；(b)在具有第二端的腔室的第二區(qū)域中提供氮化鎵源材料；(c)在腔室中提供溶劑；(d)使腔室增壓至5kbar至80kbar的壓力；(e)建立并保持平均溫度介于約550°C至約1200°C之間的第一溫度分布，以使溶劑在腔室的第一區(qū)域中過飽和且在第一端和第二端之間存在第一溫度梯度，使得氮化鎵晶體在形核中心上生長；以及(f)在腔室中建立平均溫度介于約550。C至約1200。C之間的第二溫度分布，以使溶劑在腔室的第一區(qū)域中過飽和且在第一端和第二端之間存在第二溫度梯度，使得氮化鎵晶體在形核中心上生長，其中第二溫度梯度的幅度大于第一溫度梯度，且在第二溫度分布下的晶體生長速度大于在第一溫度分布下的晶體生長速度。根據本發(fā)明的另一方面，提供形成氮化鎵單晶的方法。該方法包括(a)在具有第一端的腔室的第一區(qū)域中提供形核中心；(b)在具有第二端的腔室的第二區(qū)域中提供氮化鎵源材料；(c)在腔室中提供溶劑；(d)使腔室增壓；(e)建立并保持第一溫度分布，以使第一端和第二端之間存在第一溫度梯度；以及(f)在腔室中建立第二溫度分布，以使溶劑在腔室的第一區(qū)域中過飽和且在第一端和第二端之間存在第二溫度梯度，使得GaN晶體在形核中心上生長，其中第一溫度梯度為零或符號與第二溫度梯度的符號相反。圖1是根據本發(fā)明優(yōu)選實施方案用于制備氮化鎵單晶的封殼的截面示意圖。圖2是根據本發(fā)明優(yōu)選實施方案用于制備氮化鎵單晶的壓力容器的截面示意圖。圖3是根據本發(fā)明優(yōu)選實施方案的GaN晶體的一組光致發(fā)光光語。圖4是在包含位錯的c取向種晶上生長的體GaN中的位錯的演變示意圖。圖5是在包含傾斜晶界的c取向種晶上生長的體GaN中的傾斜晶界的演變示意圖。圖6是具有切口(cutout)的GaN種晶的示意圖，借助于切口即使種晶存在缺陷也能夠生長大面積的低位錯密度晶體。圖7是具有(a)簡單磨邊(simply-groundedge);(b)削角邊；或(c)倒圓邊的GaN晶片的邊緣的示意圖。圖8示出示例性體GaN襯底的紅外光譜。圖9示出近似位錯密度隨通過HVPE生長的GaN膜的厚度變化的曲線圖。圖IO是通過本發(fā)明的方法生長的GaN晶體的照片。圖11是通過本發(fā)明的方法生長的另一GaN晶體的照片。圖12是激光二極管壽命與位錯密度的關系曲線圖。具體實施例方式現詳細參照本發(fā)明的優(yōu)選實施方案。在任意可能的情況下，始終使用相同的標記表示相同或類似的部分。如本文所用，術語"包括氮化鎵的結晶組合物"可與"包括氮化鎵的晶體"互換使用。結晶組合物缺陷是指下列中的一種或多種點缺陷，例如空位、間隙和雜質；一維線缺陷，例如位錯(刃位錯、螺位錯、混合位錯)；二維面缺陷，例如傾斜晶界、晶界、解理點和解理面(cleavagepointandsurface);以及三維擴展在失陷(three-dimensionalextendeddefect),例如孑U承、蝕》亢(pit)和裂纟丈。缺陷可能是指前述中的一種或多種，除非上下文或表述表明主體為缺陷的特定子集。"不含二維缺陷"可與"不含傾斜晶界，，或"基本不含傾斜晶界"互換使用，這表示，結晶組合物可含有極少量的傾斜晶界或者含有的傾斜晶界可具有使其不易被TEM或X射線衍射檢測到的傾斜角；或者結晶組合物可包括彼此遠隔例如至少1毫米或更大確定距離的傾斜晶界。因而，"不含"或"基本不含"可與術語組合使用，并且可包括仍視為不含被修飾術語的極少量或痕量，"不含"或"基本不含"還可包括完全沒有被修飾的術語。如本文所用，梨晶可與晶棒互換使用，表示在最小厚度(z尺寸)為0.2cm的情況下體積大于0.2cn^的晶體。13如本文所用，"黑色"晶體是指對于190nm至700nm的波長范圍光吸收率為至少93%的晶體。如本文所用，"近帶邊光致發(fā)光"是指在0.2eV的帶邊內出現的發(fā)光。如本文所用，術語磁性是指從順;茲性至鐵》茲性的性質。如本文所用，使用可商購的x射線衍射儀測量沿晶粒Q)方向的(0002)反射的x射線搖擺曲線半高寬。在一種實施方案中，入射在樣品上的x射線束具有約1至2毫米的直徑。在一種實施方案中，探測器的入射狹縫敞開，達到約2至3毫米的接收孔徑。在一種實施方案中，使用對稱的(0002)反射，測量x射線搖擺曲線半高寬。在另一實施方案中，使用不對稱反射，例如(10h)、(10^4)、(1(^5)、(2t)5l)或(1154)，測量x射線搖擺曲線半高寬。在第III族半導體晶體中，具有三個由符號x、y、w表示的尺寸，w為厚度，x和y為垂直于w的晶面的尺寸。對于圓形或環(huán)形晶體，x二y-結晶組合物的直徑。如本文所用，術語"第m族氮化物半導體晶體"或"結晶組合物"或"包括氮化鎵的結晶組合物"是指由AlxInyGa,—x—yN表示的GaN、A1N、InN、AlGaN、InGaN及其合金，其中0^x^1，0^y^l且0^x+y^1。如本文所用，術語"包括氮化鎵的結晶組合物"可與"包括氮化鎵的晶體"、"氮化鎵晶體"或"GaN晶體"互換使用。本發(fā)明人發(fā)現GaN在超臨界氨和其它超臨界GaN溶劑中非常容易形核，使得再結晶產生許多小晶體，而不是一個大晶體。盡管可通過現有技術中已知的方法生長小的高質量GaN晶體，但還未通過這些方法生長出大于2.75mm(x或y尺寸)且位錯密度小于104cm-2的高質量晶體。本發(fā)明人發(fā)方法能夠克服這些局限性。根據本發(fā)明的實施方案，基本不含晶粒和傾斜晶界的真正的氮化鎵單晶可由直徑為至少2.75mm的單核合成以及生長。單晶可以是n型的、導電的、光學透明的、不含橫向應變和傾斜晶界的，且具有小于約104cm-2的位錯密度。優(yōu)選地，位錯密度小于約103cm-2。在另一實施方案中，位錯密度小于約lOOcm-2。在一種實施方案中，單晶為p型的；在另一實施方案中，單晶為半絕緣的。在另一實施方案中，單晶為磁性的；在再一實施方案中，單晶發(fā)光；在再一實施方案中，單晶具有光吸收性或為黑色。在一種實施方案中，晶體包含某種形式的氫，該種形式的氫引起位于3175cm"附近且單位厚度吸收率大于約0.01cm"的紅外吸收峰。在另一實施方案中，襯底包含大于約0.04ppm，通常為約0.04ppm至1ppm的氟。在一種實施方案中，晶體摻有濃度為約10"cm-3至約1021011-3的Be、C、O、Mg、Si、H、Ca、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ge、Zr、Hf或《希土金屬中的至少一種?？稍谶^熱流體溶劑中在高溫高壓下通過溫度梯度再結晶法生長這種大的高質量氮化鎵單晶。該晶體為真正的單晶，即沒有傾斜晶界。可在過熱流體，包括但不限于氨、肼、曱胺、乙二胺、蜜胺或其它含氮流體中通過溫度梯度再結晶生長這些晶體。源材料可包含鎵和氮，例如可為氮化鎵結晶粉末的形式?？墒褂闷渌问降脑床牧希鐔尉Щ蚨嗑aN、單晶或多晶A1N、非晶氮化鎵或氮化鎵前體如金屬鎵或鎵的化合物?？赏ㄟ^本領域已知的多種方法生長單晶或多晶A1N或GaN。還可使用其它形式，例如非晶A1N或A1N前體如金屬Al或Al的化合物，或者非晶GaN或GaN前體如金屬Ga或Ga的化合物。優(yōu)選的是，源材料包括一種或多種粒子，所述粒子具有足夠大的尺寸以致不能夠通過下述隔板中的開口，如以下更詳細的描述，其中隔板將源材料所在的源區(qū)域與形核中心所在的晶體生長區(qū)域隔開。在生長非GaN的氮化物的一種實施方案中，源材料的氣含量保持低于約1重量％。例如，第m族氮化物的形核可在封殼的晶體生長部分上沒有種晶例如容器壁的一部分或具有非氮化物種晶例如藍寶石的成核中心處誘發(fā)。然而，優(yōu)選提供氮化鎵種晶，因為工藝較容易控制且所生長的晶體質量較高。適宜的種晶可以是GaN基或非GaN基種晶?？墒褂猛耆上嗤牡镄纬傻姆N晶，因而易于控制且所生長的結晶組合物的質量可能相對較高。在生長A1N的一種實施方案中，可在具有非A1N種晶如碳化硅的單元的晶體生長部分上誘發(fā)形核，但如果提供A1N種晶，則工藝更易于控制。適宜的GaN基種晶可包括通過HVPE、升華或金屬有機化學氣相沉積(MOCVD)中的至少一種生長的獨立的氮化鎵膜，或者按照前面的操作在過熱流體中生長的結晶組合物?？墒褂酶鞣N類型的A1N種晶生長A1N，包括非A1N襯底如藍寶石或SiC上的外延A1N層，通過HVPE或MOCVD生長的獨立的A1N膜，通過升華/再結晶生長的A1N晶體，或者按照前面的操作在超臨界流體中生長的晶體。如果沒有使用非完全由氮化鎵形成的種晶，則適宜的非GaN種晶可包括藍寶石或碳化硅。在一種實施方案中，非GaN基種晶在生長表面上可預包覆氮化鎵層。適宜的經包覆種晶可包括非GaN襯底上的外延氮化鎵層。無論是GaN基還是非GaN基，種晶均可包含大于約0.04ppm或約0.04ppm至約1ppm的氟。種晶可包括大于約0.04ppm或約0.04ppm至約1ppm的氯。在一種實施方案中，種晶基本不含卣素。種晶的至少一個尺寸x或y優(yōu)選大于1毫米并且具有基本不含傾斜晶界且位錯密度小于約108cm-2，優(yōu)選小于約10、111-2的高品質。由于生長在所有露出的表面上進行，因而種晶可具有任意結晶取向。由種晶生長的晶體通常主要終止于(oooi)、(oooi)和(iioo)面，并且所有取向均可用于種晶表面。在本發(fā)明的方法中，(u5o)面通?？焖偕L并且還構成有利的種晶表面取向。