DE102007027446A1

DE102007027446A1 - Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis und lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis

Info

Publication number: DE102007027446A1
Application number: DE102007027446A
Authority: DE
Inventors: Masatomo Shibata
Original assignee: Hitachi Cable Ltd
Current assignee: Sumitomo Chemical Co Ltd
Priority date: 2006-08-17
Filing date: 2007-06-14
Publication date: 2008-02-21
Anticipated expiration: 2027-06-15
Also published as: TWI355756B; JP2008044818A; US20080042160A1; DE102007027446B4; JP4462251B2; US7847313B2; TW200818548A

Abstract

Ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis ist aus einem Halbleiter-Einkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis ausgebildet, der n-leitende Fremdatome enthält. Der Einkristall weist eine periodische Änderung der Konzentration der n-leitenden Fremdatome in einer Dickenrichtung des Substrats auf. Die periodische Änderung weist einen Minimalwert der Konzentration der n-leitenden Fremdatome von nicht weniger als 5 x 10<SUP>17</SUP> cm<SUP>-3</SUP> an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats auf.

Description

Die vorliegende Anmeldung basiert auf der Japanischen Patentanmeldung Nr. 2006-222407 , deren ganzer Inhalt durch Bezugname hierin aufgenommen wird.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. GEBIET DER ERFINDUNG
Diese Erfindung betrifft ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis und insbesondere ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, das Probleme wie z.B. einen ohmschen Fehler einer Elektrode sowie einen Kennwertsfehler und einen Zuverlässigkeitsfehler einer Vorrichtung verhindern kann. Außerdem betrifft diese Erfindung eine unter Verwendung des Halbleitersubstrats hergestellte lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis.
2. BESCHREIBUNG DES STANDS DER TECHNIK
Halbleitermaterialien auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis wie z.B. Galliumnitrid (GaN), Indiumgalliumnitrid (InGaN) und Galliumaluminiumnitrid (GaAlN) haben einen genügend großen Bandabstand und sind vom Direktübergangstyp bei Übergang zwischen Bändern. Daher gab es eine Menge Forschungsarbeit, sie auf eine lichtemittierende Vorrichtung mit kurzer Wellenlänge anzuwenden. Weiterhin haben sie eine hohe Sättigungs-Elektronendriftgeschwindigkeit und können zweidimensionales Elektronengas verwenden, das durch Heteroübergang erhalten wird. Daher wird auch erwartet, dass sie auf eine elektronische Vorrichtung anwendbar sind.
Bei der Herstellung einer Halbleitervorrichtung wird allgemein sogenanntes Homoepitaxialwachstum durchgeführt, wobei ein Substrat mit derselben Gitterkonstante und demselben Linearausdehnungskoeffizienten wie ein epitaxial darauf aufzuwachsender Kristall als Grundsubstrat verwendet wird. Zum Beispiel wird ein GaAs-Einkristallsubstrat als Substrat für das Epitaxialwachstum von GaAs und AlGaAs verwendet. Doch für Halbleiterkristalle auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis wie z.B. GaN hat man noch kein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis mit hinreichender Größe und hinreichenden Kennwerten entwickelt. Daher hat man einen Einkristall-Saphir als Substrat für GaN-Wachstum verwendet, und das GaN hat man durch ein Gasphasenwachstumsverfahren wie z.B. MOVPE (metallorganische Gasphasenepitaxie), MBE (Molekularstrahlepitaxie), HVPE (Hybrid-Gasphasenepitaxie) usw. hetero-epitaxial darauf aufgewachsen.
Doch da das Saphirsubstrat eine andere Gitterkonstante als GaN hat, kann ein Einkristall-GaN-Film nicht direkt auf dem Saphirsubstrat aufgewachsen werden. Daher plant man ein GaN-Aufwachsverfahren, das eine Niedertemperatur-Pufferschichttechnik verwendet, welche für Hetero-Aufwachsen von Si usw. auf dem Saphirsubstrat entwickelt worden ist. Die Technik wird so durchgeführt, dass die Pufferschicht aus AlN oder GaN bei einer niedrigen Temperatur von ungefähr 500°C auf dem Saphirsubstrat ausgebildet wird, und danach wird das GaN darauf aufgewachsen, während Gitterverzerrungen durch die Niedertemperaturwachstums-Pufferschicht vermindert werden.
Unter Verwendung der Niedertemperaturwachstums-Nitridschicht als Pufferschicht kann das Einkristall-Epitaxialwachstum von GaN auf dem Saphirsubstrat zu Stande gebracht werden. Doch da beim Aufwachsen der Niedertemperatur-Pufferschicht der optimale Bereich der Bedingungseinstellungen für Wachstumstemperatur und Wachstumsdicke eng ist, ist es schwierig, gute Reproduzierbarkeit zu erreichen.
Daher muss man eine Maßnahme treffen, dass, statt die gesamte Epitaxialvorrichtungsstruktur kontinuierlich auf dem Saphirsubstrat aufzuwachsen, sogenannte GaN-Schablonen, bei denen nur die GaN-Einzelschicht auf dem Saphirsubstrat aufgewachsen wird, im Ganzen oder ausgegliedert hergestellt werden und dann in einem getrennten Prozess die übrige Vorrichtungsstruktur epitaxial auf der GaN-Schablone aufgewachsen wird.
Doch selbst wenn bei den Schablonen, bei denen nur das GaN auf dem Saphirsubstrat aufgewachsen wird, die Niedertemperatur-Pufferschichttechnik verwendet wird, ist die Gitterfehlanpassung zwischen dem Substrat und dem GaN-Kristall außer jeder Kontrolle, so dass das erhaltene GaN eine Dislokationsdichte von 10⁹ bis 10¹⁰ cm^–2 haben muss. Dieser Fehler wird ein Hindernis für die Fertigung einer Vorrichtung auf GaN-Basis, insbesondere LD und Ultraviolett-LED. Daher werden die GaN-Schablonen aus schließlich für eine LED für sichtbares Licht und für eine elektronische Vorrichtung verwendet, deren Kennwerte durch die Dislokation nicht so schwer beeinträchtigt werden.
Andererseits wird für LD- und Ultraviolett-LED-Vorrichtungen, die eine Epitaxialwachstumsschicht mit einer sehr niedrigen Dislokationsdichte verlangen, ein Verfahren vorgeschlagen, bei dem ein nur aus einem GaN-Material ausgebildetes Substrat als Kristallwachstumssubstrat verwendet wird und ein Halbleiter-Mehrschichtfilm, der ihren Vorrichtungsteil bildet, auf dem Substrat ausgebildet wird. So ein Kristallwachstums-GaN-Substrat wird hierin als "freistehendes GaN-Substrat" bezeichnet.
Das freistehende GaN-Substrat wird allgemein so hergestellt, dass eine dicke GaN-Schicht mit einer verminderten Dislokationsdichte auf einem Heterosubstrat wie z.B. einem Saphirsubstrat epitaxial aufgewachsen wird und dann die GaN-Schicht nach ihrem Wachstum vom Grund-Heterosubstrat abgetrennt wird, um das freistehende GaN-Substrat zu erhalten.
Zum Beispiel wird ein Verfahren vorgeschlagen, dass unter Verwendung einer sogenannten ELO-Technik (Epitaxiallateralüberwachsung) eine Maske mit Öffnungen auf einem Grundsubstrat aus Saphir usw. ausgebildet wird, eine GaN-Schicht mit niedriger Dislokationsdichte durch die Öffnungen hindurch lateral aufgewachsen wird und das Grund-Saphirsubstrat durch Ätzen usw. entfernt wird, um das freistehende GaN-Substrat zu erhalten (siehe z.B. JP-A-1 1-251 253 ).
Es wird auch ein anderes Verfahren vorgeschlagen, dass unter Verwendung eines VAS-Verfahrens (leerstellenunterstützte Abtrennung) Leerstellen (d.h. ein TiN-Dünnfilm-Netz) auf einem Grundsubstrat aus Saphir usw. ausgebildet werden, eine GaN-Schicht durch die Leerstellen hindurch darauf aufgewachsen wird und die GaN-Schicht an der Grenzfläche zwischen dem Grundsubstrat und der GaN-Schicht abgetrennt wird, so dass gleichzeitig sowohl Abtrennung des GaN-Substrats als auch Verminderung der Dislokationsdichte erreicht werden kann (siehe z.B. Y. Oshima et al., "Preparation of Freestanding GaN Wafers by Hybride Vapor Phase Epitaxy with Void-Assisted Separation", Jpn. J. Appl. Phys. Vol. 42 (2003) S. L1–13).
Doch ist es schwierig, direkt auf dem durch die obigen Verfahren erhaltenen GaN-Substrat "wie aufgewachsen" eine Epitaxialschicht zur Herstellung einer Vorrichtung aufzu wachsen, da gewöhnlich eine Morphologie wie z.B. Höhlungen und Hügel auf der Oberfläche des Substrats erscheint. Daher wird das GaN-Substrat allgemein verwendet, nachdem die Oberfläche des Substrats glattgeschliffen und hochglanzpoliert worden ist.
Im Allgemeinen kann ein Massen-Halbleiterkristall eine Mehrschichtstruktur derart haben, dass Schichten mit unterschiedlicher Fremdatomkonzentration periodisch in der Kristallwachstumsrichtung (d.h. in der Dickenrichtung des Substrats) geschichtet sind. Es wird angenommen, dass die Mehrschichtstruktur dadurch verursacht wird, dass der Kristall während des Kristallwachstums gedreht wird, wodurch der Kristall zwangsläufig periodisch einen Bereich mit einem Temperaturgradienten oder einen Bereich mit einer unterschiedlichen Material- oder Dotierstoffkonzentration durchläuft, so dass die Kristallschichten mit der unterschiedlichen Fremdatomkonzentration geschichtet werden. Das Verhalten der Mehrschichtstruktur kann auch dadurch widergespiegelt werden, dass die Fremdatomkonzentration eine konstante Periode der Amplitude hat, die durch die Umdrehungszahl und Wachstumsgeschwindigkeit des Kristalls bestimmt wird, wenn eine Verteilung der Fremdatomkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats mittels SIMS usw. gemessen wird.
