Herstellung von Wafern | Hebei Laser Marking Co., Ltd

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 22434 (2022) Diesen Artikel zitieren

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In diesem Artikel berichteten wir über nanoporöse (NP) AlGaN-basierte verteilte Bragg-Reflektoren (DBRs) im tiefen Ultraviolett (DUV) im Wafermaßstab mit einem Reflexionsvermögen von 95 % bei 280 nm unter Verwendung epitaktisch periodisch gestapelter n-Al0,62Ga0,38N/u- Al0,62Ga0,38N-Strukturen, die mittels metallorganischer chemischer Gasphasenabscheidung (MOCVD) auf AlN/Saphir-Templaten gewachsen sind. Die DBRs wurden durch einfaches einstufiges selektives Nassätzen in erhitzter wässriger KOH-Lösung hergestellt. Um den Einfluss der Temperatur des KOH-Elektrolyten auf die Nanoporenbildung zu untersuchen, wurde die während des Ätzprozesses verbrauchte Ladungsmenge gezählt und die Oberflächen- und Querschnittsmorphologie von DBRs durch Rasterelektronenmikroskopie (REM) und Rasterkraftmikroskopie charakterisiert ( AFM). Mit steigender Elektrolyttemperatur wurden die Nanoporen größer, während die Ladungsmenge abnahm, was zeigte, dass der Ätzprozess eine Kombination aus elektrochemischem und chemischem Ätzen war. Die dreieckigen Nanoporen und sechseckigen Vertiefungen bestätigten zusätzlich die chemischen Ätzprozesse. Unsere Arbeit zeigte ein einfaches Nassätzen zur Herstellung hochreflektierender DBRs, das für AlGaN-basierte DUV-Geräte mit Mikrokavitätsstrukturen nützlich wäre.

Auf AlGaN basierende, oberflächenemittierende Laser mit vertikalem Resonator im tiefen Ultraviolett (DUV), Resonanzhohlraum-LEDs und Detektoren haben ein breites Anwendungspotenzial in den Bereichen Sterilisation, Kommunikation, Datenspeicherung und biochemische Detektion. Nitrid-verteilte Bragg-Reflektoren (DBRs) mit hohem Reflexionsvermögen, die aus abwechselnden Schichten mit hohem und niedrigem Brechungsindex bestehen, sind wichtige Voraussetzungen für den Betrieb dieser Geräte mit Mikrokavitätsstrukturen1. In den letzten Jahrzehnten haben nur wenige Gruppen über die Herstellung von Nitrid-DBRs im tiefen Ultraviolett (DUV) berichtet, hauptsächlich AlN/AlGaN und AlInN/AlGaN2,3,4,5,6,7,8. Leider zeigten sie aufgrund des geringen Brechungsindexkontrasts ein unzureichendes Reflexionsvermögen oder aufgrund einer großen Gitter- und thermischen Fehlanpassung eine begrenzte Kristallqualität.

In den letzten Jahren hat sich das elektrochemische Ätzen (ECE) zu einer praktikablen Methode zur Herstellung von Nitrid-DBRs entwickelt, die aus periodisch gestapeltem n-dotiertem AlGaN und undotiertem AlGaN9,10 bestehen. Da das n-dotierte AlGaN selektiv in eine poröse Morphologie geätzt wird, entsteht ein großer Brechungsindexkontrast zwischen n-dotierten und undotierten Schichten, und der gleiche Al-Gehalt vermeidet Gitter- und thermische Fehlanpassungen11. Derzeit sind laterales ECE und vertikal-laterales ECE die beiden Hauptmethoden zur Herstellung nanoporöser (NP)-DBRs12,13. Mit diesen beiden Methoden wurde vielfach über GaN-basierte NP-DBRs im blauen und nahezu ultravioletten Spektralbereich berichtet14,15,16,17. NP-DBRs mit hohem Reflexionsvermögen (> 95 %) wurden erzielt und erfolgreich in LEDs, Detektoren, VCSELs und andere Geräte gekoppelt, was die Lebensfähigkeit der NP-DBRs demonstrierte10,18,19,20. Für die seitliche Freilegung der Seitenwände sind jedoch komplexe Prozesse wie Fotolithographie und induktiv gekoppeltes Plasmaätzen (ICP) erforderlich. Darüber hinaus schränkt die kleine Fläche von DBRs ihre Anwendbarkeit für praktische optoelektronische Geräte im großen Maßstab ein. Im Vergleich zur lateralen ECE nutzt die vertikal-laterale ECE ein einfaches einstufiges selektives Ätzen und kann DBRs im Wafermaßstab herstellen1,19,20,21. Es wurden jedoch nur wenige Studien über die DUV-NP-DBRs veröffentlicht, die durch die vertikal-laterale Methode hergestellt wurden. Um den dringenden Bedarf an Mikrokavitätsstrukturen für DUV-Geräte zu decken, sollten großformatige DUV-NP-DBRs mit hohem Reflexionsvermögen entwickelt werden.