在一種實施方案中，所生長的GaN晶體的結晶取向可與(oooi)取向、(oooi)取向、(IO化)取向、(1150)取向和(10il)取向之一相差約10°以內。在一種實施方案中，所生長的GaN晶體的取向可與這些取向之一相差約5°以內。所生長的GaN晶體或GaN晶片的結晶度的標準計量由(0002)反射的x射線衍射搖擺曲線測量結果提供。隨本發(fā)明方法的GaN晶體和晶片的(o變化的(0002)衍射強度半高寬(FWHM)通常小于約50弧度-秒。在優(yōu)選實施方案中，GaN種晶具有小于10、n^的位錯密度且基本不含傾斜晶界(也稱作小角度晶界)，進而形成同樣具有小于約104，—2的位錯密度且基本不含傾斜晶界的GaN晶體。在另一實施方案中，GaN種晶包含一個或多個傾斜晶界。例如，通過HVPE生長的GaN晶體可用作種晶。這種方法提供獲得大面積種晶的便捷途徑。然而，通過HVPE生長的GaN晶體通常具有1050^2至108(^-2的位錯密度。另外，異質外延形成鑲嵌結構，且隨著異質外延膜厚度的增加(例如大于1mm)，厚膜中存在的傾斜晶界變得愈加明顯。根據本發(fā)明在具有傾斜晶界的種晶上生長的體氮化鎵單晶也包含傾斜晶界?？赏ㄟ^下述步驟，由位錯密度為約105(^-2至108011-2且具有傾斜晶界的種晶生長基本不含傾斜晶界的位錯密度小于約10、n^的氮化鎵晶體。通過適當的控制溶劑填充、礦化劑濃度、溫度和溫度梯度，在種晶上同時出現沿C方向(即沿C軸的<0001〉和<0001>)和垂直于C方向的生長。沿C方向生長的體GaN中的位錯密度410可明顯降低。例如，如圖4所示，在每平方厘米包含約107cm^位錯的c取向種晶402之上生長300-800pm厚的層使得在種晶之上的區(qū)域404中的GaN晶體具有約l-3xl(^的位錯。然而，如圖4所示，相對于c取向種晶402橫向生長的體GaN406每平方厘米具有小于104011-2，優(yōu)選小于103。111-2，甚至更優(yōu)選小于100cn^的位錯。如圖5所示，c取向種晶502中存在的傾斜晶界510在生長過程中沿c方向傳播，進而使得在種晶504上方生長的體GaN中的晶粒結構可能與種晶502中的晶粒結構類似。然而，如圖5所示，在橫向生長的體GaN中，傾斜晶界510可向外傳播，進而產生隨著晶體變大而逐漸變大的不含傾斜晶界510的晶疇520。傾斜晶界510的位置可通過本領域公知的方法例如x射線衍射、x射線物相照片(x-raytopography)或簡單的光學反射測定，可以從完全不含傾斜晶界的橫向生長的GaN上切割新的種晶。由新的種晶生長的體GaN基本不含傾斜晶界并具有小于104cm-2，優(yōu)選小于103cm—2,甚至更優(yōu)選小于100cm—2的位錯密度?？赏ㄟ^下述步驟，使用具有較高位錯密度的種晶，制備位錯密度小于104cm—2,優(yōu)選小于103cirf2,甚至更優(yōu)選、于100cm—2的較大面積的氮化鎵晶體。例如借助于激光切割在種晶中布置孔、切口或曲折圖案。圖6示出了這種種晶610的實例?？?、切口或其它圖案例如可以為圓形、橢圓形、正方形或矩形。在優(yōu)選實施方案中，如圖6所示，槽縫602或曲折切口604的縱向尺寸沿大致平行于(10i0)(m晶面)的方向。沿該取向出現穩(wěn)定的生長前沿，進而平穩(wěn)地填充槽縫602或空隙606。按照這種方式，橫向生長612可在晶體的中部而不是周邊進行，從而即使使用位錯密度較高(高于106cm,的種晶仍生成位錯密度極低(低于104cm勺的大晶疇608。該過程可重復進行。通過上述方法生長的晶體包含具有較低和極低位錯密度的區(qū)域。可將晶體的位錯密度較高的區(qū)域切下并重新將該結晶組合物用作種晶。橫向生長612再次填充含有位錯密度極低的材料608的切口602區(qū)域。按照這種方式可生成在其超過80%的面積上位錯密度小于104cm—2且優(yōu)選小于100crrf2的大面積氮化鎵晶體。這些晶體在橫向生長材料中的聚結區(qū)域處包含傾斜晶界，但可使傾斜晶界之間的間隔大于2.75mm、5mm、10mm、25mm或更大。通過這些橫向生長方法，沿種晶的周邊或使用圖案化的種晶，可生成單晶晶粒的至少一個尺寸x或y為至少2.75mm或5mm、10mm、25mm，或大到600mm的氮化鎵晶體。使用從這種晶體上切下的晶片作為襯底能夠制造基本不含傾斜晶界的大面積同質外延GaN基電子器件或光電器件。將源材料和一個或多個種晶(如果使用)置于壓力容器或封殼，借助于多孔隔板將所述壓力容器或封殼分隔為至少兩個區(qū)域。示例性封殼如2002年1月31日提交的D'Evelyn等人的名稱為"HighTemperaturePressureCapsuleForProcessingMaterialinSupercriticalFluids，，的美國專利申"i青No.09/683,659中所述，在此引入其全部內容作為參考。圖1示出了示例性封殼100。封殼100包括壁102,可將所述壁102密封以包圍封殼100的腔室104。將腔室分為由多孔隔板110隔開的第一區(qū)域108和第二區(qū)域106。在結晶生長期間，封殼100容納被隔板110隔開的種晶120或其它形核中心以及源材料124。例如源材料124和種晶120可分別位于第二區(qū)域106和第一區(qū)域108。封殼100還容納溶劑材料130。在隨后所述的生長過程中，所生長的晶體132在種晶120上生長，溶劑處于過熱狀態(tài)。隔板110例如可包括其上具有多個孔的板或編織金屬織物(wovenmetalcloth)。隔板110的開口面積部分可為1%至50%,優(yōu)選約5%至約40%。如果封殼100的較冷部分位于較熱部分之上，使得自對流(self-convection)攪動過熱流體，則培養(yǎng)基從源材料124向種晶120或所生長的結晶組合物132的輸送在過熱流體形式的溶劑中得到優(yōu)化。在一些溶劑中，第III族氮化物的溶解度隨著溫度的升高而增大，在這種情況下，應將源材料124置于封殼的下方較熱的部分并將種晶120置于封殼的上方較冷的部分。例如優(yōu)選借助于穿過種晶所鉆取的孔的線150將種晶120懸掛起來，從而使晶體得以沿所有方向生長，而受到壁102或其它物質最低程度的干擾。可借助于激光、金剛石或磨鉆、或者超聲鉆鉆孔。可供選擇地，可通過繞種晶一端束縛的線將種晶120懸掛起來。然而，對于一些溶劑，第in族氮化物的溶解度可隨著溫度而減小。在這種情況下，應將種晶120置于封殼的下方較熱的部分并將源材料124置于封殼上方較冷的部分。優(yōu)選將源材料124置于多孔吊籃140中，該多孔吊籃140偏離隔板110而不與隔板110直接接觸，因為后一種布置可能阻礙穿過隔板110輸送流體和營養(yǎng)。還可將礦化劑添加到封殼100中，以提高第III族氮化物在溶劑中的溶解度，所述礦化劑可與源材料124—起添加或單獨添加。礦化劑可包括下列中的至少一種(i)石威金屬和i威土金屬氮化物，例如Li3N、Mg3N2和Ca3N2;(ii)氨化物，例如LiNH2、NaNH2和KNH2;(iii)尿素和相關化合物；(iv)銨鹽，例如NH4F和NH4C1;(v)稀土金屬面化物，碌u化物或硝酸鹽，例如CeCl3、NaCl、Li2S或KN0"(vi)疊氮鹽，例如NaN"(vii)其它鋰鹽；(viii)鹵化物、硫族化物或硝酸鹽，例如NaCl、LbS或KN03;(ix)上述的組合；(x)上述中的至少一種與A1N、Al、Ga、GaN、In、InN及其組合中的任一種進行化學反應形成的化合物；(xi)上述中的至少兩種相互進行化學反應形成的化合物，例如NasAlF6。在一種實施方案中，礦化劑包括HX、NH4X、MX3或這些物質中的至少兩種反應或與氨反應形成的化合物中的至少一種，其中X為卣素(F、Cl、Br、1)，M為第III族金屬(B、Al、Ga、In)。在一種實施方案中，NH4F和NH4C1作為氨熱GaN生長(具體地，在大于550°C的溫度和大于5kbar的壓力下)的有效礦化劑。不受理論的限制，如以下式(l)所示，認為通過HX與MN反應形成MX3和氨來進行傳輸，其中NH4X可視為溶于氨的HX:畫+3HX=MX3+NH3(1)。因而傳輸物質是可能被氨溶劑化的MX3。在NH4F的情況下，原料溶解出現在單元的冷端，晶體生長出現在單元的熱端。換言之，由式(l)所示的反應是放熱的，從而在低溫下右側更穩(wěn)定的物質占據優(yōu)勢，在較高的溫度下平衡向左側移動。與這種構思一致，在晶體生長完成時，發(fā)現單元中填有白色針狀物，通過x射線衍射證實該白色針狀物包括GaF3(NH3)2和(NH4)3GaF6，可根據文獻獲知它們的結構。與之相對，在NH4C1的情況下，原料溶解出現在單元的熱端，晶體生長出現在單元的冷端。換言之，式(l)所示的反應是吸熱的，從而在低溫下左側更穩(wěn)定的物質占據優(yōu)勢，在較高的溫度下平衡向右側移動。與這種構思一致，在晶體生長完成時，發(fā)現單元中填有白色粉末，該粉末主要包括NH4C1且僅有痕量的含鎵化合物。考慮到純物質的反應自由能，可一定程度上理解礦化劑NH4F和NH4C1在氮化鎵晶體生長中的表現，其中忽略HX和MX3兩者溶劑化的自由能，包括結晶MX3的晶格能(顯然在溶液中不存在)。表1示出了選定的結果，所述結果部分地受限于所涉及的一些化學物質的形成自由能的可獲性。表1選定的礦化劑傳輸反應的反應自由能AG。