Und wenn der aufgewachsene Kristall parallel zur Wachstumsrichtung geschnitten wird und nachfolgend eine bestimmte Art von Ätzen an der Schnittoberfläche durchgeführt wird oder Erregungslicht darauf gestrahlt wird, um sein Lumineszenzverhalten zu beobachten, so kann man klar eine konstante Periode eines Streifenmusters beobachten, das parallel zur "Kristallwachstumsgrenzfläche" ausgebildet wird, welche eine virtuelle Kristallwachstumsgrenzfläche bedeutet, welche genau dann, wenn der Kristall an der Beobachtungsposition aufwächst, an ihrer Beobachtungsposition vorhanden gewesen sein muss. Der beobachtete Streifen wird "Riffelung" oder "Wachstumsriffelung" genannt. Im Kristall kann die Form der Kristallwachstumsgrenzfläche in dem Zeitpunkt, in dem ein bestimmter Bereich des Kristalls aufwächst, als Ungleichmäßigkeit der Fremdatomkonzentration, d.h. Riffelungslinie, bestehen gelassen werden, wobei die Geschichte der Kristallwachstumsgrenzfläche durch Verfolgen des Übergangs der Linie geprüft werden kann. Da die Periode des Streifenmusters manchmal länger als jene der Verteilung der Fremdatomkonzentration ist, sind beide nicht immer einander gleich. Doch spiegelt das periodische Erscheinen des Streifenmusters wider, dass es eine periodische Änderung der Fremdatomkonzentration in der Dickenrichtung des Sub strats gibt.
So eine Riffelung wird allgemein in der Dickenrichtung eines zusammengesetzten Halbleitersubstrats aus GaAs oder InP ausgebildet. Doch da das Substrat aus einem aus einer Schmelze aufgewachsenen Massenkristall geschnitten wird, wird angenommen, dass die Riffelung in der Dickenrichtung des Substrats einen relativ kleinen Unterschied der Fremdatomkonzentration hat und sie daher die Vorrichtungsherstellung nicht ungünstig beeinflusst. Mit anderen Worten, der wesentliche Unterschied der Fremdatomkonzentration wie früher beschrieben wird dadurch verursacht, dass beim Drehen des Kristalls während des Kristallwachstums der Kristall zwangsläufig periodisch einen Bereich mit einem Temperaturgradienten oder einen Bereich mit einer unterschiedlichen Material- oder Dotierstoffkonzentration durchläuft, so dass solch ein Unterschied in der Konzentration der in den Kristall einzubringenden Fremdatome auftreten kann. Im Gegensatz dazu berührt im Falle des Kristallwachstums von GaAs oder InP die Kristallwachstumsgrenzfläche stets die allgemeine Oberfläche der Schmelze, weshalb es unter Umständen aufgewachsen werden kann, die einen wesentlich kleineren Temperaturgradienten und Dotierstoffkonzentrationsgradienten als der später beschriebene GaN-Kristall haben.
Andererseits, da das GaN-Substrat durch das Gasphasenwachstumsverfahren wie früher erwähnt hergestellt wird, wächst es häufig periodisch auf, wenn es die Bedingungen mit einem steilen Temperaturgradienten durchläuft, anders als der andere, aus der Schmelze aufgewachsene zusammengesetzte Halbleiterkristall. Weiterhin hängt die Kristallwachstumsgeschwindigkeit an einer Durchlaufposition des Kristalls von der Konzentration eines Rohmaterialgases ab, das an der Position vorhanden ist, und die Konzentration der an der Position einzubringenden Fremdatome hängt von der Konzentration eines Dotierstoffgases ab, das an der Position vorhanden ist. Doch da beide Konzentrationen durch die Strömungsverteilung des Rohmaterialgases im Reaktor bestimmt werden, ist die Schwankung beider Konzentrationen wahrscheinlich wesentlich größer als bei dem aus der Schmelze aufgewachsenen Kristall. Dennoch kann durch Mittelung auf Basis der Drehung des Kristallsubstrats der Kristall scheinbar mit gleichförmiger Dicke und Fremdatomkonzentration ausgebildet werden, selbst wenn das Rohmaterialgas unproportional in den Reaktor strömt. Doch da der Kristall tatsächlich aufwächst, während er abwechselnd eine signifikant hohe Wachstumsgeschwindigkeit und eine signifikant niedrige Wachstumsgeschwindigkeit durchläuft, findet man bei genauer Untersuchung häufig eine Struktur, bei der Schichten mit einem sehr großen Unterschied der Fremdatomkonzentration abwechselnd geschichtet sind.
Die Ladungsträgerkonzentration eines Halbleitersubstrats wird allgemein durch das Van-der-Pauw-Verfahren oder Wirbelstrommessverfahren gemessen. Doch da diese Verfahren nur dafür eingerichtet sind, eine in ihrer Masse gemittelte Ladungsträgerkonzentration zu messen, sind sie nicht dafür eingerichtet, eine periodische Verteilung der Fremdatomkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats zu messen, selbst wenn es sie gibt.
Eine Riffelung mit einem sehr großen Unterschied der Fremdatomkonzentration zu haben, kann daher dazu äquivalent sein, abwechselnd eine Schicht mit hoher Ladungsträgerkonzentration und eine Schicht mit niedriger Ladungsträgerkonzentration aufeinander zu schichten, wie oben beschrieben. Selbst wenn daher die mittlere Ladungsträgerkonzentration eines Substrats scheinbar hoch ist, können Probleme auftauchen, dass kein ohmscher Kontakt zwischen dem Substrat und einer daran befestigten Elektrode erzielt wird, und eine Vorrichtung, die dafür eingerichtet ist, einen Strom senkrecht zum Substrat fließen zu lassen, wird einer Vergrößerung der Betriebsspannung, einer Vergrößerung der Wärmeerzeugung und einer Verminderung der Zuverlässigkeit ausgesetzt.
KURZE DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis bereitzustellen, das eine Leistung erzielen kann, die im richtigen Verhältnis zu gemittelten elektrischen Kennwerten steht, die durch die übliche Messung seines Massenkristalls erhalten werden.
Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, eine lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis unter Verwendung des Halbleitersubstrats bereitzustellen.
Bis jetzt hat noch kein Fachmann versucht, die Verteilung einer Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung eines Substrats im Sinne der Riffelung des Substrats zu messen. Wie oben beschrieben, hat sich der Erfinder jedoch auf den Punkt konzentriert, dass, selbst wenn ein Einkristallsubstrat scheinbar eine gleichförmige Zusammen setzung hat, ein Innenteil desselben eine Verteilung einer Fremdatomkonzentration, d.h. eine Verteilung einer Ladungsträgerkonzentration haben kann, die in der Dickenrichtung des Substrats periodisch ausgebildet ist. So hat der Erfinder festgestellt, dass der Kennwertsfehler und Zuverlässigkeitsfehler der Vorrichtung, die durch die angebrachte Elektrode oder durch den internen Widerstand des Substrats verursacht werden, verhindert werden können, indem das Substrat so hergestellt wird, dass die Ladungsträgerkonzentration einer Schicht mit minimaler Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats so gesteuert wird, dass sie nicht kleiner als ein bestimmter Wert ist.
Weiterhin hat sich der Erfinder auf den Punkt konzentriert, dass, wenn das Kristallsubstrat während des Kristallwachstums gedreht wird, ein Unterschied der Amplitude (d.h. ein Unterschied zwischen der minimalen Ladungsträgerkonzentration und der maximalen Ladungsträgerkonzentration) der Ladungsträgerkonzentration in einer Riffelung in der Ebene des Substrats zwischen einer nahen Seite und einer fernen Seite im Verhältnis zum Drehzentrum verursacht wird. So hat der Erfinder festgestellt, dass, selbst wenn die mittlere Ladungsträgerkonzentration in der Ebene des Substrats scheinbar gleichförmig ist, der Unterschied der Amplitude einen Unterschied der Betriebsleistung der auf dem Substrat ausgebildeten Vorrichtung verursachen kann.
Als solche wurde die Erfindung auf Basis der obigen Erkenntnis von den neuen Gesichtspunkten ersonnen, die von den Fachleuten niemals bedacht wurden.

(1) Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung umfasst ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis: einen Halbleiter-Einkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, der n-leitende Fremdatome enthält, wobei der Einkristall eine periodische Änderung der Konzentration der n-leitenden Fremdatome in einer Dickenrichtung des Substrats aufweist, und die periodische Änderung einen Minimalwert der Konzentration der n-leitenden Fremdatome von nicht weniger als 5 × 10¹⁷ cm^–3 an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats aufweist.
(2) Gemäß einer anderen Ausführungsform der Erfindung umfasst eine lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß (1), und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.

An der obigen Erfindung (1) oder (2) können die folgenden Modifizierungen und Änderungen vorgenommen werden.

(i) Die periodische Änderung weist eine Amplitude auf, die nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats beträgt.
(ii) Der Halbleiter-Einkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis umfasst ein hexagonales Galliumnitrid.
(iii) Das Substrat umfasst auf einer Oberfläche desselben eine Gallium-Fläche auf einer C-Fläche des hexagonalen Galliumnitrids.
