JP2001203561A - ＧａＮ単結晶薄膜を用いたＳＡＷフィルター及びその製造方法 - Google Patents

ＧａＮ単結晶薄膜を用いたＳＡＷフィルター及びその製造方法

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JP2001203561A JP2000370461A JP2000370461A JP2001203561A JP 2001203561 A JP2001203561 A JP 2001203561A JP 2000370461 A JP2000370461 A JP 2000370461A JP 2000370461 A JP2000370461 A JP 2000370461A JP 2001203561 A JP2001203561 A JP 2001203561A
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Ryugen Ri
龍 鉉 李
Seiki Ri
正 煕 李
Sekiken Ri
昔 憲 李
Neishoku Sai
寧 植 崔
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Samsung Electro Mechanics Co Ltd
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 GaN単結晶薄膜を用いた高周波帯域のSAWフィ
ルター及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明はα-Al２O３単結晶下部基板と、
上記下部基板に0.3〜300μm厚みに形成した[0001]方向
のGaN圧電単結晶薄膜と、及び上記GaN単結晶薄膜上に形
成したIDT電極パターンとを含んで成る高周波帯域のSAW
フィルター。及びα-Al２O３単結晶下部基板を設ける段
階と、上記の単結晶下部基板上に[0001]方向のGaN圧電
単結晶薄膜を0.3〜300μm厚みにエピタキシャル成長さ
せる段階と、及び上記のように成長したGaN圧電単結晶
薄膜上にIDT電極パターンを形成する段階とを有する高
周波帯域のSAWフィルター製造方法に関するものをその
技術思想の要旨とする。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はGaN圧電薄膜を用い
たSAW(surface acoustic wave)フィルター及びその製造
方法に関するものであって、より詳細には単結晶基板に
[0001]方向のGaN薄膜を形成して得られる特性の優れたS
AWフィルター及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近来になって情報化時代が本格化するに
つれて時間や空間の制限を受けずにコミュニケーション
できる移動体通信のニーズが急激に増加してきた。この
ような移動体通信機器の安定した動作の為にはシステム
の開発も重要であるが高周波領域においてサイド・ロー
ブの大きな減衰と周波数安定度を有する高特性のフィル
ター開発が進められている。
【０００３】最近の移動電話機が小型化を追求するにつ
れ使用される部品も超小型パッケージに実現することが
要される。従って、フィルターの場合にも従来のLCフィ
ルターから誘電体フィルターへ、更にSAWフィルター(su
rface acoustic wave filter)へと替わりつつある実状
である。
【０００４】上記のような通信機器の諸分野において重
核（重要な役割を果す）素子として注目されているSAW
フィルターは、更にTV放送システムと今後HDTV及びCATV
等新たな映像システム等の素子としてその重要性が注目
されてきた。更に移動体通信のニーズの拡大により携帯
電話機に〜GHz帯域以上の高周波素子の開発が要されて
おり、それにつれて高周波で効果的に動作するSAWフィ
ルターが開発されている。
【０００５】GHz帯域SAWフィルターを開発する為の主な
研究は高いSAW伝播速度(propagation velocity)を有す
る材料とサブミクロン(submicron)加工法、高調波モー
ドSAWフィルターの開発のような方法から成っている。
【０００６】レイリー波(Rayleigh wave)に比して伝播
速度と電気機械結合係数が高いという長所を有するLSAW
(Leaky SAW)を用いる為、SAWフィルターの製造にあたっ
て36°LiTaO３、41°LiNbO３、64°LiNbO３、LST水晶(q
uartz)等の圧電単結晶を基板に用いる技術は既に公知の
程である。このようなLiNbO３、LiTaO３、水晶等の単結
晶を用いた従来のSAWフィルターはそれぞれの物質に合
わせて用いられる分野が少しずつ異なる。即ち、LiNbO