(kJ/mo1)。數據來自LBarin，并對GaN的形成焓進行校正[Ranadeetal.，J.Phys.Chem.B104,<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>檢驗表1中的第二列，注意到簡化的熱力學結果正確預測了低溫下產物(GaF3+NH3)的穩(wěn)定性和高溫下反應(l)向左側移動即GaN沉積的趨勢。比較第二和第三列，注意到簡化的熱力學結果還正確預測了與形成氟化鎵相比形成氯化鎵的趨勢降低。然而，關于形成氯化鎵的極有限的數據表明，反應(l)在高溫下向左側移動。所預測的表現與氟化物的趨勢類似，但與試驗觀測結果矛盾，因為利用這種化學反應時GaN晶體的生長出現在冷端。第三列的趨勢在溫度大于600K時逆轉，或者在該簡化分析中忽略的氨溶劑化的熱力學結果在HF和HC1與氟化鎵和氯化鎵之間變化，足以隨溫度反轉整個平衡和趨勢。表1中的第四列和第五列具體地通過與GaN的觀測理論和試驗趨勢進行比較，了解AIN的氨熱晶體生長。比較第四列和第二列，可知A1F3的形成比GaF3的形成明顯有利，盡管兩者的穩(wěn)定性在高溫下均降低。因而A1F3的形成在適當的溫度下可能有效地不可逆，且A1N的晶體生長無效。然而，在大于約1200°C的溫度下，NH4F可作為AIN晶體生長的有效礦化劑。檢驗第五列，可知A1C13的形成不像A1F3那樣有利，但似乎粗略地與GaCl3的形成結果的外推相當。因而，可斷定NH4C1為A1N氨熱晶體生長的有效礦化劑。第五列的數據表明，A1N晶體生長出現在熱端。然而，類比于針對GaN觀測到的相反表現，可預料到A1N晶體生長實際出現在冷端。冷端的晶體生長對于控制氨熱晶體生長過程的有利之處可能在于可較容易地減少或消除壁面形核。比較第四列和第五列，可知與純的卣化物相比，混合鹵化物如A1FC12的形成應具有介于中間的形成自由能。NH4F&NH4C1中的稀混合物作為礦化劑，鑒于熵的因素，可推動這種物質的形成。因而，在一種實施方案中，使用NH4F在NH4C1中的稀混合物作為礦化劑，生長A1N晶體。綜合這些結果，如果純MX3傳輸物質的形成過于穩(wěn)定，鑒于在所需的溫度范圍內基本不可逆地形成，可通過將NH4X稀釋于NH4Y作為礦化劑，獲得改善的礦化作用，其中MY3的形成不如MX3的形成有利。相反，如果純MY3傳輸物質的形成不夠穩(wěn)定，鑒于在所需的溫度范圍內在極低的濃度下形成，可通過混合NH4Y與NH4X作為礦化劑獲得改善的礦化作用，其中MX3的形成比MY3的形成有利。表1中的第六列表明，NH4Cl是InN晶體生長的有效礦化劑。如果InCl3的形成在平衡常數極強的情況下進行，則可使用NH4C1與NH4F、NH4Br或NH4I中一種或多種的混合物作為礦化劑。在優(yōu)選實施方案中，使用氨作為過熱流體溶劑130,使用氟化氨NH4F、氟化鎵GaF3或者HF、NH3、Ga和GaN之間進行化學反應生成的至少一種化合物作為礦化劑。這種組合提供的優(yōu)勢在于，GaN的溶解度較高，同時，特別是封殼由銀制成時，對封殼沒有過度地腐蝕。在這種情況下，GaN的有效溶解度隨溫度而減小。不受理論的限制，本發(fā)明人認為GaN與礦化劑和溶劑進行化學反應，生成包括鎵、氟、銨離子和氨的絡合物，該絡合物可溶于過熱氨。絡合物的形成是可逆的，形成時的平衡常數隨溫度而減小，使得較高的溫度有利于自由GaN的形成且GaN的有效溶解度隨溫度而減小。在晶體生長隨著該化學反應而終止之后，通常發(fā)現封殼中填有白色針狀晶體。X射線衍射分析表明，所述晶體包括GaF3(NH3)2和(NH4)3GaF6，它們的結構可從文獻中獲知。任選地，還向封殼100中添加摻雜劑源(dopantsource)，以提供n型、半絕緣、p型、磁性、發(fā)光或光吸收氮化鎵晶體或改變帶隙。外來雜質如氧或碳通常使晶體為n型。可將摻雜劑例如O、Si或Ge(n型)，Be、Mg或Zn(p型)以雜質的形式添加到第III族氮化物源材料中?？晒┻x擇地，可以金屬、鹽或無機化合物(例如Si、Si3N4、InN、SiCl4、BeF2、Mg3N2、MgF2、Zn、ZnF2或Zn3N2)的形式添加摻雜劑。添加Al和/或In將相對于純的GaN增大或減小帶隙。這種摻雜晶體在本文中仍稱作氮化鎵，盡管其可能包含大量Al和/或In?？深A料到摻雜劑總濃度小于約1015cm's至約1016ci^3的GaN晶體是半絕緣的。然而，通常無意雜質的濃度高于1016cm—3,這種晶體是n型的。可通過摻雜Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni或Cu中的至少一種，獲得半絕緣的GaN晶體。在優(yōu)選實施方案中，通過摻雜Fe或Co,生成半絕緣的GaN晶體?？赏ㄟ^摻雜某些過渡金屬例如但不限于錳，獲得磁性GaN晶體。可通過摻雜某種過渡金屬或稀土金屬如Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zr、Hf、Pr、Eu、Er或Tm，獲得發(fā)光的GaN晶體。過渡金屬或稀土金屬摻雜劑可以是源GaN中雜質的形式或者金屬單質、金屬鹽或無機化合物形式的添加劑，例如Fe、Co、CoF2、CrN或EuF3，可單獨添加或與一種或多種附加摻雜劑如O、Si、Mg、Zn、C或H進行組合。源GaN中可存在濃度為約1015cm-3至約1021cn^的所述添加劑。根據添加劑的等同性(identity)和濃度，GaN晶體可以是吸光的，即為黑色。例如摻雜大量Co的GaN晶體為黑色，在使用氮激光器進行照射時不產生可見的光致發(fā)光。在一種實施方案中，將原材料(源氮化鎵、礦化劑和溶劑)和封殼中的雜質水平限制為適當的低水平，以使不良摻雜劑如氧的濃度保持合格水平。例如，通過使原材料和封殼中總的氧含量相對于最終晶體的重量低于15份/百萬份，在所生長的晶體中可達到低于3xl0"cm—s的氧濃度，通過使原材料和封殼中總的氧含量低于1.5份/百萬份，可達到低于3x1017cm—s的雜質水平。體系(原材料、容器)中存在氧不利于氮化物的氨熱生長。在現有技術中觀察到在氨熱生長的GaN中氧含量大于1018cm—3,大于1019cm—3，甚至大于102('cnf3。在本發(fā)明的一種實施方案中，注意到，與生長GaN的情況相比，在生長A1N和InN的情況下，氧的作用更為不利。根據純物質的形成自由能，在以下表2中示出了氨可容易地還原第m族金屬氮化物的情況。數據獲自I.Barin,并對GaN的形成焓進行了校正[Ranadeetal.,J.Phys.Chem.B104，4060(2000)]。表2所選氧化還原反應的反應自由能AG°(kJ/mol)<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>如表所示，在約900K及以上的溫度下，氨可容易地將氧化鎵還原為氮化鎵，與下述觀測結果定性相符即使原材料中存在大量氧或氧化物，仍可氨熱生長GaN。然而，在這些溫度下氨均不易還原氧化鋁或氧化銦，這令人驚奇，因為隨著在周期表中按列向后推移(A1-Ga-In)，給定反應類型的熱力學性能可單調變化。因而，當原材料的氧含量小于1%，或甚至小于0.1%、小于0.01%、小于0.001%(10ppm)或小于1ppm時，獲得改善的結果。在一種實施方案中，為了將不良摻雜劑例如氧的濃度降至合格水平，可將一種或多種吸氣劑添加到封殼中。對于非氟化物礦化劑例如NH4C1，適宜的吸氣劑包括堿土金屬、Sc、Ti、V、Cr、Y、Zr、Nb、Hf、Ta、W、稀土金屬和它們的氮化物或鹵化物。當使用NH4F、HF、GaF3和/或它們與NH3和GaN的反應產物作為礦化劑(在本文中也稱作酸性氟化物礦化劑)時，反應性強的金屬將趨于形成氟化物，該氟化物不與體系中的水或氣反應。然而，金屬化合物可能具有下述性質在晶體生長條件下，金屬氟化物與水反應生成金屬氧化物和HF的自由能為負值且低于GaF3與水進行相應反應的自由能。適宜與酸性氟化物礦化劑一起使用的吸氣劑包括CrF3、ZrF4、HfF4、VF4、NbF5、TaFs和WF6。在一種實施方案中，礦化劑相對于溶劑的濃度可介于0.5摩爾％至5摩爾o/。之間。本發(fā)明人發(fā)現，酸性礦化劑例如NH4F和NH4C1在氨中的濃度大于0.5摩爾％、1摩爾％、2摩爾％、5摩爾％、10摩爾％、20摩爾％、50摩爾％或更大濃度時可能是有效的。在NH4F的情況下，溶解氮化鎵的濃度，即在結晶組合物生長條件下可視為溶解的絡合物中存在的鎵的濃度，可近似與至少高達25摩爾％的礦化劑濃度成正比，氮化鎵結晶組合物的生長在這種條件下可能極為有效。氨中的礦化劑濃度高于20摩爾％具有下述增益將溶劑的壓力降至給定的填充水平(filllevel)，進而降低對壓力容器的力學要求。封殼IOO填充有溶劑130,該溶劑130包括處于工藝條件下的過熱流體，例如氨、肼、曱胺、乙二胺、蜜胺或其它含氮流體。在優(yōu)選實施方案中，使用氨作為溶劑130。封殼內25%至100%或優(yōu)選70%至95%的自由空間，即未被源材料、一種或多種種晶和隔板占據的空間，填充有溶劑130,并將封殼100密封。根據溶于過熱流體溶劑的礦化劑的濃度，在晶體生長條件下，過熱流體溶劑可以是超臨界的或者亞臨界的。例如，氨分別具有132。C和113bar的臨界溫度和壓力?？深A料到NH4F的相應值與NH4C1的值相同，為約882°C和1635bar?？