(iv) Das Substrat weist eine hochglanzpolierte Oberfläche auf.
(v) Die n-leitenden Fremdatome weisen Silizium auf.
(vi) Die n-leitenden Fremdatome weisen Sauerstoff auf.
(vii) Das Substrat weist einen Durchmesser von nicht weniger als 50 mm auf.

Vorteile
Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung kann ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis Probleme wie z.B. einen ohmschen Fehler einer Elektrode und einen Kennwertsfehler oder Zuverlässigkeitsfehler einer Vorrichtung verhindern, die dadurch verursacht werden, dass, obwohl die mittlere Ladungsträgerkonzentration des Substrats hoch genug ist, die Verteilung der Fremdatomkonzentration eine periodische Änderung in der Tiefenrichtung des Substrats hat (d.h. eine periodische Struktur wird mit einer Schicht mit niedriger Konzentration und einer Schicht mit hoher Konzentration ausgebildet, und die Schicht mit niedriger Konzentration existiert). Als Folge kann das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis auslegungsgemäß betrieben und mit einer guten Herstellungsausbeute hergestellt werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Es folgt eine Erläuterung der bevorzugten Ausführungsformen gemäß der Erfindung anhand der Zeichnungen, in denen:
1 eine Querschnittsansicht ist, die einen konventionellen HVPE-Reaktor zeigt, der für Kristallwachstum verwendet wird;
2 eine Querschnittsansicht ist, die eine Verbesserung des in 1 gezeigten HVPE-Reaktors zeigt;
3 eine Querschnittsansicht ist, die eine Modifizierung des in 1 gezeigten HVPE-Reaktors zeigt;
4A eine Querschnittsansicht ist, die ein Verfahren zur Herstellung eines GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei eine Si-dotierte GaN-Schicht ausgebildet wird;
4B eine Querschnittsansicht ist, die das Verfahren zur Herstellung des GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei ein Ti-Film ausgebildet wird;
4C eine Querschnittsansicht ist, die das Verfahren zur Herstellung des GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei eine Wärmebehandlung durchgeführt wird;
4D eine Querschnittsansicht ist, die das Verfahren zur Herstellung des GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei eine GaN-Schicht ausgebildet wird;
4E eine Querschnittsansicht ist, die das Verfahren zur Herstellung des GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei die GaN-Schicht als freistehendes Substrat von einem Grundsubstrat abgetrennt wird;
4F eine Querschnittsansicht ist, die das Verfahren zur Herstellung des GaN-Substrats (VAS-Verfahren) zeigt, wobei das freistehende GaN-Substrat auf beiden Seiten abgeflacht wird;
5 ein Graph ist, der eine Dickenverteilung eines durch HVPE ohne Drehung eines Grundsubstrats aufgewachsenen GaN-Films im Vergleichsbeispiel 1 zeigt;
6 ein Graph ist, der eine Dickenverteilung eines durch HVPE während Drehung des Grundsubstrats aufgewachsenen GaN-Films im Vergleichsbeispiel 1 zeigt;
7 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil im Zentrum eines im Vergleichsbeispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls zeigt;
8 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil an einem 10 mm vom Zentrum des im Vergleichsbeispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls entfernten Punkt zeigt;
9 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil an einem 20 mm vom Zentrum des im Vergleichsbeispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls entfernten Punkt zeigt;
10 eine Querschnittsansicht ist, die eine in den Vergleichsbeispielen 1–2 und Beispielen 1–3 hergestellte LED zeigt;
11 ein Graph ist, der eine Dickenverteilung eines durch HVPE ohne Drehung eines Grundsubstrats aufgewachsenen GaN-Films im Beispiel 1 zeigt;
12 ein Graph ist, der eine Dickenverteilung eines durch HVPE während Drehung des Grundsubstrats aufgewachsenen GaN-Films im Beispiel 1 zeigt;
13 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil im Zentrum eines im Beispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls zeigt;
14 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil an einem 10 mm vom Zentrum des im Beispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls entfernten Punkt zeigt; und
15 ein Graph ist, der ein Si-Konzentrationsprofil an einem 20 mm vom Zentrum des im Beispiel 1 hergestellten freistehenden GaN-Substratkristalls entfernten Punkt zeigt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Freistehendes Substrat
"Freistehendes Substrat" bei der Erfindung bedeutet ein Substrat mit einer solchen Festigkeit, dass es seine Form von allein behält und keine Probleme bei seiner Handhabung aufwirft. Es wird bevorzugt, dass das freistehende Substrat nicht weniger als 200 μm dick ist, damit es diese Festigkeit hat. Unter Berücksichtung einer leichten Spaltbarkeit nach der Ausbildung zu einer Vorrichtung wird außerdem bevorzugt, dass es nicht mehr als 1 mm dick ist. Ist die Dicke zu groß, wird das Spalten schwierig, so dass Rauigkeit auf der gespaltenen Oberfläche erzeugt wird. Als Folge wird eine durch einen Reflexionsverlust verursachte Verschlechterung der Vorrichtungskennwerte problematisch, zum Beispiel wenn das Substrat auf einen Halbleiterlaser angewandt wird. Weiterhin wird bevorzugt, dass sein Durchmesser nicht kleiner als 50 mm ist.
Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis
Ein Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis der Erfindung enthält Halbleiter, die durch die Formel In_xGa_yAl_1-x-yN(0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1, 0 ≤ x + y ≤ 1) dargestellt werden. Davon wird Galliumnitrid (GaN) am meisten bevorzugt, da es Kenngrößen wie z.B. Festigkeit und Produktionsstabilität genügt, die für Substratmaterialien erforderlich sind. Weiterhin wird bevorzugt, dass eine Oberfläche des Substrats eine Gruppe-III-Fläche (d.h. Ga-Fläche) als (0001)-Fläche ist, da ein Kristall auf GaN-Basis starke Polarität hat und die Gruppe-III-Fläche (d.h. Ga-Fläche) chemisch und thermisch stabiler ist als eine Gruppe-IV-Fläche (d.h. Stickstofffläche), um die Herstellung einer Vorrichtung zu erleichtern.
Oberfläche des Substrats
Im Allgemeinen gibt es auf der Oberfläche eines GaN-Grund-Epitaxialsubstrats wie aufgewachsen zahlreiche große Unregelmäßigkeiten wie z.B. Hügel oder winzige Unregelmäßigkeiten, welche durch Stufenballung verursacht sein können. Diese verursachen nicht nur eine Ungleichmäßigkeit der Morphologie, Filmdicke, Zusammensetzung usw., wenn eine Epitaxialschicht darauf aufgewachsen wird, sondern auch eine Verminde rung der Belichtungsgenauigkeit bei der Fotolithografie des Vorrichtungsherstellungsprozesses. Daher wird bevorzugt, dass die Oberfläche des Substrats zu einer Spiegelebene glattgeschliffen wird. Doch bleibt möglicherweise eine Arbeitsschadenschicht auf der glattgeschliffenen Oberfläche des Substrats übrig. Es wird bevorzugt, dass die Arbeitsschadenschicht nach dem Glattschleifen durch Nassätzen, Trockenätzen, Verzerrungsbeseitigungsglühen usw. beseitigt wird, da die Dislokationsdichte nicht nur durch eine durch "Einwachsen" (während des Kristallwachstums) erzeugte Dislokation, sondern auch durch eine nach dem Kristallwachstum durch das Glattschleifen usw. eingeführte Dislokation vergrößert wird. Daher kann die Dislokationsdichte vermindert werden, und man kann ein Substrat erhalten, welches schwer eine raue Oberfläche haben kann. Es wird verdienstvoll bevorzugt, dass die Oberfläche des Substrats nach dem Glattschleifen eben ist, und es wird bevorzugt, dass seine Rauigkeit nicht mehr als 10 nm arithmetische mittlere Rauigkeit Ra gemessen im Bereich von 50 μm ist. Indessen kann für ein Substrat für eine LED für sichtbares Licht ein Substrat (genannt Substrat "wie aufgewachsen") wie durch das Kristallwachstum erhalten direkt verwendet werden, da eine Feinbearbeitung dafür nicht so nötig ist und man tendenziell an Kostensenkung denkt.
Rückseite des Substrats
Im Allgemeinen wird ein freistehendes GaN-Substrat so hergestellt, dass eine heteroepitaxial auf einem Hetero-Grundsubstrat aufgewachsene Schicht durch irgendein Verfahren vom Grundsubstrat abgetrennt wird. Daher ist die Rückseite des Substrats wie abgetrennt häufig wie Mattglas geraut oder mit einem Teil des Grundsubstrats beschmutzt. Aufgrund Verzugs des Substrats ist sie möglicherweise nicht eben. Dies kann Ungleichmäßigkeit der Verteilung der Substrattemperatur verursachen, wenn eine Epitaxialschicht auf dem Substrat aufgewachsen wird. Dadurch verschlechtert sich die Gleichförmigkeit oder Reproduzierbarkeit der Epitaxialschicht. Daher wird allgemein bevorzugt, dass die Rückseite des Substrats zu einer ebenen Fläche glattgeschliffen wird.
N-leitende Fremdatome für Substrat
N-leitende Fremdatome, die für das Substrat verwendet werden, können Ge, Se und S und auch Si und O sein.
Ladungsträgerkonzentration
Ein Unterschied der Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats wird problematisch, wenn das GaN-Substrat für eine lichtemittierende Vorrichtung wie z.B. eine LED oder LD verwendet wird, welche mittels Stromspeisung senkrecht zum Substrat arbeitet. Das Substrat in dieser Anwendung muss eine Ladungsträgerkonzentration von nicht weniger als 5 × 10¹⁷ cm^–3 aufweisen, im Sinne der leichten Anbringbarkeit einer Elektrode daran bei der Herstellung der Vorrichtung und der Verminderung des Kontaktwiderstands zwischen dem Substrat und der Elektrode oder des Widerstands des Substrats beim Speisen des Stroms.