In dieser Arbeit haben wir DUV-NP-DBRs im Wafermaßstab mit einem hohen Reflexionsvermögen (> 95 %) durch die einfache einstufige vertikal-laterale ECE in erhitzter wässriger KOH-Lösung hergestellt. Der Einfluss der Elektrolyttemperatur auf die Porosität der n-AlGaN-Schicht wurde im Detail untersucht und die Bildungsmechanismen von Nanoporen unter den synergistischen Wirkungen von ECE und chemischem Ätzen (CE) geklärt.

Wie in Abb. 1a gezeigt, bestand die Epitaxiestruktur aus einem 1,5 μm dicken AlN-Puffer und 40 Paaren n-Al0,62Ga0,38N/unbeabsichtigter Al0,62Ga0,38N (28 nm/30 nm) DBR-Schichten, die gewachsen wurden auf 2-in. c-Ebenen-Saphirsubstrate durch metallorganische chemische Gasphasenabscheidung (MOCVD). Während des Wachstums wurden Trimethylaluminium (TMA), Trimethylgallium (TMG) und Ammoniak (NH3) als Al-, Ga- bzw. N-Quellen verwendet. Silan (SiH4) war das Dotiergas vom n-Typ. Als Trägergas wurde Wasserstoff verwendet. Die Oberfläche von AlGaN-Filmen war in diesem Wachstumsmodus III-polar. Die Silizium-Dotierungskonzentration von n-Al0,62Ga0,38N betrug 4 × 1018 cm–2 und unbeabsichtigtes Al0,62Ga0,38N (u-Al0,62Ga0,38N) betrug etwa 1 × 1016 cm–2. Vor dem elektrochemischen Ätzen wurde der gute elektrische Kontakt durch Auflöten von Indium am Probenrand hergestellt. Anschließend wurden die AlGaN-Proben 5 Minuten lang in 1 M wässriger KOH-Lösung mit einer Platinplatte (Pt) als Gegenelektrode anodisch geätzt. Die wässrige KOH-Lösung wurde durch eine elektrische Heizplatte erhitzt, um während des Ätzens eine konstante Temperatur zu gewährleisten. Nach dem Ätzen wurden die Proben in entionisiertem Wasser gespült und in N2 getrocknet. Rasterelektronenmikroskopie (REM, Gemini300) und Rasterkraftmikroskopie (AFM, SPM9700) wurden verwendet, um die Oberflächen- und Querschnittsmorphologien der Proben zu charakterisieren. Das Reflexionsvermögen wurde mit einem UV-Vis-Spektrophotometer (SolidSpec-3700) gemessen. Für die Messung der Reflektivitätsspektren wurde der Standardreferenzspiegel (R > 99 %, 200–400 nm) verwendet. Die Finite-Elemente-Simulation des Reflexionsvermögens wurde mit der Software Comsol Multiphysics durchgeführt. Um die Simulation zu vereinfachen, wird die nanoporöse Schicht durch ein Volumenmaterial mit demselben effektiven Brechungsindex ersetzt. Das Quellenmessgerät 2400C von Keithley bietet eine konstante Gleichstromvorspannung sowie Echtzeitüberwachung und -aufzeichnung des Stroms über Software.

(a) Schematischer Aufbau; (b) Die Reflexionsspektren von DBRs, die mit einer Vorspannung von 25 V DC in KOH-Elektrolyten bei verschiedenen Elektrolyttemperaturen, ungeätzter Probe und Simulation bei 65 °C hergestellt wurden; Querschnitts-REM-Bilder der DBRs, die bei 25 V in KOH-Lösung bei (c) 25 °C, (d) 45 °C, (e) 65 °C und (f) 85 °C geätzt wurden.