深A料到NH4F的氨溶液的溫度和壓力的臨界值介于組成NH4F和氨的臨界溫度和壓力之間。溶液中存在的包含第III族元素的絡合物還將改變過熱流體的狀態(tài)方程和臨界值。例如，在上述2002年1月31日提交的D'Evelyn等人的美國專利申請No.09/683659中描述了填充和密封封殼的方法。例如，可將封殼100冷卻至溶劑130為液體或固體的溫度。在封殼IOO充分冷卻之后，隨即使溶劑源與封殼100的開放腔室流體連通并借助于收縮或注入將溶劑引入此時開放的腔室。在將所需量的溶劑130引入開放腔室之后，將該腔室密封。例如可通過使壁102的一部分沖壓脫離或塌陷以形成焊接的方式將腔室密封。將密封封殼100置于容器中，該容器能夠形成約550°C至約3000°C或優(yōu)選約550°C至約1200°C的溫度和約5kbar至約80kbar或優(yōu)選約5kbar至約20kbar的壓力。2002年1月31日提交的D'Evelyn等人的美國專利申請No.09/683658中描述了示例性壓力容器，在此引入其全部內容作為參考。圖2示出了帶有封閉封殼100的壓力容器210。圖2所示的壓力容器210包括具有壓模的液壓機?？晒┻x擇地，壓力容器可包括如上述美國專利申^TNo.09/683658所述的多砧壓才幾或壓才莫和補強端部凸纟彖。壓力容器210包含通過壓模204以及上下密封件220、222封閉的液壓介質214。液壓介質例如可為NaCl、NaBr或NaF。壓力容器210包括用于對封殼100的加熱進行控制的功率控制系統(tǒng)216。功率控制系統(tǒng)216包括加熱封殼100的加熱元件218和控制加熱元件218的控制器222。功率控制系統(tǒng)216還優(yōu)選包括鄰近封殼100的至少一個溫度傳感器224以用于生成與封殼100相關的溫度信號。壓力容器210優(yōu)選布置成在封殼腔室內建立溫度分布，即溫度作為在封殼腔室內所處位置的函數，包括封殼100內的溫度梯度。在一種實施方案中，可通過將封殼100放置在較接近單元(壓力容器210內的區(qū)域)一端而較遠離另一端的位置，實現溫度梯度。可供選擇地，通過提供至少一個沿其長度具有不均勻電阻的加熱元件218，形成溫度梯度。例如，可如下提供所述至少一個加熱元件218的不均勻電阻提供至少一個具有不均勻厚度的加熱元件218;在選定的位置處對所述至少一個加熱元件218進行打孔；或者提供至少一個包括至少兩種材料的層疊體的加熱元件218，所述至少兩種材料在沿所述至少一個加熱元件218長度上的選定位置處具有不同的電阻。在一種實施方案中，所述至少一個溫度傳感器224包括至少兩個獨立的溫度傳感器，設置所述溫度傳感器以測量和控制封殼100的相對端230和232之間的溫度梯度。在一種實施方案中，可針對單元內的至少兩個位置，提供閉環(huán)溫度控制。所述至少一個加熱元件218還可包括多個可獨立供能的區(qū)域，以實現封殼100兩端之間的預期溫度梯度。在2002年12月18曰提交的D'Evelyn等人的美國專利申請60/435,189"Highpressure/high描述了用于對高壓單元中的至少兩個位置提供獨立溫度控制的示例性設備和方法，在此引入其全部內容作為參考。以約1。C/hr至1000°C/hr的平均速度將封殼100加熱至生長溫度，優(yōu)選約550。C至1200。C。如以上針對壓力單元210所述，由于封殼在單元中的不對稱布置、不對稱加熱等，封殼內可存在溫度梯度。這種溫度梯度具有在整個加熱序列(heatingsequence)中引起過飽和的作用，本發(fā)明人發(fā)現這促進了自發(fā)形核。在本發(fā)明的實施方案中，在生長溫度下首先保持低于約25。C并優(yōu)選低于約10°C的小溫度梯度約1分鐘至2小時，以允許系統(tǒng)在平衡階段達到平衡。如本文所用，溫度梯度是封殼端部例如放置控制熱電偶之處的溫度差。種晶120或形核中心處的溫度梯度相對于源材料124處的溫度梯度可能稍任選地，在平衡階段將溫度梯度設定為與形核中心上出現晶體生長時(即在形核中心處出現腐蝕并在源材料上出現生長)的溫度梯度符號相反，以便腐蝕除去封殼中設置形核中心的區(qū)域中可能在加熱過程中已形成的任意自發(fā)形核晶體。換言之，如果在正溫度梯度下出現晶體生長，則將溫度梯度設為負值，反之亦然。在經過該平衡階段之后，可設置生長階段，在生長階段，提高溫度梯度的幅度并具有使生長在種晶上以較高速度進行的符號。例如，可以約0.01°C/hr至25。C/hr的速度將溫度梯度提高為使生長更快的較大值。在晶體生長期間，可使溫度梯度保持在5。C至300°C之間并可在生長過程中上調或下調。任選地，可將溫度梯度變?yōu)榫哂信c生長在種晶上進行時相反的符號。梯度的符號可變換一次或多次，以交替腐蝕除去任意自發(fā)形成的核并促進在一個或多個形核中心或種晶120上的生長。使HPHT條件保持足夠長的時間，以溶解大部分的第III族氮化物源材料并使該源材料沉積在氮化鎵晶體、氮化鎵晶棒或氮化鎵種晶中的至少一種之上。在生長階段結束時，可以約l°C/hr至1000。C/hr,優(yōu)選約l°C/hr至300°C/hr的速度降低封殼的溫度，以將對所生長的晶體132的熱沖擊降至最低?？蓪ǚ鈿ず鸵簤航橘|的單元從壓力容器210中取出并將封殼100從單元中取出?？赏ㄟ^冷卻封殼使溶劑的蒸汽壓降至lbar以下、刺穿封殼以及加熱使溶劑蒸發(fā)，方便地將溶劑130除去。將封殼切開并將所生長的一個或多個晶體取出?？赏ㄟ^合適的洗劑例如水、乙醇或其它有機溶劑中的至少一種以及用于除去礦化劑的無機酸清洗晶體。在可供選擇的實施方案中，使用基本不含傾斜晶界且位錯密度小于約104cm-2的高質量種晶作為通過其它晶體生長方法沉積AlInGaN厚膜的襯底。在一種實施方案中，其它晶體生長方法包括氫化物氣相外延法(hydridevaporphaseepitaxy)(HVPE)。表征技術如光致發(fā)光可指示單晶的質量，對于GaN，在室溫下可出現位于帶邊的光致發(fā)光。晶體可進一步加工并切成一個或多個晶片、磨片(lap)、拋光和化學拋光。切割方法包括使用線鋸或圓鋸鋸開并且是本領域公知的?？墒褂煤薪饎偸⑻蓟?、氧化鋁或其它硬質顆粒的漿料，進行磨片和拋光。拋光可在第III族氮化物晶片中造成晶格破壞，可通過多種方法，包括化學機械拋光，借助反應離子蝕刻(RIE)、高密度電感耦合等離子體(ICP)蝕刻、電子回旋共振(ECR)等離子體蝕刻和化學輔助離子束蝕刻(CAIBE)的干法蝕刻，除去所述晶格破壞。拋光晶片在至少10x10mn^的橫向面積上具有小于約1nm的RMS表面粗糙度。優(yōu)選地，在至少10x10mm2的橫向面積上表面粗糙度小于0.5nm。晶片或襯底的厚度優(yōu)選為約0.01至10mm,更優(yōu)選為約0.05至5mm。晶片表面優(yōu)選達到小于1微米的平坦度。晶片的正面和背面優(yōu)選達到優(yōu)于1。的平行度。在一種實施方案中，晶片正面的結晶取向與(oooi)取向、(oooi)取向、(10i0)取向、(1150)取向和(10il)取向之一相差約10。以內。在另一實施方案中，晶片正面的取向與這些取向之一相差約5°以內。通常將第m族氮化物磨成具有一個或多個指示結晶取向的附加平面的圓形或方形。如圖7(a)所示，在一種實施方案700中，可簡單打磨GaN晶片的邊緣。然而，本發(fā)明人發(fā)現GaN晶體或晶片容易開裂，具有簡單磨邊(simplygroundedge)的GaN晶片可能特別易于碎裂。如圖7(b)所示，在優(yōu)選實施方案710中，可在正面和背面至少其中之一上打磨倒角。使用本領域公知的裝置在晶片的邊緣上打磨倒角。倒角的深度(圖7(b)中的尺寸a)可為約10(im至0.2t(圖7(b)中的尺寸t)，其中t為晶片的厚度。倒角的寬度(圖7(b)中的尺寸b)通常介于a至5a之間。如果晶片的頂面(可進行外延的一面)和底面均倒角，則通常將較大的倒角設置于底面。倒角部分的邊緣優(yōu)選存在微小的弧度而不是尖銳的邊緣。除了降低晶片在加工過程中碎或裂的趨勢以外，倒角還降低了晶片周邊附近外延生長的AlInGaN的冕狀或不良形貌的概率。如圖7(c)所示，在更優(yōu)選的實施方案720中，晶片邊緣720倒成圓形。晶片上邊緣的曲率半徑(圖7(c)中的尺寸r,)通常介于10(am至0.5t(圖7(c)中的尺寸t)之間，其中t為晶片的厚度。倒圓部分的內側邊緣和晶片頂面之間的夾角(e)優(yōu)選小于30°。晶片下邊緣的曲率半徑(圖7(c)中的尺寸f2)通常大于rp并與晶片的底面形成優(yōu)選小于30。的夾角。晶片的未倒圓邊緣的厚度(圖7(c)中的尺寸w)可為零并優(yōu)選小于0.5t。該氮化鎵單晶和由其形成的晶片可用作電子器件和光電器件的襯底。可通過本領域已知的標準方法表征晶體。陰極射線致發(fā)光(CL)和蝕坑密度可方便地用于測定位錯密度。CL成像提供位錯密度的非破壞性測量并且對樣片制備沒有要求。位錯是第III族氮化物中的非輻射復合中心，因而在CL中呈現為暗點?？珊唵蔚販y定CL圖像中的暗點濃度，以確定位錯密度。第二種便捷的方法為蝕坑密度，在一些情況下該方法可能更具確定性。例如，一種腐蝕方法為T.Hinoetal.,Appl.Phys.Lett.76，3421(2000)(引入作為參考)描述的氣相HC1腐蝕。將這兩種方法應用于商品級HVPEGaN樣品的Ga晶面，得到l-2xl07cm—2的位錯密度(暗點密度或蝕坑密度)，與其它人針對類似材料所報導的值以及圖9所示的值符合良好。