Doch ist diese Ladungsträgerkonzentration scheinbar eine mittlere Ladungsträgerkonzentration. Bis jetzt hat noch kein Fachmann versucht, die Verteilung einer Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung eines Substrats im Sinne der Riffelung des Substrats zu messen. Der Erfinder hat sich auf den Punkt konzentriert, dass, selbst wenn ein Einkristallsubstrat scheinbar eine gleichförmige Zusammensetzung hat, ein Innenteil desselben eine Verteilung einer Fremdatomkonzentration, d.h. eine Verteilung einer Ladungsträgerkonzentration haben kann, die in der Dickenrichtung des Substrats periodisch ausgebildet ist. So hat der Erfinder festgestellt, dass der Kennwertsfehler und Zuverlässigkeitsfehler der Vorrichtung, die durch die angebrachte Elektrode oder durch den internen Widerstand des Substrats verursacht werden, verhindert werden können, indem das Substrat so hergestellt wird, dass die Ladungsträgerkonzentration einer Schicht mit minimaler Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats so gesteuert wird, dass sie nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist.
Amplitude der Ladungsträgerkonzentration
Weiterhin hat sich der Erfinder auf den Punkt konzentriert, dass, wenn das Kristallsubstrat während des Kristallwachstums gedreht wird, ein Unterschied der Amplitude (d.h. ein Unterschied zwischen der minimalen Ladungsträgerkonzentration und der maximalen Ladungsträgerkonzentration) der Ladungsträgerkonzentration in einer Riffelung in der Ebene des Substrats zwischen einer nahen Seite und einer fernen Seite im Verhältnis zum Drehzentrum verursacht wird. So hat der Erfinder festgestellt, dass, selbst wenn die mittlere Ladungsträgerkonzentration in der Ebene des Substrats scheinbar gleichförmig ist, der Unterschied der Amplitude einen Unterschied der Betriebsleistung der auf dem Substrat ausgebildeten Vorrichtung verursachen kann.
Es wird bevorzugt, dass die Amplitude nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats beträgt. Der Grund, weshalb der Amplitudenbereich so festgelegt wird, ist, dass im Falle einer Amplitude von mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 die maximale Ladungsträgerkonzentration in der Ebene des Substrats 2,5 × 10¹⁸ cm^–3 übersteigt, wo die Leistung der Vorrichtung aufgrund von Verschlechterung der Kristallgüte des Substrats zu sinken beginnt.
Messverfahren für die Ladungsträgerkonzentration
Das GaN-Substrat für lichtemittierende Vorrichtungen ist typischerweise ein Si-dotiertes oder O-dotiertes n-leitendes Substrat. Wie früher beschrieben, wird die Ladungsträgerkonzentration eines Halbleitersubstrats häufig als gemittelte Masseninformation gemessen, und es ist schwierig, eine Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in der Riffelung genau zumessen. Doch da die oben erwähnten n-leitenden Dotierstoffe (Si, O) eine Aktivierungsrate von ungefähr 100% im GaN-Kristall haben, kann die Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in der Riffelung beinahe genau bestimmt werden, indem die Verteilung einer Dotierstoffkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats gemessen wird. Die Dotierstoffkonzentration kann leicht mittels SIMS-Analyse gemessen werden, welche in ausgedehntem Gebrauch ist.
Steuerverfahren für die Ladungsträgerkonzentration
Wie früher beschrieben, sollte das Substrat so aufgewachsen werden, dass die Ladungsträgerkonzentration der Schicht mit minimaler Ladungsträgerkonzentration in der Dickenrichtung des Substrats nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist und die Amplitude der Ladungsträgerkonzentration an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt. Die Wachstumsbedingungen zur Gewinnung so eines Substrats können dadurch bestimmt werden, dass optimale Bedingungen aus geeigneten Kombinationen von Kristallwachstumsgeschwindigkeit und Zahl der Kristalldrehungen nach Vergleichmäßigung der Temperaturverteilung innerhalb des Kristallwachstumsreaktors und Vergleichmäßigung der Strömung des Quellengases und Dotierstoffgases ausgewählt werden und dass die ausgewählten optimalen Bedingun gen mittels der SIMS-Analyse daraufhin geprüft werden, ob sie der Sollverteilung der Fremdatomkonzentration (d.h. der Ladungsträgerkonzentration der Schicht mit minimaler Ladungsträgerkonzentration und der Amplitude der Ladungsträgerkonzentration) genügen. Somit können die Kristallwachstumsbedingungen nicht eindeutig spezifiziert werden, da sie von dem verwendeten Reaktor abhängen und es viele optimale Bedingungen gibt, je nach der Kombination der Parameter wie oben beschrieben.
Herstellungsverfahren des Substrats
Das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis der Erfindung kann man erhalten durch Aufwachsen eines Einkristalls eines Halbleiters auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis auf dem Heterosubstrat und anschließendes Abtrennen des Kristalls vom Heterosubstrat. Es wird bevorzugt, dass der Einkristall des Halbleiters auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis mittels HVPE aufgewachsen wird. Dies deswegen, weil die HVPE eine hohe Kristallwachstumsgeschwindigkeit hat und daher geeignet ist, ein zum Aufwachsen eines Dickfilms erforderliches Substrat herzustellen. HVPE-Reaktoren zur Verwendung bei der Herstellung des freistehenden GaN-Substrats werden unten erläutert.
HVPE-Reaktor
1 ist eine Querschnittsansicht, die einen konventionellen HVPE-Reaktor zeigt, der für das Kristallwachstum eines freistehenden GaN-Substrats verwendet wird.
Der HVPE-Reaktor 10 ist ein Heißwand-Reaktor, welcher ein Reaktionsrohr 1, das horizontal langgestreckt ist und aus Quarz ausgebildet ist, und eine Rohmaterial-Heizvorrichtung 2a und eine Kristallwachstumsbereich-Heizvorrichtung 2b aufweist, welche außerhalb des Rohrs 1 angeordnet sind. Der HVPE-Reaktor 10 umfasst auf der linken Seite des Reaktionsrohrs 1 (d.h. stromaufwärts des Reaktionsrohrs 1) ein NH₃(Ammoniak)-Gaseinlassrohr 3, um NH₃ Gas als Gruppe-V-Quelle einzuleiten, ein HCl(Chlorwasserstoff)-Gaseinlassrohr 4, um HCl-Gas zur Ausbildung von GaCl als Gruppe-III-Quelle einzuleiten, und ein Dotierstoff-Gaseinlassrohr 5, um Dotierstoffgas zur Steuerung der elektrischen Leitfähigkeit einzuleiten.
Das HCl-Gaseinlassrohr 4 hat auf halbem Weg ein Ga-Schmelze-Reservoir 6, ausgebildet durch eine Durchmesservergrößerung desselben, um eine Gallium-Schmelze 7 zu speichern, welche durch Schmelzen von metallischen Gallium bereitgestellt wird. Weiterhin ist nahe am Zentrum des Reaktionsrohrs 1 ein Substrathalter 9 angeordnet, welcher es erlaubt, ein Grundsubstrat 8 darauf zu montieren, und welcher um eine Drehwelle 9a gedreht werden kann, die am Halter 9 angebracht ist. Weiterhin ist auf der rechten Seite des Reaktionsrohrs 1 (d.h. stromabwärts des Reaktionsrohrs 1) ein Abzug 11 angeordnet, welcher es erlaubt, Abzugsgas nach außen zu entlassen.
Beim Aufwachsen des GaN unter Verwendung des HVPE-Reaktors 10 wird die Rohmaterial-Heizvorrichtung 2a auf 800°C geheizt, die Kristallwachstumsbereich-Heizvorrichtung 2b wird auf 1000°C geheizt, und das Ga-Schmelze-Reservoir 6 wird auf eine höhere Temperatur als der Schmelzpunkt von Ga geheizt, um das metallische Gallium zu der Gallium-Schmelze 7 zu schmelzen.
Danach wird NH₃-Gas als Gruppe-V-Quelle durch das NH₃-Gaseinlassrohr 3 eingeleitet, wird HCl-Gas zur Ausbildung der Gruppe-III-Quelle in das HCl-Gaseinlassrohr 4 eingeleitet und wird ein Dotierstoffgas durch das Dotierstoff-Gaseinlassrohr 5 eingeleitet. Im Sinne der Steuerung des Reaktionsvermögens werden das HCl-Gas und das NH₃-Gas als Quellengas eingeleitet, während sie mit einem Trägergas wie z.B. H₂-Gas gemischt sind. Je nach den Wachstumsbedingungen kann der Ga-Kristall, der n-leitende Fremdatome enthält, aufgewachsen werden, ohne das Dotierstoffgas einzuleiten, da beim HVPE-Wachstum Si häufig aus dem Quarzmaterial im Inneren des Reaktors kontaminiert werden kann.
Im HCl-Gaseinlassrohr 4 berührt das HCl-Gas auf halbem Weg die Gallium-Schmelze 7, um auf Basis einer Reaktion, die durch Ga + HCl → GaCl + (1/2) H₂ dargestellt wird, GaCl-Gas zu erzeugen.
Ein Mischgas aus dem GaCl-Gas und dem Trägergas H₂ und ein Mischgas aus dem NH₃-Gas und dem Trägergas H₂ werden entlang gepfeilter Linien wie in 1 gezeigt in den Innenraum des Reaktionsrohrs 1 strömen gelassen, so dass eine Reaktion, die durch GaCL + NH₃ → GaN + HCl + H₂ dargestellt wird, auf dem Grundsubstrat 8 bewirkt wird, das auf dem Substrathalter 9 platziert ist, um GaN auf dem Grundsubstrat 8 abzuscheiden.