Abbildung 1B zeigt die Reflexionsspektren von NP-DBRs, die bei 25 V DC-Vorspannung und verschiedenen Elektrolyttemperaturen geätzt wurden. Das Reflexionsvermögen der ungeätzten Probe war im DUV-Bereich niedrig (< 30 %) und nahm bei 257 nm deutlich ab, was der Absorptionskante von Al0,62Ga0,38N entspricht. Nach der ECE erschien ein Reflexionspeak in der Nähe von 278 nm, und der Peakreflexionsgrad nahm zu, als der Elektrolyt von 25 auf 65 °C erhitzt wurde, und nahm dann bei 85 °C ab. Somit wurde das höchste Reflexionsvermögen von 95 % bei 65 °C erreicht. Um den Einfluss der Elektrolyttemperatur auf das Reflexionsvermögen zu untersuchen, wurde die Querschnittsmorphologie von DBRs, die bei verschiedenen Elektrolyttemperaturen hergestellt wurden, mittels REM charakterisiert. Wie in Abb. 1c – e gezeigt, zeigten die Nanoporen eine offensichtliche Schichtverteilung, die in n-Al0,62Ga0,38N-Schichten konzentriert war, während sie in u-Al0,62Ga0,38N-Schichten aufgrund des selektiven Dotierungsätzens fast nicht vorhanden war. Der effektive Brechungsindex (\({n}_{eff}\)) der n-Al0,62Ga0,38N-Schicht mit eingebrachten luftgefüllten Nonaporen kann durch die Volumendurchschnittstheorie22, \({n}_{eff}) beschrieben werden. ={\left[\varphi {n}_{Luft}^{2}+\left(1-\varphi \right){n}_{AlGaN}^{2}\right]}^{1/2} \), wobei φ die Porosität ist. Der Brechungsindex von Al0,62Ga0,38N im DUV-Bereich (λ = 278 nm) beträgt etwa 2,58, ohne den Einfluss der Dotierung23. Mit zunehmender Elektrolyttemperatur nahm die Größe der Nanoporen deutlich zu, was zu einem größeren Brechungsindexkontrast führte. Aus diesem Grund nahm das Reflexionsvermögen der DBRs mit steigender Temperatur von 25 auf 65 °C zu. Die Porosität der bei 65 °C geätzten n-Al0,62Ga0,38N-Schichten wurde anhand des REM-Bildes auf 20 % geschätzt. Dann wurde \({n}_{eff}\) mit 2,35 berechnet. Die Diskrepanz zwischen der Simulation und dem experimentellen Reflexionsvermögen ist auf die endliche Ungleichmäßigkeit der Nanoporen in n-Al0,62Ga0,38N-Schichten und die Streuung der DBR-Oberfläche zurückzuführen. Als die Elektrolyttemperatur jedoch auf 85 °C anstieg, waren die Nanoporen zu groß und erstreckten sich bis in die u-Al0,62Ga0,38N-Schicht, wie in Abb. 1f dargestellt. Daher wurde die periodische Stapelung der Nanoporen zerstört, was zu einer Abnahme des Reflexionsvermögens im Vergleich zu 65 °C führte. Anschließend wurde ein 2-in. Die Probe wurde bei 25 V und 65 °C geätzt und die Reflexionsspektren wurden jeweils in der Mitte, in der Untermitte und am Rand des Wafers gemessen, wie in Abb. 2 dargestellt. Die Reflexionskraft an den drei Punkten lag insgesamt über 95 %, was darauf hinweist, dass ein DUV-DBR im Wafermaßstab erfolgreich hergestellt wurde. Der Sperrbereich der Reflektivitätsspektren lag bei etwa 4,5 nm, was hauptsächlich durch die kurze Reflexionswellenlänge und den niedrigen Brechungsindexkontrast begrenzt war. Die Spitzenwellenlängen der Reflexionsspektren an den drei Punkten betragen 282 nm, 280,5 nm bzw. 279,5 nm und verschieben sich leicht um 280 nm. Die ungleichmäßige Dotierung und Dicke können die Hauptursache für die leichte Verschiebung sein.

Reflexionsspektren des 2-in. DBR-Wafer, vorbereitet bei 25 V und 65 °C, der Einschub zeigt das Foto des DBR.