所生長的晶體的光吸收和光發(fā)射性能可借助于本領域公知的光吸收、光散射和光致發(fā)光譜測定。電學性能可借助于VanderPauwHall效應測量結果、汞探針CV和熱探針技術測定?？赏ㄟ^本領域公知的方法將晶體切成一個或多個晶片。該氮化鎵晶體或晶片可用作外延AlxInyGa,-x-yN膜(其中OSx，OSy且0<x+y<1)、發(fā)光二極管、激光二極管、光電探測器、雪崩光電二極管、晶體管、二極管以及其它光電子器件和電子器件的村底。沉積在由本文所述體氮化鎵晶體制成的晶片上的外延GaN或AlxInyGa,+yN層(其中0$x，y，x+yS1)同樣基本不含傾斜晶界并具有小于104cnf2，優(yōu)選小于103cnf2，更優(yōu)選小于100ciT^的位錯密度。例如在D'Evelyn等人于10/23/2000提交的美國專利申請09/694,690"HomoepitaxialGaN-basedLightEmittingDeviceandMethodforProducing"中描述了在GaN襯底上形成同質外延發(fā)光二極管和激光二極管的示例性方法，在此引入其全部內容作為參考。例如在D'Evelyn等人于4/20/2001^是交的名稱為"HomoepitaxialGaN-BasedPhotodetectorandMethodforProducing"的美國專利申請09/839,941中描迷了在GaN襯底上形成同質外延光電探測器的示例性方法，在此引入其全部內容作為參考。例如在Sandvik等人于12/10/2002提交的名稱為"AvalanchePhotodiodeforUseinHarshEnvironments"的美國專利申請10/314,986中描述了在GaN襯底上形成雪崩光電二極管的示例性方法，在此引入其全部內容作為參考。由于襯底基本不含傾斜晶界且位錯密度小，因而同質外延發(fā)光器件基本不含傾斜晶界，對于最大約104pm2、最大約9xl(^(an^或最大約1mm2的器件面積，大多數器件基本不含螺位錯。上述實施方案如下提供改善的形核控制在溫度程序中包括平衡階段，在該階段相對于晶體生長過程中的梯度，將溫度梯度減小或甚至設為零或負值；以及將種晶懸掛在生長腔室中。該改進的晶體生長方法提供高質量、大面積的氮化鎵晶體。利用蝕坑密度測量結果、光致發(fā)光和光吸收技術表征由上述方法形成的GaN單晶。所形成的單晶的特征在于小于100cm"的位錯密度以及在晶體溫度為300K時峰值位于光子能量為約3.38eV至約3.41eV之處的光致發(fā)光譜，并且對波長介于700nm(紅光)至465nm(藍光)的光具有小于5cm"的光吸收系數。通過紅外透射譜和拉曼光譜表征由上述方法形成的GaN單晶。如圖8所示，與通過其它方法生長的GaN相對，通過本文所述的方法生長的GaN在3050cm"至3300cm"的范圍內具有數個尖銳的吸收峰并且在3175cm"附近具有最大吸收。在高純氮氣中將該晶體退火至750。C保持30分鐘并重測紅外光譜。如圖8所示，3050cm"至3300cm"范圍內的吸收峰基本沒有變化，這表明引起所述吸收峰的物質具有高的穩(wěn)定性。基于注入氫的GaN(hydrogen-implantedgalliumnitride)中Vg凡-VGaH4的振動頻率為3100-3470cm"的預測(可能比實際頻率高估了約200cm")以及紅外吸收特征位于3020-3050cm-1和3140cm-1之處的觀測結果[M.G.Weinsteinetal.,Appl.Phys,Lett.72,1703(1998)],認為本實施方案的樣品中介于3150cm"和3200cm"之間的吸收峰對應于Vftji3和VGaH4，在該晶體和注入氫的GaN兩者中觀察到的介于3000cm"和3150cm"之間的吸收峰均對應于VcaH,和VGaH2，其它小峰可能與雜質或缺陷的存在有關。因而，通過本文所述的方法生長的GaN晶體中存在位于3175cm-1附近的紅外吸收特征表明鎵空位鈍化，高溫退火時紅外特征的持續(xù)性表明這種鈍化可能十分穩(wěn)定。根據GaN晶體中氬化鎵空位(hydrogenatedgalliumvacancy)的濃度，3175cm"峰的單位厚度吸收率可落在約0.01至200cm"的范圍內?？山柚诶庾V獲得通過本文所述的方法生長的GaN晶體中點缺陷鈍化的額外證據。在兩種結構中觀察到位于400cm"和800cm"之間的總共五個峰。觀察到位于530cm"(A,(TO)]、558cm"[E"TO)]、569cm"[E2(高)]、734cm"[A"LO)]和742cm"[E,(LO)]的峰(括號中給出了相應的歸屬)。這些值全部與文獻報導的純氮化鎵的接收值相差幾cm"以內。值得注意的是，沒有觀察到與聲子-等離子體振子耦合相關的寬峰。基于文獻所報導的有關載流子濃度介于10"cn^至102、1^3之間的GaN的拉曼測量結果，觀察到未偏移的LO模式且不存在聲子-等離子體振子模式表明載流子濃度小于1017cnf3。該晶體中的雜質總濃度大于10"cm氣載流子濃度相對于雜質濃度急劇減小表明很可能歸因于氫的高的補償度。認為所引入的氫是良性的或甚至是有益的。即使生長體系中存在氫，典型的氮化鎵晶體生長方法也無法通過氫化提供鎵空位的鈍化。例如，通過氫化物氣相外延(HVPE)生長的300-400mm厚的GaN樣品的紅外透射譜顯示出與另一種缺陷相關的位于2850cm"和2915cm"附近的弱吸收特征，而在該HVPE氮化鎵材料中沒有觀察到可能屬于氫化Ga空位的介于3100cm1和3500cm"之間的吸收特征。在可見光語范圍內，氮化鎵晶棒通常表現為基本透明。名義無摻雜晶體對于465nm至700nm的光吸收系數通常小于5cm人摻雜晶體同樣表現出低的吸收，盡管在高的載流子濃度下可能引入一些自由載流子吸收。此外，摻雜劑、取代或間隙雜質、空位復合體(vacancycomplex)或其它點缺陷可引入位于可見光范圍內的具有較高吸收的窄峰。然而，例如對于發(fā)射光的背面獲耳又(inthebacksideextractionofemittedlight),這些與點缺陷相關的窄吸收峰通常未明顯降低晶體對可見光的透明度。在使用NH4F、GaF3或通過Ga、GaN、NH3和HF的反應獲得的其它化合物中的至少一種作為礦化劑生長氮化鎵晶棒的情況下，該晶棒可包含至少約0.04ppm，通常為約0.04ppm至1ppm的氟。與之相對，使用無氟礦化劑生長的氮化鎵晶體通常包含小于0.02ppm的氟。與引入氫的情況相同，認為引入的氟是良性的或者甚至是有益的。在分子或固體中氟的鍵長通常僅略大于氫的相應鍵長，從而氟可發(fā)揮類似的鈍化缺陷的作用。在氮化鎵晶體形成之后，該晶體或晶棒進行進一步加工并切成一個或多個晶片，并進行磨片、拋光及化學拋光。晶片或襯底的厚度優(yōu)選為約0.01毫米至約10毫米，最優(yōu)選約0.05毫米至5毫米，并可作為襯底用于制造器件。在一種實施方案中，晶片包括電阻率小于約lOOOcm，更優(yōu)選小于約lO^cm或甚至更優(yōu)選小于約1Q.cm的n型氮化鎵。在另一實施方案中晶片包括p型GaN，在再一實施方案中晶片包括半絕緣GaN。然后，采用本領域已知的機械拋光技術對襯底進行拋光，達到4竟面光潔度。拋光工藝之后可能殘留亞表面破壞?？赏ㄟ^本領域已知的多種方法，包括化學輔助離子束蝕刻、反應離子蝕刻、化學機械拋光和光電化學或濕法化學蝕刻，消除這種破壞。還可通過在含氮氣氛例如氮氣或氨氣氣氛中，在約10.8mbar至約20,000bar的分壓下，將晶片加熱至約700°C至約1500°C,消除殘留的破壞。襯底的厚度優(yōu)選為約0.01毫米至10毫米，最優(yōu)選約0.05毫米至約5毫米。實施例提供以下比較例(比較例1-3)，與實施例(實施例l-4)進行比較。比較例不構成本發(fā)明的現有技術，僅用于比較的目的。比專交例1將O.l克NH4F礦化劑置于直徑為0.5英寸的銀封殼的底部。將開口面積為5.0%的隔板置于封殼的中部，將0.31克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。然后將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充0.99克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊(coldweld)。然后將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程高壓高溫(HPHT)裝置中。將該單元加熱至約700°C并保持該溫度55小時，溫度梯度約為85°C。然后將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，在封殼的底部觀察到大量自發(fā)形核的晶體。隨機選取直徑約0.36毫米的一個晶體，在10。/。的氫氯酸(HC1)中在氬氣中于625。C腐蝕30分鐘。沒有，見察到蝕坑。露出的c晶面的面積為約5.3x10—4cm2，這表明蝕坑密度小于(l/(5.3xl()4cm")或1900cm-2。與之相對，在通過氫化物/卣化物氣相外延(HVPE)法生長的200[im厚的GaN片上進行同樣的腐蝕處理，在Ga晶面上觀察到2xl07cm^的蝕坑密度。