Das Grundsubstrat 8 als Basis für das Kristallwachstum ist auf dem Substrathalter 9 befestigt, der von der Drehwelle 9a getragen wird, und wird während des Kristallwachstums gedreht. Die in das Reaktionsrohr 1 eingeleiteten Gase werden durch den stromabwärtigen Abzug 11 zu einer Entgiftungsanlage (nicht gezeigt) geleitet und werden dann nach der Entgiftungsbehandlung in die Luft entlassen.
Verbesserung des HVPE-Reaktors
Der HVPE-Reaktor kann verbessert werden, wie in 2 gezeigt. Ein verbesserter HVPE-Reaktor 20 unterscheidet sich von dem in 1 gezeigten HVPE-Reaktor 10 darin, dass ein Substrathalter 19 und eine Drehwelle 19a, die den Substrathalter 19 drehbar trägt, in einem Winkel von 10° relativ zur Strömungsrichtung der Quellengase geneigt sind. Wenn bei diesem Aufbau das Quellengas stromabwärts strömt, hat der Strömungsweg des Quellengases eine schmalere Querschnittsfläche, wobei die Strömungsgeschwindigkeit des Quellengases vergrößert werden kann. Durch diese Wirkung kann eine durch den vorhergehenden Verbrauch des GaCl-Gases auf der stromaufwärtigen Seite verursachte Verminderung der Quellengaskonzentration aufgehoben werden, um eine Verminderung der Wachstumsgeschwindigkeit von stromaufwärts nach stromabwärts des Gasstroms zu verhindern (siehe die später erläuterte 5).
Modifizierung des HVPE-Reaktors
Der HVPE-Reaktor kann modifiziert werden, wie in 3 gezeigt. Ein modifizierter HVPE-Reaktor 30 unterscheidet sich von dem in 1 gezeigten HVPE-Reaktor 10 darin, dass ein Substrathalter 29, der drehbar auf einer Drehwelle 29a getragen wird, aus einem Simultan-Multiwachstumstyp ausgebildet ist, auf dem drei Substrate (d.h. drei Grundsubstrate 8) mit einem Durchmesser von 2 Inch platziert werden können. Der Substrathalter 29 kann um die Drehwelle 29a herum gedreht werden, doch wird keines der Grundsubstrate 8 gedreht. Daher unterscheidet sich der HVPE-Reaktor 30 von dem in 1 gezeigten HVPE-Reaktor darin, dass sich keines der Grundsubstrate 8 um seine Achse dreht, sie sich aber während des HVPE-Wachstums um die Drehwelle 29a herum bewegen.
Verfahren zur Abtrennung vom Grundsubstrat
Nach dem Kristallwachstum kann der Halbleiter-Einkristall auf GaN-Basis unter Verwendung eines VAS-Verfahrens (leerstellenunterstützte Abtrennung) usw. vom Grund substrat abgetrennt werden. Das VAS-Verfahren zeichnet sich dadurch aus, dass es ein aufgewachsenes Substrat mit großem Durchmesser mit guter Reproduzierbarkeit abtrennen und außerdem ein freistehendes GaN-Substrat mit geringer Dislokation und gleichförmigen Kennwerten erzielen kann. Das VAS-Verfahren wird unten unter Bezugnahme auf 4 erläutert.
VAS-Verfahren
Bei dem VAS-Verfahren wird zuerst mittels der MOVPE eine GaN-Schicht 43 (z.B. Si-dotierte GaN-Schicht) mit einer Dicke von ungefähr 0,5 μm über eine Niedertemperaturwachstums-GaN-Pufferschicht (nicht gezeigt) auf einem Heterosubstrat 41 wie z.B. einem Saphirsubstrat aufgewachsen (siehe 4A).
Danach wird ein metallischer Ti-Film 45 ungefähr 20 nm dick auf der GaN-Schicht 43 abgeschieden (Siehe 4B).
Danach wird das Substrat in einen elektrischen Ofen (nicht gezeigt) gesetzt und bei ungefähr 1050°C in einem Ammoniakgas enthaltenden Wasserstoffgasstrom wärmebehandelt. Dadurch wird ein Teil der GaN-Schicht 43 geätzt, um eine Leerstellenschicht 46 mit dicht darin ausgebildeten Leerstellen auszubilden, und der Ti-Film 45 wird zu einer TiN-Schicht 47 mit einer Netzstruktur derart nitriert, dass Submikron-Löcher dicht auf ihrer Oberfläche ausgebildet werden (Siehe 4C).
Danach wird das Substrat als Grundsubstrat in den HVPE-Reaktor wie in 1 bis 3 gezeigt gesetzt, und es wird eine dicke GaN-Schicht 48 auf dem Substrat aufgewachsen (Siehe 4D).
Im Abkühlungsprozess des HVPE-Reaktors wird die dicke GaN-Schicht 48 an der Leerstellenschicht 46 als Grenze von selbst vom Grundsubstrat abgetrennt, um ein freistehendes GaN-Substrat 49 zu erzeugen (Siehe 4E).
Schließlich werden beide Oberflächen des Substrats 49 abgeflacht (durch Glattschleifen usw.), um ein freistehendes GaN-Substrat 50 zu erzeugen (Siehe 4F).
Lichtemittierende Vorrichtung auf GaN-Basis
Das so erhaltene freistehende GaN-Substrat kann geeignet verwendet werden, um einen Halbleiterkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis mittels der MOVPE epitaxial darauf aufzuwachsen, um eine LED zu erzeugen.
Ausführungsformen
Ein Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis und eine lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß der Erfindung werden nun anhand der Beispiele 1 bis 3 und Vergleichsbeispiele 1 bis 2 wie unten erläutert, sind aber nicht auf die Beispiele 1 bis 3 beschränkt.
Herstellung des Grundsubstrats mittels VAS-Verfahren
Zuerst wurde ein in den Vergleichsbeispielen 1 bis 2 und Beispielen 1 bis 3 wie unten beschrieben verwendetes Grundsubstrat (d.h. eine mit Leerstellen ausgebildete GaN-Schablone) mittels des VAS-Verfahrens hergestellt.
Wie in 4A gezeigt, wurde die Si-dotierte GaN-Schicht 43 mittels MOVPE 0,5 μm dick auf einem Saphir-C-Flächen-Nur-Substrat (d.h. Heterosubstrat 41) mit einem Durchmesser von 2 Inch über eine 20 nm dicke Niedertemperaturwachstums-GaN-Pufferschicht (nicht gezeigt) aufgewachsen. Der Wachstumsdruck wurde auf Normaldruck eingestellt, die Substrattemperatur beim Wachstum der Pufferschicht wurde auf 600°C eingestellt, und die Substrattemperatur beim Wachstum der Epitaxialschicht wurde auf 1100°C eingestellt. Trimethylgallium (TMG) wurde als Gruppe-III-Quelle verwendet, Ammoniak (NH₃) wurde als Gruppe-V-Quelle verwendet, und Silan wurde als Dotierstoff verwendet. Weiterhin wurde ein Mischgas aus Wasserstoff und Stickstoff als Trägergas verwendet. Die Kristallwachstumsgeschwindigkeit betrug 4 μm/Std. Die Ladungsträgerkonzentration der Epitaxialschicht wurde auf 2 × 10¹⁸ cm^–3 eingestellt.
Der metallische Ti-Film 45 wurde dann 20 nm dick auf der GaN-Schicht 43 abgeschieden (4B). Das so erhaltene Grundsubstrat wurde dann in den elektrischen Ofen gesetzt und 20 Minuten lang bei 1050°C in dem 20% Ammoniak enthaltenden Wasserstoffgasstrom wärmebehandelt. Als Folge wurde ein Teil der GaN-Schicht 43 geätzt, um die Leerstellenschicht 46 mit dicht ausgebildeten Leerstellen zu erzeugen, und der Ti-Film 45 wurde zu der TiN-Schicht 47 mit einer Netzstruktur derart nitriert, dass Submikron-Löcher dicht auf ihrer Oberfläche ausgebildet wurden (4C). Alle Vergleichsbeispiele 1 bis 1 und Beispiele 1 bis 3 wie unten beschrieben wurden unter Verwendung des so erhaltenen Grundsubstrats (d.h. der mit Leerstellen ausgebildeten GaN-Schablone) durchgeführt.
Vergleichsbeispiel 1
(wobei der Minimalwert der Fremdatomkonzentration kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist und die Amplitude auf gleicher Ebene an einem 20 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt des Substrats mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt)
Unter Verwendung des in 1 gezeigten HVPE-Reaktors 10 wurde eine dicke GaN-Schicht auf der mit Leerstellen ausgebildeten GaN-Schablone (d.h. dem Grundsubstrat 8) aufgewachsen. Die HVPE-Wachstumsbedingungen waren wie folgt. Ein Zufuhrgas, das ein Quellengas von 8 × 10^–3 Atmosphären Galliumchlorid und 4,8 × 10^–2 Atmosphären Ammoniak im Trägergas enthielt, wurde verwendet, um die GaN-Schicht mit einer Solldicke aufzuwachsen. Als Trägergas wurde Stickstoffgas verwendet, das 5% Wasserstoff enthielt. Der Wachstumsdruck wurde auf Normaldruck eingestellt, und die Substrattemperatur wurde auf 1000°C eingestellt. Weiterhin wurde im Wachstumsprozess des GaN-Kristalls Silizium dotiert, indem dem Substratbereich Dichlorsilan als Dotierstoffgas zugeführt wurde.