Im Allgemeinen besteht der ECE-Prozess der Anode aus drei Phasen: (i) Lawinendurchbruch oder Zener-Tunneln zur Erzeugung von Löchern; (ii) Anodenoxidation von n-AlGaN an der Grenzfläche zwischen Film und Elektrolyt; (iii) Die Oxide lösen sich im Elektrolyten auf und bilden Nanoporen24. Die Reaktion kann ausgedrückt werden als:

Währenddessen werden Elektronen (e−) auf die Pt-Elektrode übertragen und nehmen an der Reduktionsreaktion teil: \({2H}_{2}O+{2e}^{-}\to {H}_{2}+{2OH} ^{-}\). Gemäß dem Faradayschen Elektrolysegesetz sind die Stromdichte und die durch das Quellenmessgerät fließende Ladungsmenge proportional zur ECE-Rate bzw. zur Masse des AlGaN, das eine Redoxreaktion durchläuft. Abbildung 3a zeigt die Jt-Diagramme während der ECE bei 25 V. Der Strom sank nach 23 s Ätzen auf 0, was darauf hinweist, dass der ECE-Prozess innerhalb der ersten 23 s stattfand. Als die Temperatur anstieg, stieg aufgrund der schnelleren Auflösungsrate der Oxide in der heißeren KOH-Lösung die anfängliche Stromdichte. Abbildung 3b zeigt die während des ECE-Prozesses verbrauchte Ladungsmenge, die durch Integration von J-t-Diagrammen ermittelt wurde. Die Ladungsmenge nahm mit steigender Temperatur ab, was darauf hindeutet, dass die Masse des AlGaN, das eine Redoxreaktion durchläuft, abnahm. Daraus kann geschlossen werden, dass die Zunahme der Nanoporengröße mit der Temperatur mit anderen chemischen Ätzvorgängen als ECE zusammenhängt.

(a) J-t-Diagramme von DBRs, die in KOH-Lösung bei 25 V und verschiedenen Temperaturen geätzt wurden; (b) Die integrierte Ladungsdichte als Funktion der Temperatur; (c) Schematische Darstellung der elektrochemischen Ätzzelle, in KOH-Lösung bei 25 V und verschiedenen Temperaturen geätzter Nanoporen und AlGaN-Kristallstruktur.

Ein AlGaN-Film mit III-polarer Ebene wurde entlang der [0001]-Achse gezüchtet, während der Film mit N-polarer Ebene entlang der entgegengesetzten [000\(\overline{1 }\)]-Achse gewachsen war. Anders als die III-Polarebene lässt sich die N-Polarebene sehr leicht in heißer KOH-Lösung ätzen25, und die Ätzrate ist temperatur- und kristallflächenabhängig26,27. Die CE-Reaktion kann ausgedrückt werden als:

Hier schlagen wir den Bildungsprozess von Nanoporen unter der kombinierten Wirkung von ECE und CE vor. Der ECE-Prozess macht n-Al0,62Ga0,38N-Schichten porös und CE kann bei 25 °C vernachlässigt werden, wie in Abb. 3ci dargestellt. Die geringe Nanoporengröße kann durch das Verarmungsmodell28 erklärt werden. Die Dicke der Raumladungszone (SCR) um Nanoporen wird ausgedrückt als: \({d}_{SCR}=\sqrt{\frac{2\varepsilon {\varepsilon }_{0}{U}_{SCR}} {q{N}_{D}}}\), wobei ε die Dielektrizitätskonstante ist, ε0 die Permittivität von AlGaN ist, USCR der Spannungsabfall über dem Verarmungsbereich ist, q die Ladung eines Elektrons ist und ND die ist N-Dotierungskonzentration. Aufgrund der relativ geringen Dotierungskonzentration von AlGaN mit hoher Al-Zusammensetzung war der SCR um die Nanoporen dick. Bei Überlappung des SCR war der Raum zwischen den Nanoporen vollständig aufgebraucht, sodass der Porendurchmesser aufgrund des Fehlens der für ECE erforderlichen Löcher nicht zunehmen konnte. Darüber hinaus war ECE ohne Kristallebenenselektivität isotrop, sodass die Nanoporen annähernd kreisförmig waren. Allerdings ist CE nicht mehr zu vernachlässigen, da die Elektrolyttemperatur auf 45 °C ansteigt. Die durch ECE gebildeten Nanoporen legten die N-Polarebene des AlGaN-Films frei. Anschließend erfolgt die CE der N-Polarebene und die Größe der Nanoporen nimmt zu, wie in Abb. 3cii dargestellt. Zweifellos ist der Effekt des chemischen Ätzens bei 65 °C deutlicher. Die Nanoporen weisen ein dreieckiges Profil auf, das aus den Ebenen {0001} und {1\(\overline{1 }\)01} besteht, wie in Abb. 3ciii dargestellt, was auf die relativ stabile Energie der {1\( \overline{1 }\)01} Familie der Ebenen19,26. Da CE keine Siliziumdotierungsselektivität aufweist, könnten sich die dreieckigen Nanoporen bei einer Lösungstemperatur von 85 °C zu u-Al0,62Ga0,38N-Schichten ausdehnen und die periodische Stapelung der Nanoporen zerstören, wie in Abb. 3civ dargestellt. Dies ist der Hauptgrund dafür, dass das Reflexionsvermögen von DBR, das in einem KOH-Elektrolyten bei 85 °C hergestellt wurde, im Vergleich zu dem bei 65 °C abnimmt.