所觀察到的通過HVPE生長的樣品的蝕坑密度與圖9中磨片和拋光之前生長達到約300微米厚的材料的蝕坑密度良好的符合。比較例2將各自重3mg至4mg的三個種晶連同0.10克NH4F礦化劑置于直徑為0.5英寸的銀封殼的底部。將開口面積為5.0%的隔板置于封殼的中部，將0.34克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。然后將封殼連同直徑為0.675英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.03克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。然后將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約15°C/min的速度將該單元加熱至約500°C，然后以0.046°C/min的速度加熱至700。C,并保持后一溫度6小時，溫度梯度為約28。C。然后將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，在封殼的底部觀察到大量自發(fā)形核的晶體，盡管相對于在自發(fā)形核晶體上的生長加熱速度極慢、種晶上出現的生長極少。比專交例3將重10.4mg的GaN種晶連同0.04克NH4F礦化劑置于直徑為0.5英寸的銀封殼的底部。將開口面積為5.0%的隔板置于封殼的中部，將0.74克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。然后將封殼連同直徑為0.675英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.14克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。然后將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約15。C/min的速度將該單元加熱至約500。C,然后以0.05。C/min的速度加熱至680。C,并保持后一溫度53小時，溫度梯度為約70。C。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，在封殼的底部觀察到大量自發(fā)形核的晶體，盡管加熱速度極慢。種晶顯著生長達到41.7mg的重量和約2mm的直徑。然而，自發(fā)形核晶體的重量大于種晶重量增加的10倍。實施例1利用高功率激光穿過重19.7mg的GaN種晶鉆出小孔。使用0.13mm的銀線將該種晶從開口面積為35%的4艮隔板懸起，并將該種晶連同0.10克NH4F礦化劑置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部。將0.74克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。然后將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充0.99克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。然后將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約11。C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為660。C。增大流經加熱器上半部的電流，直到溫度梯度AT降至零。在AT-0保持1小時之后，以5°C/hr的速度降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約35。C,并使溫度保持這些值78小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，觀察到種晶的重量已增至33.4mg。使用266nm激發(fā)(四倍頻YAG)，通過光致發(fā)光對晶體進行表征。圖3示出了在數個溫度下的光譜。具體而言，在5K、20K、77K和300K通過光致發(fā)光對晶體進行了表征。在5K至300K的整個溫度范圍內，發(fā)光峰均出現在3.38eV至3.45eV之間。實施例2使用0.13mm的銀線穿過激光鉆孔將獲自前述操作的重12.6mg的GaN種晶從開口面積為35%的銀隔板懸起，并將該種晶置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部，將0.10克NH4F礦化劑和1.09克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充0.95克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約ll°C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為640。C。增大流經加熱器上半部的電流，直到溫度梯度AT降至零。在ATK)保持1小時之后，以5。C/hr的速度降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約50。C,并使溫度保持這些值98小時。將該單元冷卻并招i去壓力。在排出氨后打開封殼時，種晶已生長達到24.3mg的重量。將晶體在10%的HC1中在氬氣中于625°C腐蝕30分鐘。在種晶區(qū)域上方的c晶面上觀察到一些蝕坑，且蝕坑密度為約106cm-2。然而，相對于種晶橫向生長的區(qū)域沒有蝕坑。新橫向生長的GaN的面積近似為3.2xl(T2cm2，這表明蝕坑密度小于(1/(3.2乂10-2cm2))或32cm-2。實施例3使用0,13mm的銀線穿過激光鉆孔將獲自前述操作的重48.4mg和36.6mg的兩個氮化鎵種晶從開口面積為35%的銀隔板懸起，并將所述種晶置于直徑為約1.25厘米的銀封殼的下半部，將0.10克NH4F礦化劑和1.03克多晶氮化鎵源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.08克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約11。C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為642°C。增大流經加熱器上半部的電流，直到溫度梯度AT降至零。在AT=0保持1小時之后，以5°C/hr的速度降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約30。C，并使溫度保持這些值100小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，種晶已生長達到219.8mg的重量。選擇從兩個晶體中較小的晶體上脫落的片用于分析。采用Cary500i光譜儀測量該晶體的透射光譜。對于從紅光(700cm")到藍光(465cm力范圍內的波長，透射率大于60%?；贕aN的折射率[GYuetal.,AppliedPhysicsLetters70,3209(1997)]和晶體0.206mm的厚度，光吸收系數在相同的整個波長范圍內小于5cm人通過熱點探針測量，確定該晶體具有n型導電性。將該晶體在10%的HC1中在氬氣中于625。C腐蝕30分鐘。整個晶體沒有蝕坑。該晶體的c晶面的面積近似為4.4xl0-2cm2，這表明蝕坑密度小于(l/(4.4xl0-、m")或23crrf。實施例4使用0.13mm的銀線穿過激光鉆孔將獲自前述操作的重25.3mg的GaN種晶從開口面積為35%的銀隔板懸起，并將該種晶置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部，將0.10克NHtF礦化劑和0.98克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.07克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約11。C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為648。C。增大流經加熱器上半部的電流，直到溫度梯度AT降至3°C。在AT=3。C保持1小時之后，以5。C/hr的速度降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約30。C,以2.5°C/hr的速度進一步降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約60。C,并使溫度保持這些值20小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開封殼時，種晶已生長達到40.2mg的重量。將晶體在50%的HN03中腐蝕30分鐘。在種晶和新橫向生長的物質之間界面上方的c晶面上觀察到一排蝕坑，然而，新生長的GaN的其余區(qū)域沒有蝕坑。新生長的GaN的無蝕坑的面積近似為6.9xl0_2cm2,這表明蝕坑密度小于(1/(6.9xl(T2cm2))或14cm-2。