Bewertungen des Substrats
5 und 6 sind Graphen, die eine Verteilung der Filmdicke eines unter Verwendung des HVPE-Reaktors 10 wie in 1 gezeigt aufgewachsenen GaN-Kristalls zeigen.
Im Falle von 5 wird der GaN-Kristall absichtlich aufgewachsen, ohne das Substrat zu drehen, um eine Verteilung der Wachstumsgeschwindigkeit in der Strömungsrichtung des Rohmaterialgases zu bestätigen. Bei dieser Wachstumsbedingung wird eine für die molare Strömungsgeschwindigkeit von Galliumchlorid genügende Menge Ammoniakgas strömen gelassen, so dass die Wachstumsgeschwindigkeit von GaN durch die Zufuhr von Galliumchlorid gesteuert werden kann. Da das Galliumchlorid während des Kristallwachstums von GaN aufgebraucht wird, sinkt die Quellenkonzentration (GaCl), wenn es stromabwärts geht. Daher wird die Wachstumsgeschwindigkeit vermindert. 5 zeigt, dass bei den obigen Bedingungen die Wachstumsgeschwindigkeit innerhalb von 50 mm, was dem Durchmesser des Substrats entspricht, auf ungefähr 1/5 vermindert wird.
6 ist ein Graph, der eine Verteilung der Filmdicke des GaN-Kristalls zeigt, der aufgewachsen wird, wenn das Grundsubstrat unter denselben Wachstumsbedingungen wie oben beschrieben mit 10 Umdrehungen pro Minute gedreht wird. Durch Drehen des Grundsubstrats wird der Unterschied zwischen den stromaufwärtigen und den stromabwärtigen Wachstumsgeschwindigkeiten im Quellengasstrom gemittelt, so dass die Oberfläche wesentlich abgeflacht werden kann.
Unter den Wachstumsbedingungen wie oben beschrieben, wenn das Substrat mit 10 Umdrehungen pro Minute gedreht wird, wurde die GaN-Schicht 48 mit 600 μm zentraler Filmdicke aufgewachsen (4D). Danach wurde das freistehende GaN-Substrat 49 vom Grundsubstrat abgetrennt (4E). Danach wurden beide Oberflächen des Substrats 49 geläppt und hochglanzpoliert, um das freistehende GaN-Substrat 50 mit einer Dicke von 430 μm zu erzeugen (4F).
Neun Proben mit einer Größe von 5 mm im Quadrat wurden geradlinig entlang des Durchmessers des Substrats 50 geschnitten, und sie wurden jeweils mit In(Indium)-Elektroden versehen, um die Ladungsträgerkonzentration nach dem Van-der-Pauw-Verfahren zu messen. Als Folge der Messung fielen die gemessenen Werte in den Bereich 1,1 ± 0,1 × 10¹³ cm^–3.
Als Nächstes wurde eine Si-Konzentrationsverteilung in der Dickenrichtung des Substrats für Proben gemessen, welche im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt und an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt geschnitten wurden. 7 bis 9 zeigen die SIMS-Messergebnisse im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt.
7 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration im Zentrum des freistehenden GaN-Substrats zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die im Zentrum des Substrats geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration gab es keine große Schwankung. Bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe war der Maximalwert 1,23 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 9,96 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,12 × 10¹⁸ cm^–3. Unter der Voraussetzung, dass eine Amplitude der Schwankung der Si-Konzentration bestimmt wird durch (maximale Konzentration) – (minimale Konzentration), beträgt die Amplitude 2,34 × 10¹⁷ cm^–3.
8 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration an einem 10 mm vom Zentrum des freistehenden GaN-Substrats entfernten Punkt zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war die Änderung etwas größer als jene im Zentrum des Substrats. Bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe war der Maximalwert 1,75 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 5,58 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,12 × 10¹⁸ cm^–3. Daher beträgt die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 1,19 × 10¹⁸ cm^–3.
9 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration an einem 20 mm vom Zentrum des freistehenden GaN-Substrats entfernten Punkt zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war die Änderung noch größer als jene im Zentrum des Substrats. Bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe war der Maximalwert 3,21 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 3,23 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,14 × 10¹⁸ cm^–3. Daher beträgt die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 2,89 × 10¹⁸ cm^–3.
Somit kann gefolgert werden, dass dieses Substrat nicht mehr als ungefähr 2,89 × 10¹⁸ cm^–3 Amplitude der Si-Konzentration an beliebigen Punkten in der Ebene der Oberfläche hat.
Indessen wird bei der SIMS-Messung möglicherweise eine anomale Fremdatomkonzentration auf der äußersten Oberfläche des Substrats aufgrund Absorption von Fremdatomen usw. gemessen. Und bei Messung an einem speziellen Punkt, an dem es einen Kristalldefekt usw. gibt, wird möglicherweise eine deutlich andere Fremdatomkonzentration an diesem Punkt gemessen als in einer Mutterphase, die den größten Teil des Substrats bildet. Daher werden hierin Werte, die an einem Punkt mit Ausnahme dieser speziellen Punkte gemessen werden, als gültige Messdaten gewonnen. Zum Beispiel werden die Fremdatomkonzentrationswerte wie oben beschrieben unter Ausschluss eines hohen Messwerts gewonnen, der klar durch den Oberflächenzustand des Substrats beeinflusst zu sein scheint. Dasselbe gilt für die Beispiele unten.
Bewertung der LED
Auf dem wie oben beschrieben hergestellten freistehenden GaN-Substrat 50 (Wafer) wurde eine LED-Epitaxialschichtstruktur wie in 10 gezeigt aufgewachsen und dann in Chips vereinzelt. Die Chips wurden hinsichtlich Verteilung auf gleicher Ebene der LED-Kennwerte bewertet.
Die LED-Epitaxialschichtstruktur wurde unter Verwendung eines MOVPE-Wachstumssystems aufgewachsen. Die für das Wachstum verwendeten Rohmaterialien waren TMG (Trimethylgallium), TMA (Trimethylaluminium), TMI (Trimethylindium) und NH₃. Das Wachstum wurde so durchgeführt, dass die Temperatur des Substrats auf 1150°C in einem Mischgasstrom von NH₃: Wasserstoff = 1:1 erhöht wird, sie fünf Minuten gehalten wird, nachdem sich die Temperatur stabilisiert hat, und das für das Wachstum der ersten Schicht erforderliche Gruppe-III-Material eingeleitet wird. Die aufgewachsene Epitaxialschichtstruktur umfasst der Reihe nach ein GaN-Substrat 51 (entsprechend dem freistehenden GaN-Substrat 50 im Wafer), eine 1 μm dicke Si-dotierte n-leitende GaN-Schicht 52, eine aktive In_0,15Ga_0,85N/GaN-3-MQW-Schicht 53 (umfassend eine 3 nm dicke Topfschicht und eine 10 nm dicke Barrierenschicht), eine 40 μm dicke Mg-dotierte p-leitende Al_0,1Ga_0,9N-Schicht 54 und eine 500 nm dicke p-leitende GaN-Schicht 55. Die Wachstumstemperatur der MQW-Schicht wurde auf 800°C vermindert. Die Wachstumstemperatur der anderen Schichten betrug 1150°C. Der Wachstumsdruck war stets Normaldruck. Nachdem die Epitaxialschicht aufgewachsen wurde, wurde eine aus Ti/Al ausgebildete n-leitende Elektrode (Ti/Al) 56 auf der Rückseite des GaN-Substrats 51 ausgebildet und wurde eine aus Ni/Au ausgebildete p-leitende Elektrode 57 auf der Oberfläche der p-leitenden GaN-Schicht 55 ausgebildet.
Bei der Bewertung hatte der so hergestellte LED-Chip eine Ansteuerspannung Vf, die im Bereich von 3,25 bis 6,02 V in der Ebene des Substrats stark variierte, wenn ein Strom von 20 mA zugeführt wurde, und es bestand die Tendenz, je näher am Außenumfang des Substrats 50 der Chip gewonnen wird, desto mehr wird die Vf vergrößert.
Unter der Voraussetzung, dass ein Chip mit einer Vf < 3,5 V ein annehmbares Erzeugnis ist, betrug das Verhältnis des annehmbaren Erzeugnisses im Substrat 45%. Und bei Durchführung eines Zuverlässigkeitstests bei Ansteuerung mit einem konstanten Strom bestand die Tendenz, je näher am Außenumfang des Substrats 50 der Chip gewonnen wird, desto größer wird der Schwankungsbereich der Emissionsausgangsleistung.
Beispiel 1
(wobei der Minimalwert der Fremdatomkonzentration nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist und die Amplitude auf gleicher Ebene nicht mehr aLs 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt)
Ein freistehendes GaN-Substrat wurde unter denselben Bedingungen wie im Vergleichsbeispiel 1 hergestellt, außer dass der verbesserte HVPE-Reaktor 20 wie in 2 gezeigt verwendet wurde.
11 und 12 sind Graphen, die eine Verteilung der Filmdicke eines unter Verwendung des in 2 gezeigten verbesserten HVPE-Reaktors aufgewachsenen GaN-Kristalls zeigen.
Im Falle von 11 wird der GaN-Kristall absichtlich aufgewachsen, ohne das Substrat zu drehen, um eine Verteilung der Wachstumsgeschwindigkeit in der Strömungsrichtung des Rohmaterialgases zu bestätigen. Bei dem konventionellen HVPE-Reaktor wie in 1 gezeigt wird das Galliumchlorid während des Kristallwachstums von GaN aufgebraucht, und die Quellenkonzentration (GaCl) sinkt, wenn es stromabwärts geht. Doch indem im Beispiel 1 das Substrat relativ zur Gasströmungsrichtung geneigt wird, kann die Tendenz, dass die Wachstumsgeschwindigkeit auf der stromabwärtigen Seite vermindert ist, wie im Vergleichsbeispiel 1 festgestellt, wesentlich gehemmt werden.