３単結晶の場合は電気機械結合係数のk２値が大きい為
に周波数広帯域幅(Wide bandwidth)のフィルターに応用
されるが温度安定性が劣るという短所を有する。水晶の
場合は温度安定性が優れているのに反して伝播速度がLi
NbO３、LiTaO３単結晶に比べて劣り電気機械結合係数の
k２値が低いという短所を有する。LiTaO３は水晶よりも
電気機械結合係数値が大きくLiNbO ３より温度安定性が
優れLiNbO３と水晶の短所をある程度補完することがで
きる。
【０００７】しかしながら、上述した圧電単結晶基板を
用いたSAWフィルターの場合は、全て崩壊定数(decay co
nstant)が大きく伝搬損失(propagation loss)が大きい
という短所を有する。
【０００８】一般的にSAWフィルターは温度安定性が優
れ電気機械結合係数のk２値及び伝播速度が高いことを
要するが、現在使用されている圧電体の場合ほとんどが
単結晶から成っているので弾性表面波が進行する結晶面
と方向が定められると進行速度及び電気機械結合係数k
２値がある程度一定になる。
【０００９】従って、伝播速度及びk２値が一定する際
の共振周波数はIDT(Interdigital transducer)電極の電
極間距離により決定されるので、周波数を高めるために
は電極パターンの幅を小さくしなければならなくなり2G
Hz以上の周波数においてその技術的限界を呈している。
なかでも、PCS用デュープレクサー(Duplexer)の場合は
電極幅がほぼ0.35μm程に小さくならなければならない
ので、デュープレクサーのTx端で要する最大入力パワー
(Max.Input Power)特性を満たし難い。更に単結晶を用
いたSAWフィルターをRF IC(Intergrated Circuit)に応
用する際に単一チップで構成し難くハイブリッド(Hybri
d)式で構成せねばならない為工程が複雑になり集積化が
難しいという問題が生じる。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明は上記
において従来技術の問題点を解決する為、α-Al２O３単
結晶基板上に圧電特性のみでなく入出力特性の優れたGa
N薄膜を適正な厚みで形成することにより得られる高周
波帯域を有するSAWフィルターを提供することにその目
的がある。
【００１１】また、本発明はα-Al２O３単結晶基板上に
所定の熱処理条件でGaN薄膜を適正な厚みに形成する高
周波帯域を有するSAWフィルター製造方法を提供するこ
とにその目的がある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】以下、本発明を説明す
る。高周波帯域を有するSAWフィルターを製造する為に
要する条件は下記数1の共振周波数理論式から類推する
ことができる。
【００１３】
【数１】ｆｏ=ν０/2ｌ ここで、ｆｏは共振周波数、ν０はSAW伝播速度、ｌはI
DT電極間距離である。
【００１４】即ち、上記数1から判るように、高い共振
周波数を有するSAWフィルターを製造する為にはSAW伝播
速度が高いかIDT電極間距離が短くなければならない。
しかしながら、SAW伝播速度は圧電単結晶薄膜に内在す
る物性そのものによって決定される要因であり、更に上
述したようにIDT電極間距離(即ち、電極パターン間幅)
を減縮させる技術は2GHz以上の高周波帯域を有するSAW
フィルターの製造には限界を有する。従って、本発明者
は上記限界を克服することができる圧電単結晶素子を探
す為に多数の研究に取り組み、その結果α-Al２O３単結
晶基板上にGaN単結晶薄膜を適正な厚みに形成した場合
に従来のLiNbO３、LiTaO３圧電単結晶基板に比べてほぼ
1.5倍程のSAW運搬速度を有することができる。このた
め、同一なIDT電極パターン幅でもより高い帯域の共振
周波数を得ることができることを発見して本発明を提示
することになった。
【００１５】また、本発明はα-Al２O３単結晶下部基板
と、上記下部基板に0.3〜300μm厚みで形成された[000
1]方向のGaN圧電単結晶薄膜と及び上記GaN単結晶薄膜上
に形成されたIDT電極パターンとを含んで成る高周波帯
域のSAWフィルターに関するものである。
【００１６】更に、本発明はSAWフィルターの製造方法
においてα-Al２O３単結晶下部基板を設ける段階、上記
単結晶下部基板上に[0001]方向のGaN圧電単結晶薄膜を
0.3〜300μm厚みにエピタキシャル成長させる段階及び
上記のように成長したGaN圧電単結晶薄膜上にIDT電極パ
ターンを形成する段階とを有することを特徴とする高周
波帯域のSAWフィルター製造方法に関するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明の高周波帯域のSAW