實施例5使用0.13mm的銀線穿過激光鉆孔將通過HVPE生長的重13.5mg的GaN種晶從開口面積為35%的銀隔板懸起，并將該種晶置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部。將0.10克NH4F礦化劑、0.031克CoF2和0.304克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.01克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約ll°C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為635。C，并使溫度保持這些值10小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開該封殼時，種晶重10.3mg，但已變厚(0.7毫米厚)且基本為黑色，例如顏色明顯暗于名義上無摻雜的晶體。與作為礦化劑的NH4F一同使用的種晶在晶體開始生長之前經受腐蝕。經過清洗之后，將摻Co的GaN晶體夾在兩片銦箔之間，所述銦箔已用液態(tài)Ga-In合金潤濕且具有約0.02cn^的電極面積。發(fā)現在室溫下穿過晶體的電阻近似為1050MQ，對應于約3xl08Q.cm的電阻率。電阻率大于約105Qxm的GaNil為是半絕緣的。將該晶體置于光致發(fā)光裝置中并使用266nm的氮激光器照射該結晶組合物。沒有觀察到光致發(fā)光。黑色GaN晶體與近透明、名義上無摻雜的GaN晶體的近帶邊光致發(fā)光強度之比小于0.1%。實施例6口面積為10%的銀隔板懸起，并將該種晶置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部。將0.0克NH4F礦化劑、0.087克FXN和0.305克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.12克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約1l°C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為630°C，并使溫度保持這些值10小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開該封殼時，種晶已生長達到170微米(nm)的厚度且為微紅色/琥珀色。經過清洗之后，將摻Fe的GaN晶體夾在兩片銦箔之間，所述銦箔已用液態(tài)Ga-In合金潤濕且具有約0.02cn^的電極面積。在室溫下電阻大于32MQ,對應于約3xl07Q.cm的電阻率。電阻率大于約105D'cm的GaN被認為是半絕緣的。實施例7使用0.13mm的銀線穿過激光鉆孔將通過HVPE生長的重14.3mg的GaN種晶從開口面積為35%的銀隔板懸起，并將該種晶置于直徑為0.5英寸的銀封殼的下半部。將0.10克NH4F礦化劑、0.026克MnxN和1.008克多晶GaN源材料置于封殼的上半部。將封殼連同直徑為0.583英寸的鋼環(huán)封閉在填充/密封組件中。將封殼和填充/密封組件轉移至氣體集合管并填充1.04克氨。接著，將塞子插入封殼敞開的頂端，使得在銀封殼和銀塞子以及包圍該塞子并提供增強作用的鋼環(huán)之間形成冷焊。將封殼從填充/密封組件中移出并插入到零沖程HPHT裝置中。以約1l°C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為650。C，并^f吏溫度保持這些值60小時。將該單元冷卻并招t去壓力。在排出氨后打開該封殼時，種晶已生長達到53.4mg的重量和350微米的厚度且顯現橙色。磁化率測量結果證實摻Mn的GaN晶體具有順磁性。實施例8將0.100克、0.200克或0.500克NH4F加入到三個獨立的0.5英寸的銀封殼中。此外，使用填充/密封組件將0.36克多晶GaN和0.9-1.0克NH3加入到各封殼中。三個封殼中的NH4F礦化劑濃度(表示為相對于氨的摩爾比)分別為5.4%、9.3%和23.7%。將密封封殼置于零沖程高壓裝置中的單元并加熱至700。C，保持該溫度8小時，然后冷卻。在全部三個封殼中生長出GaN晶體。各封殼中還存在包括GaF3(NH3)2和(NHt)3GaF6的晶體。三個封殼中含鎵絡合物的重量分別為0.12克、0.25克和0.65克，這表明溶解的含Ga物質的濃度與初始的礦化劑濃度近似成正比。三個封殼中未溶解的多晶GaN的重量分別為0.29克、0.23克和0.03克，這表明較高的礦化劑濃度能夠使GaN更快地溶解和輸送。實施例9在1cm的正方形GaN種晶的中心激光切割出直徑2毫米的孔。將該種晶從開口面積為25%的隔板懸起，并將該種晶置于直徑為1.1英寸的銀封殼中。在手套箱內將1.000克NH4F和15.276克多晶GaN加入到直徑為1.1英寸的銀封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并將封殼排空，填充8.44克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中。以約ll°C/min的速度加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為650。C。增大流經加熱器上半部的電流，直到溫度梯度AT降至零。在厶丁=0保持1小時之后，以5。C/hr的速度降低封殼上半部的溫度，直到AT增至約30。C,并使溫度保持這些值IOO小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開該封殼時，發(fā)現種晶已橫向生長達到約11.7x16.0毫米并填充到位于中心的孔中。如圖11所示，晶體在孔的上方及其周邊包括基本不含位錯的材料，盡管可看到橫向生長的GaN聚結于種晶之上的位置處的邊界。沿m方向的生長速度為約17pm/hr且沿a方法的生長速度為約60)im/hr，遠足以用高質量的材料填充種晶中的孔。實》包例10將厚約0.2毫米的18x18x18毫米長三角形GaN種晶乂人開口面積為15%的隔板懸起，并將該種晶置于直徑為1.1英寸的銀封殼中。在手套箱內將0.998克GaFs、0.125克NH4F和10.118克多晶GaN加入到封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并將封殼排空，填充9.07克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內。加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為750。C且封殼上半部的溫度近似為700°C。使溫度保持這些值54小時。將該單元冷卻并招t去壓力。在排出氨后打開該封殼時，發(fā)現種晶已橫向生長達到約20x20x20mm。垂直于c軸的生長速度為約37pm/hr。如圖10所示，晶體在邊緣區(qū)域包括基本不含位錯的材料。所生長的晶體是透明的且沒有任何可見的裂紋、晶界或其它缺陷。實施例11將18x13x0.20毫米厚的三角形GaN種晶/人開口面積為25%的隔^反懸起，并將該種晶置于直徑為1.1英寸的銀封殼中。在手套箱內將1.0克NH4F和14.655克多晶GaN加入到封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并將封殼排空，填充8.35克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內。加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為660。C。使溫度保持這些值99小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開該封殼時，種晶的橫向尺寸保持不變，約為18x13mm。該晶體為楔形，從接近隔板的一端到接近封殼底部的一端厚度從0.50毫米變?yōu)?.36毫米。沿C(0001)方向的生長速度在薄的一端為5微米/小時，在厚的一端為22微米/小時。該晶體為暗綠色，但非常透明且沒有任何可見的裂紋、晶界或其它缺陷。實施例12將880(im厚的lxlcm2WGaN種晶從開口面積為10%的隔4反懸起，并將該種晶置于直徑為1.1英寸的銀封殼中。在手套箱內將1.147克Gah和10.112克多晶GaN加入到封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并將封殼排空，填充8.35克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內。加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為750°C且封殼上半部的溫度近似為705。C。使溫度保持這些值56.5小時。將該單元冷卻并拍i去壓力。在排出氨后打開該封殼時，種晶的厚度增至1520mm，這表明沿c(OOOl)方向生長速度為11.3微米/小時。實施例13將1.53克NH4F和1.53克多晶GaN加入到沒有任何氨的0.5英寸的銀封殼中。將密封封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內并加熱至700。