12 ist ein Graph, der eine Verteilung der Filmdicke des GaN-Kristalls zeigt, der aufgewachsen wird, wenn das Grundsubstrat unter denselben Wachstumsbedingungen wie oben beschrieben mit 10 Umdrehungen pro Minute gedreht wird. Durch Drehen des Grundsubstrats wird der Unterschied zwischen den stromaufwärtigen und den stromabwärtigen Wachstumsgeschwindigkeiten im Quellengasstrom gemittelt, so dass die Oberfläche beinahe abgeflacht werden kann.
Unter denselben Bedingungen wie im Vergleichsbeispiel 1 wurde unter Verwendung des in 2 gezeigten verbesserten HVPE-Reaktors ein freistehendes GaN-Substrat erzeugt.
Danach wurden neun Proben mit einer Größe von 5 mm im Quadrat geradlinig entlang des Durchmessers des Substrats 50 geschnitten, und sie wurden jeweils mit In(Indium)-Elektroden versehen, um die Ladungsträgerkonzentration nach dem Van-der-Pauw-Verfahren zu messen. Als Folge der Messung fielen die gemessenen Werte in den Bereich 1,2 ± 0,1 × 10¹⁸ cm^–3.
Als Nächstes wurde eine Si-Konzentrationsverteilung in der Dickenrichtung des Substrats für Proben gemessen, welche im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt geschnitten wurden. 13 bis 15 zeigen die SIMS-Messergebnisse im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt.
13 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration im Zentrum des freistehenden GaN-Substrats zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die im Zentrum des Substrats geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe der Maximalwert 1,31 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 1,10 × 10¹⁸ cm^–3, und der Mittelwert war 1,21 × 10¹⁸ cm^–3. Unter der Voraussetzung, dass eine Amplitude der Schwankung der Si-Konzentration bestimmt wird durch (maximale Konzentration) – (minimale Konzentration), betrug die Amplitude 2,10 × 10¹⁷ cm^–3.
14 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration an einem 10 mm vom Zentrum des freistehenden GaN-Substrats entfernten Punkt zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe der Maximalwert 1,40 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 1,07 × 10¹⁸ cm^–3, und der Mittelwert war 1,20 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 3,3 × 10¹⁷ cm^–3.
15 ist ein Graph, der ein Profil der Si-Konzentration an einem 20 mm vom Zentrum des freistehenden GaN-Substrats entfernten Punkt zeigt. In Bezug auf die Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration wurde im Vergleich mit jener im Zentrum des Substrats keine Änderung festgestellt. Bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe war der Maximalwert 1,45 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 8,58 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,17 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 5,92 × 10¹⁷ cm^–3.
Aufgrund der obigen Ergebnisse besteht die Tendenz, je näher am Außenumfang des Substrats, desto größer wird nach und nach die Amplitude der Si-Konzentration. Doch wird angenommen, dass bei diesem Substrat die Amplitude der Si-Konzentration an beliebigen Punkten in der Ebene des Substrats in der Größenordnung von 10¹⁷ cm^–3 unterdrückt wird, bewertet man den Umstand, dass die Amplitude der Si-Konzentration im Zentrum des Substrats 2,10 × 10¹⁷ cm^–3 betrug und die Amplitude an dem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt (d.h. an einem 5 mm vom äußersten Umfang entfernten Punkt) 5,92 × 10¹⁷ cm^–3 betrug.
Auf dem wie oben beschrieben hergestellten freistehenden GaN-Substrat wurde eine LED-Epitaxialschichtstruktur wie in 10 gezeigt aufgewachsen, wie im Vergleichsbeispiel 1 beschrieben, und dann in Chips vereinzelt. Die Chips wurden hinsichtlich Verteilung auf gleicher Ebene der LED-Kennwerte bewertet.
Bei der Bewertung hatte der so hergestellte LED-Chip eine relativ gleichförmige Ansteuerspannung Vf im Bereich von 3,25 bis 3,55 V in der Ebene des Substrats, wenn ein Strom von 20 mA zugeführt wurde. Daher wurde eine Vf-Verteilung beobachtet, die an beliebigen Punkten in der Ebene des Substrats beinahe gleichförmig war. Unter der Voraussetzung, dass ein Chip mit einer Vf < 3,5 V ein annehmbares Erzeugnis ist, betrug das Verhältnis des annehmbaren Erzeugnisses im Substrat 98%. Und bei Durchführung eines Zuverlässigkeitstests bei Ansteuerung mit einem konstanten Strom wurde keine wesentliche Schwankung der Emissionsausgangsleistung festgestellt, gleich von wo auf dem Substrat der Chip gewonnen wurde.
Beispiel 2
(wobei der Minimalwert der Fremdatomkonzentration nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist, aber die Amplitude auf gleicher Ebene mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt)
Ein freistehendes GaN-Substrat wurde unter denselben Bedingungen wie im Vergleichsbeispiel 1 unter Verwendung des HVPE-Reaktors 10 wie in 1 gezeigt hergestellt. Der Unterschied zum Vergleichsbeispiel 1 ist, dass die Strömungsgeschwindigkeit von Dichlorsilan als Dotierstoffgas vergrößert wurde, damit der Minimalwert der Si-Konzentration auch am Außenumfang des Kristalls nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist. Als Folge wurden bei Beobachtung der Kristalloberfläche nach Vollendung des Wachstums winzige Unregelmäßigkeiten insbesondere am Rand des Außenumfangs des Kristalls ausgebildet. Beide Oberflächen des Kristalls werden wie im Vergleichsbeispiel 1 glattgeschliffen, neun Proben mit einer Größe von 5 mm im Quadrat wurden geradlinig entlang des Durchmessers des so erhaltenen Substrats geschnitten, und sie wurden jeweils mit In(Indium)-Elektroden versehen, um die Ladungsträgerkonzentration nach dem Van-der-Pauw-Verfahren zu messen. Die Ladungsträgerkonzentration fiel in den Bereich 1,6 ± 0,1 × 10¹⁸ cm^–3, was ein wenig größer als im Vergleichsbeispiel 1 ist.
Als Nächstes wurde eine Si-Konzentrationsverteilung in der Dickenrichtung des Substrats für die Proben gemessen, welche im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt geschnitten wurden.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die im Zentrum des Substrats geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war die Schwankung nicht so stark wie erwartet, und bei Messung bis hinab zu 6 μm Tiefe war der Maximalwert 1,71 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 1,48 × 10¹⁸ cm^–3, und der Mittelwert war 1,61 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration 2,30 × 10¹⁷ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war die Schwankung ein wenig größer als jene im Zentrum des Substrats, und der Maximalwert war 2,19 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 1,08 × 10¹⁸ cm^–3, und der Mittelwert war 1,63 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 1,11 × 10¹⁸ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 20 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war die Schwan kung noch größer als jene im Zentrum des Substrats, und der Maximalwert war 3,61 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 8,25 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,60 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 2,79 × 10¹⁸ cm^–3.
Daher kann gefolgert werden, dass dieses Substrat nicht mehr als ungefähr 2,79 × 10¹⁸ cm^–3 Amplitude der Si-Konzentration an beliebigen Punkten in der Ebene der Oberfläche hat.
Auf dem wie oben beschrieben hergestellten freistehenden GaN-Substrat wurde eine LED-Epitaxialschichtstruktur wie in 10 gezeigt aufgewachsen, wie im Vergleichsbeispiel 1 beschrieben, und dann in Chips vereinzelt. Die Chips wurden hinsichtlich Verteilung auf gleicher Ebene der LED-Kennwerte bewertet.
Bei der Bewertung hatte der so hergestellte LED-Chip eine relativ gleichförmige Ansteuerspannung Vf im Bereich von 3,35 bis 3,81 V in der Ebene des Substrats, wenn ein Strom von 20 mA zugeführt wurde. Daher wurde eine Vf-Verteilung beobachtet, die an beliebigen Punkten in der Ebene des Substrats beinahe gleichförmig war. Unter der Voraussetzung, dass ein Chip mit einer Vf < 3,5 V ein annehmbares Erzeugnis ist, betrug das Verhältnis des annehmbaren Erzeugnisses im Substrat 91%. Doch bestand die Tendenz, dass die Emissionsausgangsleistung der LED am Außenumfang des Substrats niedrig ist. Und bei Durchführung eines Zuverlässigkeitstests bei Ansteuerung mit einem konstanten Strom bestand die Tendenz, dass die Schwankung der Emissionsausgangsleistung mit Annäherung an den Außenumfang vergrößert wird.
Beispiel 3
(wobei der Minimalwert der Fremdatomkonzentration nicht kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist, aber die Amplitude auf gleicher Ebene nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt)
Ein freistehendes GaN-Substrat wurde unter denselben Bedingungen wie im Beispiel 1 unter Verwendung des HVPE-Reaktors 20 wie in 2 gezeigt hergestellt. Der Unterschied zum Beispiel 1 ist, dass der Neigungswinkel des Substrathalters 29 auf 5° vermindert ist. Neun Proben mit einer Größe von 5 mm im Quadrat wurden geradlinig entlang des Durchmessers des so erhaltenen Substrats geschnitten, und sie wurden jeweils mit In(Indium)-Elektroden versehen, um die Ladungsträgerkonzentration nach dem Van-der-Pauw-Verfahren zu messen. Die Ladungsträgerkonzentration fiel in den Bereich 1,5 ± 0,2 × 10¹⁸ cm^–3, was im Wesentlichen gleich dem Wert im Beispiel 1 ist.