Die Oberflächenmorphologie von DBRs wurde ebenfalls charakterisiert, wie in Abb. 4 dargestellt. Die gleichmäßig verteilten Nanoporen mit einem Durchmesser von etwa 35 nm bildeten sich nach dem Ätzen bei 25 V und 25 °C auf der DBR-Oberfläche (Abb. 4a). Mit steigender Temperatur nahm die Porengröße bei 45 °C zu (Abb. 4b) und die sechseckigen Grübchen erschienen bei 65 °C (Abb. 4c). Als die Temperatur weiter auf 85 °C anstieg, war die Oberfläche vollständig geätzt, was auf das Zusammenwachsen benachbarter sechseckiger Vertiefungen zurückzuführen war (Abb. 4d). Aufgrund der extrem niedrigen Trägerkonzentration der Oberflächen-u-Al0,62Ga0,38N-Schicht und der Überlappung von SCR war die Nanoporengröße bei 25 °C klein. Im Depletion-Modell wurde der SCR jedoch nicht von der Elektrolyttemperatur beeinflusst, sodass die Bildung hexagonaler Vertiefungen nicht auf ECE zurückgeführt werden kann. Abbildung 4e ist das vergrößerte Bild des gelben Kastens in Abb. 4d. Es ist zu beobachten, dass die dendritischen Linien um die Nanoporen herum auftraten. Diese Linien waren die Wege für die Diffusion und Ätzung des KOH-Elektrolyten in der n-Al0,62Ga0,38N-Schicht. Aufgrund der Überlappung von SCR können die dendritischen Linien um benachbarte Nanoporen nicht verbunden werden und bilden somit eine klare Grenze, wie durch die rote Linie markiert. Daraus kann geschlossen werden, dass die Nanoporen als vertikale Abwärtskanäle für den Elektrolyten im ECE-Prozess fungierten und sich der Elektrolyt seitlich in n-Al0,62Ga0,38N-Schichten ausbreitete21,29. Darüber hinaus ermöglichte die poröse n-Al0,62Ga0,38N-Schicht der heißen KOH-Lösung das chemische Ätzen des u-Al0,62Ga0,38N aus der N-Polarebene, was das Ätzen der Oberfläche von u-Al0,62Ga0,38N beschleunigte Schicht. Das sechseckige Profil der Oberflächengruben entstand durch den Schnittpunkt der Ebenenfamilien {0001} und {1 \(\overline{1 }\) 01}. Die Oberflächenmorphologie des bei 85 ° C geätzten DBR und die Tiefe der sechseckigen Vertiefungen wurden ebenfalls mittels AFM charakterisiert und gemessen, wie in Abb. 4f bzw. g dargestellt. Die ausgewählte sechseckige Grube legte fünf Stufenflächen und sieben Stufenhöhen (∆hx) frei. Mit Ausnahme von Δh1 und Δh2 liegen die anderen Stufenhöhen zwischen 55 und 59 nm, was mit der Dicke (58 nm) eines Paares aus n-Al0,62Ga0,38N/u-Al0,62Ga0,38N (28 nm/30 nm) übereinstimmt ). Dies bestätigt, dass ein Paar aus n-Al0,62Ga0,38N/u-Al0,62Ga0,38N als Ganzes geätzt wurde, wobei die n-Al0,62Ga0,38N-Schicht sowohl durch ECE als auch durch CE geätzt wurde, während die u-Al0,62Ga0 .38N wird nur von CE geätzt, wodurch sechseckige Vertiefungen mit gleichmäßiger Tiefe entstehen.