C，保持該溫度13小時，然后冷卻。當打開封殼時，釋放出在高溫工藝過程中NH4F與GaN反應開j成的0.42氨氣。從封殼底部回收小面良好(weii-faceted)的自發(fā)形核GaN晶體。殘留約0.62克等量的NH4F(1.53_37/17x0.42)，這表明GaN的生長在40摩爾％的NH4F中進行。實施例14在10x16x0.2毫米的HVPEGaN晶體的中心激光切割出1.3x6.1毫米的狹縫。將該GaN種晶從開口面積為25%的隔板懸起，并將該種晶置于直徑為1.1英寸的^U于殼中。在手套箱內將1.0克NH4F和12.79克多晶GaN力口入到封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并將封殼排空，填充8.17克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內。加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700°C且封殼上半部的溫度近似為660。C。使溫度保持這些值94小時。將該單元冷卻并招t去壓力。在排出氨后打開該封殼時，發(fā)現狹縫被新生長的GaN覆蓋和密封。狹縫非常透明并被沒有任何可見的裂縫、晶界或其它缺陷的高質量新生晶體密封，盡管可以預料到狹縫的中心具有縫/邊界。實施例15在8.8x15.1x0.2毫米的HVPEGaN晶體的中心激光切割出1.9x5.1毫米的狹縫。將該GaN種晶從開口面積為4%的隔板懸起，并將該種晶置于直徑為l.l英寸的銀封殼中。在手套箱內將1.0克NH4F和10.03克多晶GaN加入到封殼中，將具有填充管(直徑為0.12英寸)的蓋焊接到封殼的頂部。將填充管連接到沒有任何空氣暴露于內含物的氣體集合管上，并首先將封殼排空，然后填充8.54克NH3。將填充管焊接閉合。將封殼置于零沖程高壓裝置中的單元內。加熱該單元，直到以K型熱電偶測量封殼底部的溫度近似為700。C且封殼上半部的溫度近似為665°C。使溫度保持這些值60小時。將該單元冷卻并撤去壓力。在排出氨后打開該封殼時，發(fā)現狹縫基本上被新生長的結晶GaN覆蓋，該結晶氮化鎵非常清晰且接近無色。對此區(qū)域進行x射線衍射研究。對于(0002)反射，強度與co的關系曲線(搖擺曲線)的測量結果顯示半高寬(FWHM)為35弧度.秒。發(fā)現通過校正二次離子質譜(SIMS)測得在狹縫中生長的GaN晶體的一部分的Ga晶面上的雜質濃度為氧，5xl017cm-3;氫，3xl018cm-3;碳，4xl016cm-3;石圭，6xl015cm-3。發(fā)i見在GaN晶體的同一部》、的氮晶面上相應的雜質濃度為氧，4xl017cm-3;氫，2xl018cm-3;碳，5xl016cm-3;硅，2xl016cm-3。盡管參照具體實施方式詳細描述了本發(fā)明，但顯然在不脫離本發(fā)明構思和范圍的情況下，本領域技術人員可作出各種改變和改進。因而，本發(fā)明的范圍應不受限于任意上述示例性實施方案，而應根據權利要求及其等同物進行限定。權利要求1.一種氮化鎵晶體，該晶體具有厚度w，其中該晶體包括至少一個晶粒，其中所述至少一個晶粒具有限定垂直于厚度w的晶面的尺寸x和y且至少一個尺寸x或y大于2.75mm，具有小于約104cm-2的位錯密度，且基本不含傾斜晶界。2.權利要求l的晶體，其中該晶體是從單個種晶或核生長出的。3.權利要求l的晶體，其中該晶體生長在圖案化GaN襯底上。4.權利要求3的晶體，其中所述圖案化GaN襯底包括至少一個具有預定尺寸的切口，且其中晶體從所述至少一個切口的邊界橫向生長。5.權利要求4的晶體，其中該晶體的主面面積的至少約50%具有小于約104cm—2的位錯密度。6.權利要求l的晶體，其中該晶體光學透明，對于465nm至700nm的波長具有小于100cm"的光吸收系數。7.權利要求6的晶體，其中對于465nm至700nm的波長所述光吸收系數小于5cm-1。8.權利要求1的晶體，其中該晶體具有小于約3xlO'Scm—s的氧濃度。9.權利要求1的晶體，其中沿所述至少一個晶粒的方向的(0002)反射的x射線搖擺曲線半高寬小于約50弧度'秒。10.權利要求l的晶體，其中該晶體是n型半導體、p型半導體和半絕緣體中的一種。11.權利要求10的晶體，其中該晶體是磁性的。12.權利要求10的晶體，其中該晶體是發(fā)光的。13.權利要求1的晶體，其中該單晶在晶體溫度為約300K時具有峰值位于光子能量為約3.38eV至約3.41eV之處的光致發(fā)光光譜。14.權利要求l的晶體，其中該晶體為晶片。15.權利要求14的晶體，其中該晶體具有倒圓的邊緣，所述倒圓的邊緣具有倒圓部分。16.權利要求14的晶體，其中該晶片具有與(0001)取向、(oooi)取向、(ioio)取向、(iiSo)取向和(ioii)取向之一相差約10。以內的結晶取向。17.權利要求16的晶體，其中所述結晶取向與(0001)取向、(OOOl)取向、(ioio)取向、(1150)取向和(10il)取向之一相差約5。以內。18.權利要求17的晶體，其中所述結晶取向為(0001)取向、(000i)取向、(ioio)耳又向、(11^0)耳又向和(1oh)耳又向之一。19.權利要求14的晶體，其中該晶體在其邊緣上具有至少一個倒角。20.權利要求19的晶體，其中所述至少一個倒角的深度介于約10pm至該晶片厚度尺寸的20%之間且寬度介于約為深度的1倍至約為深度的5倍之間。21.權利要求l的晶體，其中該晶體為晶棒。22.權利要求1的晶體，其中所述位錯密度小于約103cnf2。23.權利要求22的晶體，其中所述位錯密度小于約lOOcm.2。24.權利要求1的晶體，還包括至少一種摻雜劑，其中所述至少一種摻雜劑為Be、C、O、Mg、Si、H、Ca、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ge、Zr、Hf、稀土金屬和它們的組合中的一種。25.權利要求24的晶體，其中所述至少一種摻雜劑的濃度為約1016cn^至約1021cm人26.權利要求l的晶體，其中該晶體為單晶。27.權利要求1的晶體，其中該晶體為黑色晶體。28.權利要求27的晶體，其中所述黑色晶體與基本透明且基本無摻雜的晶體的近帶邊光致發(fā)光強度之比小于約0.1%。29.權利要求1的晶體，其中該晶體包含至少0.04ppm的氟。30.權利要求l的晶體，其中所述至少一個晶粒的至少一個尺寸x或y為約5mm至約600mm。31.—種半導體結構，該半導體結構包括襯底，其中該襯底包括第III族氮化物半導體晶體，其中該晶體包括至少一個晶粒，該晶體具有厚度z，所述晶粒具有限定垂直于厚度z的晶面的尺寸x和y，其中所述至少一個晶粒的至少一個尺寸x或y大于2.75mm,具有小于約10、m^的位錯密度，且基本不含傾斜晶界。32.權利要求31的半導體結構，還包括設置在所述晶體上的至少一個同質外延層，所述至少一個層包括AlJnyGa!-"N層，其中0^x^1,0Sy￡l且0^x+y^1,其中所述至少一個同質外延層包括至少一個晶粒，其中所述至少一個晶粒的至少一個尺寸x或y為至少約2.75mm,具有小于約104cm^的位錯密度，且基本不含傾斜晶界。33.權利要求31的半導體結構，其中所述晶體為晶片。34.權利要求31的半導體結構，其中所述晶體為晶棒。35.權利要求31的半導體結構，其中該半導體結構形成下列中一種的一部分發(fā)光二極管、激光二極管、光電探測器、雪崩光電二極管、晶體管、整流器、肖特基整流器、可控硅整流器、p-i-n二極管、金屬-半導體-金屬二極管、高電子遷移率晶體管、金屬半導體場效應晶體管、金屬氧化物場效應晶體管、功率金屬氧化物半導體場效應晶體管、功率金屬絕緣體半導體場效應晶體管、雙極結晶體管、金屬絕緣體場效應晶體管、異質結雙極晶體管、功率絕緣柵雙極晶體管、功率垂直結場效應晶體管、共射共基開關、內次能帶發(fā)射器、量子阱紅外光電探測器、量子點紅外光電探測器以及它們的組合。36.—種第III族氮化物半導體晶體，其中該晶體具有位于約3175cm"之處的紅外吸收峰且單位厚度吸收率大于約0.01cm"。37.權利要求36的第III族氮化物半導體晶體，其中該單晶具有大于約0.04ppm的氟濃度。38.權利要求36的第III族氮化物半導體晶體，其中該晶體形成半導體器件的襯底的一部分，所述半導體器件包括該襯底。39.權利要求38的第in族氮化物半導體晶體，還包括同質外延設置在該單晶上的至少一個活性層，所述至少一個活性層包括AlxInyGai-x-yN層，其中0<乂^1，0<y^liL0<x+y<l。40.權利要求39的第III族氮化物半導體晶體，其中所述至少一個活性層和所述晶體各自基本不含傾斜晶界且具有小于100cnf2的位錯密度。全文摘要披露了一種氮化鎵晶體。該晶體具有至少一個晶粒，該晶粒的至少一個尺寸大于2.75mm，具有小于約10⁴cm^-2的位錯密度，且基本不含傾斜晶界。文檔編號C30B29/10GK101583744SQ200780049761公開日2009年11月18日申請日期2007年11月9日優(yōu)先權日2006年11月13日發(fā)明者克里斯蒂·J·納蘭,史蒂文·F·勒布厄夫,彼得·M·桑德維克,拉里·B·羅蘭,斯蒂芬·D·阿瑟,樸東實,洪慧聰,馬克·P·德維林申請人:莫門蒂夫性能材料股份有限公司