Als Nächstes wurde eine Si-Konzentrationsverteilung in der Dickenrichtung des Substrats für die Proben gemessen, welche im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt geschnitten wurden.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die im Zentrum des Substrats geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration, bei Messung bis hinab zu 10 μm Tiefe, war der Maximalwert 1,69 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 1,28 × 10¹⁸ cm^–3, und der Mittelwert war 1,49 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration 4,1 × 10¹⁷ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war der Maximalwert 2,16 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 8,62 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,51 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 1,30 × 10¹⁸ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 20 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war der Maximalwert 2,44 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 5,43 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,51 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 1,90 ×10¹⁸ cm^–3.
Daher kann gefolgert werden, dass dieses Substrat nicht mehr als ungefähr 2,79 × 10¹⁸ cm^–3 Amplitude der Si-Konzentration an beliebigen Punkten in der Ebene der Oberfläche hat.
Aufgrund der obigen Ergebnisse kann die Tendenz festgestellt werden, je näher am Außenumfang des Substrats, desto größer wird nach und nach die Amplitude der Si-Konzentration. Somit wird angenommen, dass dieses Substrat eine Verteilung derart hat, dass die Amplitude der Si-Konzentration knapp innerhalb von 2 × 10¹⁸ cm^–3 in der Ebene des Substrats liegen kann.
Auf dem wie oben beschrieben hergestellten freistehenden GaN-Substrat wurde eine LED-Epitaxialschichtstruktur wie in 10 gezeigt aufgewachsen, wie im Vergleichsbeispiel 1 beschrieben, und dann in Chips vereinzelt. Die Chips wurden hinsichtlich Verteilung auf gleicher Ebene der LED-Kennwerte bewertet.
Bei der Bewertung hatte der so hergestellte LED-Chip eine relativ gleichförmige Ansteuerspannung Vf im Bereich von 3,30 bis 3,77 V in der Ebene des Substrats, wenn ein Strom von 20 mA zugeführt wurde. Daher wurde eine Vf-Verteilung beobachtet, die an beliebigen Punkten in der Ebene des Substrats beinahe gleichförmig war. Unter der Voraussetzung, dass ein Chip mit einer Vf < 3,5 V ein annehmbares Erzeugnis ist, betrug das Verhältnis des annehmbaren Erzeugnisses im Substrat 92%. Es bestand die Tendenz, dass die Emissionsausgangsleistung der LED am Außenumfang des Substrats niedrig ist. Und bei Durchführung eines Zuverlässigkeitstests bei Ansteuerung mit einem konstanten Strom bestand die Tendenz, dass die Schwankung der Emissionsausgangsleistung mit Annäherung an den Außenumfang vergrößert wird. Doch wurde allderweilen kein problematisches anomales Verhalten beobachtet.
Vergleichsbeispiel 2
(wobei der Minimalwert der Fremdatomkonzentration kleiner als 5 × 10¹⁷ cm^–3 ist, aber die Amplitude auf gleicher Ebene mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 beträgt)
Ein freistehendes GaN-Substrat wurde unter denselben Bedingungen wie im Vergleichsbeispiel 1 unter Verwendung des HVPE-Reaktors 30 mit dem Simultan-Multiwachstumstyp-Suszeptor (d.h. Substrathalter 29) wie in 3 gezeigt hergestellt.
Neun Proben mit einer Größe von 5 mm im Quadrat wurden geradlinig entlang des Durchmessers des so erhaltenen Substrats geschnitten, und sie wurden jeweils mit In(Indium)-Elektroden versehen, um die Ladungsträgerkonzentration nach dem Vander-Pauw-Verfahren zu messen. Die Ladungsträgerkonzentration fiel in den Bereich 1,1 ± 0,2 × 10¹⁸ cm^–3, was im Wesentlichen gleich dem Wert im Beispiel 1 ist.
Als Nächstes wurde eine Si-Konzentrationsverteilung in der Dickenrichtung des Substrats für die Proben gemessen, welche im Zentrum des Substrats, an einem 10 mm vom Zentrum entfernten Punkt bzw. an einem 20 mm vom Zentrum entfernten Punkt geschnitten wurden.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an allen Punkten von Zentrum zum Außenumfang des Substrats geschnittenen Proben gemessenen Si-Konzentration wurde eine große Schwankung beobachtet. Im Zentrum des Substrats, bei Messung bis hinab zu 6 μm Tiefe, war der Maximalwert 3,09 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 3,89 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,13 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentrationsverteilung 2,70 × 10¹⁸ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 10 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war der Maximalwert 3,03 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 4,10 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,13 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 2,62 × 10¹⁸ cm^–3.
Bei der Verteilung in der Tiefe der für die an dem 20 mm vom Zentrum des Substrats entfernten Punkt geschnittene Probe gemessenen Si-Konzentration war der Maximalwert 3,12 × 10¹⁸ cm^–3, der Minimalwert war 3,35 × 10¹⁷ cm^–3, und der Mittelwert war 1,15 × 10¹⁸ cm^–3. Somit betrug die Amplitude der Si-Konzentration an diesem Messpunkt 2,87 × 10¹⁸ cm^–3.
Daher kann gefolgert werden, dass dieses Substrat nicht mehr als ungefähr 2,87 × 10¹⁸ cm^–3 Amplitude der Si-Konzentration an beliebigen Punkten in der Ebene der Oberfläche hat.
Auf dem wie oben beschrieben hergestellten freistehenden GaN-Substrat wurde eine LED-Epitaxialschichtstruktur wie in 10 gezeigt aufgewachsen, wie im Vergleichsbeispiel 1 beschrieben, und dann in Chips vereinzelt. Die Chips wurden hinsichtlich Verteilung auf gleicher Ebene der LED-Kennwerte bewertet.
Bei der Bewertung hatte der so hergestellte LED-Chip eine stark schwankende Ansteuerspannung Vf im Bereich von 3,31 bis 5,85 V in der Ebene des Substrats, wenn ein Strom von 20 mA zugeführt wurde, und es bestand die Tendenz, dass die Vf auf der ganzen Oberfläche durchschnittlich hoch ist. Unter der Voraussetzung, dass ein Chip mit einer Vf < 3,5 V ein annehmbares Erzeugnis ist, betrug das Verhältnis des annehmbaren Erzeugnisses im Substrat nur 15%. Und bei Durchführung eines Zuverlässigkeitstests bei Ansteuerung mit einem konstanten Strom bestand die Tendenz, dass die Schwankung der Emissionsausgangsleistung allgemein groß ist, unabhängig von den Punkten in der Ebene des Substrats, an denen die Chips gewonnen wurden.
Die Erfindung wurde für vollständige und deutliche Offenbarung zwar in Bezug auf die speziellen Ausführungsformen beschrieben, die beigefügten Ansprüche sind aber nicht so zu beschränken, sondern sind als alle Modifizierungen und alternativen Konstruktionen verkörpernd zu interpretieren, die einem Fachmann einfallen können und welche klar unter die hierin dargelegten grundlegenden Lehren fallen.
Zum Beispiel kann in den Beispielen 1 und 2 durch Verwendung des verbesserten HVPE-Reaktors 20 wie in 2 gezeigt eine periodische Änderung der Fremdatomkonzentration im Kristall gehemmt werden. Doch auch wenn der konventionelle HVPE-Reaktor 10 wie in 1 gezeigt (wie in Beispiel 2) verwendet wird, kann die Verteilung in der Tiefe der Fremdatomkonzentration vergleichmäßigt werden, z.B. durch überhöhte Vergrößerung der Strömungsgeschwindigkeit der Rohmaterialien, wobei der Unterschied der Wachstumsgeschwindigkeit zwischen den stromaufwärtigen und stromabwärtigen Positionen der Quellengasströmung vermindert werden kann, auch wenn die Ausnutzung des Quellengases vermindert werden muss. Kurz, es ist wirklich wichtig, die Schwankung der Fremdatomkonzentration in der Tiefenrichtung des Substrats zu vermindern, wobei es nicht darauf ankommt, welche Mittel dafür verwendet werden.

Claims

Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: einen Halbleiter-Einkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, der n-leitende Fremdatome enthält, wobei der Einkristall eine periodische Änderung der Konzentration der n-leitenden Fremdatome in einer Dickenrichtung des Substrats aufweist, und die periodische Änderung einen Minimalwert der Konzentration der n-leitenden Fremdatome von nicht weniger als 5 × 10¹⁷ cm^–3 an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats aufweist.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 1, wobei: die periodische Änderung eine Amplitude aufweist, die nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm^–3 an einem beliebigen Punkt in der Ebene des Substrats beträgt.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei: der Halbleiter-Einkristall auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis ein hexagonales Galliumnitrid umfasst.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 3, wobei: das Substrat auf einer Oberfläche desselben eine Gallium-Fläche auf einer C-Fläche des hexagonalen Galliumnitrids umfasst.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei: das Substrat eine hochglanzpolierte Oberfläche aufweist.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei: die n-leitenden Fremdatome Silizium aufweisen.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei: die n-leitenden Fremdatome Sauerstoff aufweisen.
Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei: das Substrat einen Durchmesser von nicht weniger als 50 mm aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 1, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 2, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 3, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 4, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 5, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 6, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 7, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.
Lichtemittierende Vorrichtung auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis, umfassend: das Halbleitersubstrat auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis gemäß Anspruch 8, und eine auf dem Substrat ausgebildete aktive Schicht, wobei die aktive Schicht einen Halbleiter auf Gruppe-III-V-Nitrid-Basis aufweist.