Oberflächen-REM-Bilder des DBR, hergestellt bei 25 V in KOH-Lösung bei (a) 25 °C, (b) 45 °C, (c) 65 °C und (d) 85 °C; (e) Vergrößertes Oberflächen-REM-Bild und (f) AFM von DBR, hergestellt bei 25 V und 85 °C; (g) Tiefenprofil der in (f) markierten sechseckigen Grube.

Der Einfluss der Probenleitfähigkeit (Dotierung) und des Anodisierungspotentials wurde von Han et al.28 untersucht. Wir haben versucht, mit der Spannung zur Porositätsabstimmung zu spielen. Allerdings war das Reflexionsvermögen des bei 30 V hergestellten DBR geringer als das bei 25 V, wie in Abb. 5 gezeigt. Die relativ niedrige Si-Dotierungskonzentration von n-Al0,62Ga0,38N (4 × 1018 cm−2) führte dazu schlechte ECE-Selektivität bei höherer Spannung. Auf den Querschnitts-REM-Bildern der bei 30 V geätzten DBRs wurden einige vertikale Nanokanäle (markiert durch die roten Pfeile) anstelle von periodisch gestapelten Nanoporen beobachtet. Es war nicht möglich, ein hohes Reflexionsvermögen allein durch Spiel mit der Spannung zu erreichen.

(a) Die Reflexionsspektren von DBRs, die bei 25 V oder 30 V in KOH-Lösung bei 25 °C hergestellt wurden; (b) Querschnitts-REM-Bilder der bei 30 V und 25 °C geätzten DBRs.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass ein DUV-DBR im Wafermaßstab erfolgreich hergestellt wurde, indem 40 Paare von n-Al0,62Ga0,38N/u-Al0,62Ga0,38N-Filmen in heißer wässriger KOH-Lösung geätzt wurden. Der EC vergrößerte die Größe der durch elektrochemisches Ätzen gebildeten Nanoporen und erhöhte dadurch die Porosität der n-AlGaN-Schichten. Durch Optimierung der Elektrolyttemperatur wurde ein Reflexionsvermögen von 95 % bei 280 nm erreicht. Mit der einfachen Ätzmethode können verschiedene Probleme vermieden werden, die durch Gitter- und thermische Fehlanpassungen während des epitaktischen Wachstums zur Herstellung von DUV-DBR im Wafermaßstab verursacht werden, was für die Herstellung von DUV-Mikrokavitätsvorrichtungen auf AlGaN-Basis von erheblicher Bedeutung wäre.

Die Daten sind auf begründete Anfrage beim jeweiligen Autor erhältlich.

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Diese Arbeit wird unterstützt vom National Key Research and Development Program of China (Grant No. 2022YFB3605104), dem Key Research and Development Program of Hubei Province (Grant No. 2021BAA071), der National Natural Science Foundation of China (Grant No. 62174061, 62174063, 61904184, 61974174), die Fundamental Research Funds for the Central Universities (Grant No. 2020kfyXJJS124) und der Director Fund von WNLO.

Diese Autoren trugen gleichermaßen bei: Yongming Zhao und Maocheng Shan.

Wuhan National Laboratory for Optoelectronics, Huazhong University of Science and Technology, Wuhan, 430074, Volksrepublik China

Yongming Zhao, Maocheng Shan, Zhihua Zheng, Pengcheng Jian, WeiJie Liu, Shizhou Tan, Changqing Chen, Feng Wu und Jiangnan Dai

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YZ: Konzeptualisierung, Datenkuration, Untersuchung, Rollen/Schreiben – ursprünglicher Entwurf, Schreiben – Überprüfung und Bearbeitung. MS: Konzeptualisierung, Untersuchung, Schreiben – Überprüfung und Bearbeitung. ZZ: Validierung. PJ: Projektverwaltung. WL und ST: Software. CC: Aufsicht. FW: Rollen/Schreiben – Originalentwurf. JD: Aufsicht, Validierung.

Entsprechung zu Feng Wu oder Jiangnan Dai.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Zhao, Y., Shan, M., Zheng, Z. et al. Herstellung von nanoporösen AlGaN-basierten Bragg-Reflektoren im tiefen Ultraviolett im Wafermaßstab durch einstufiges selektives Nassätzen. Sci Rep 12, 22434 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-25712-2

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Eingegangen: 22. Oktober 2022

Angenommen: 05. Dezember 2022

Veröffentlicht: 27. Dezember 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-25712-2

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