フィルターを説明する。先ず、本発明においてはSAWフ
ィルター製造の為の圧電単結晶素子として[0001]方向の
GaN薄膜を用いることを特徴とする。
【００１８】このようなGaN圧電単結晶薄膜はα-Al２O
３単結晶基板上に形成するが、この際(0001)、(1102)、
(1120)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に形成するこ
とが好ましく、最も優れた特性を確保しようとするなら
ば(0001)面を有するα-Al２O ３単結晶基板上に形成する
ことが良い。
【００１９】更に、本発明においては上記GaN圧電単結
晶薄膜を形成することができる下部単結晶基板として(1
00)、(111)面を有するシリコン基板、SiC基板、スピネ
ル(MgAl２O４)基板、GaN単結晶基板等を用いても良い。
【００２０】本発明においては上記下部単結晶基板上に
形成した[0001]方向のGaN圧電単結晶薄膜の厚みを0.3〜
300μmに制限する。なぜなら、GaN系化合物半導体の成
長時に表面が平坦で良質の結晶性を有する薄膜を得る為
には完全な二次元成長(2-dimensional growth)をさせる
べきであるが、これに必要な最小限の厚みが0.3μmであ
ると共に薄膜の成長装置による成長速度の限界から試片
を成長させようと無限に厚みを増加させるわけにはいか
ないので、その上限を300μmに制限するのである。
【００２１】このようなGaN圧電単結晶薄膜は、MOCVD(m
etal organic chemical vapor deposition)装置、MBE(m
olecular beam epitaxy)装置、VPE(vapor phase epitax
y)装置又はHVPE(hydride vapor phase epitaxy)装置等
と、TMGa(Trimethylgallium)、DMZn(DimethylZinc)、Cp
２Mg(bis-cyclopetadienylmagnesium)等のMOソース(Sou
rce)と高純度NH３とH２ガスを用いることにより0.3μm
以上の厚みを得ることができる。
【００２２】本発明においては上記下部単結晶基板上に
形成されるGaN単結晶薄膜の厚みを0.5〜10μm範囲に制
限することがより好ましい。これは、SAWフィルターで
形成された電極パターンの幅がほぼ1μmであることを考
慮すると上記薄膜の厚みが0.5μm未満の場合、下部単結
晶基板まで信号が伝達され挿入損を招くことがあり、そ
れと共に使用されるα-Al２O３基板との格子定数及び熱
膨張係数の差によりその厚みが10μmを超過する場合は
成長時の欠陥の頻発からc-軸方向([0001])へ高品質の単
結晶薄膜を成長させ難くなる為である。
【００２３】また、本発明においてはGaN単結晶薄膜の
圧電特性、高いバルク抵抗率(bulk resistivity)及び表
面抵抗(surface resistance)を図る為、Mg-doped GaNや
Zn-doped GaN圧電単結晶薄膜、又はInsulating undope
dGaN単結晶薄膜を下部単結晶基板上に形成しても良い。
【００２４】一方、本発明においては上記GaN圧電単結
晶薄膜と下部単結晶基板の間に厚み200〜500Å程のGaN
緩衝層(Buffer layer)を形成できるのであるが、このよ
うな緩衝層は上記GaN圧電単結晶薄膜と下部単結晶基板
との格子定数及び熱膨張係数の差を最小化させ高品質の
GaN単結晶薄膜を得るのに必要な為である。
【００２５】また、本発明においては上記α-Al２O３下
部単結晶基板に形成された[0001]方向のGaN圧電単結晶
薄膜上にIDT電極パターンが形成されているが、これに
より本発明のSAWフィルターは挿入損が小さく周波数特
性が優れるばかりかIDT電極周期をSubmicronにする場合
に1.4GHz帯域以上でも優れた応答特性を発揮することが
できるのである。
【００２６】次いで本発明のSAWフィルターの製造方法
を説明する。先ず、本発明においては[0001]方向のGaN
圧電単結晶薄膜が成長できる下部単結晶基板を設ける。
【００２７】このような下部単結晶基板の結晶構造及び
表面状態はその上に成長するGaN圧電単結晶薄膜の成長
に大きな影響を及ぼす。従って、本発明においてはGaN
単結晶のc軸が[0001]方向であり六方晶系の結晶構造を
有することを考慮して基本的に同一な結晶構造を有する
α-Al２O３単結晶を下部基板として用いた。
【００２８】この際、(0001)、(1102)、(1120)面を有す
るα-Al２O３単結晶基板を下部基板に用いることが好ま
しく、なかでも最も好ましくは(0001)面を有するα-Al
２O３単結晶基板を下部基板に用いることである。
【００２９】上述したように本発明においては、更に(1
00)、(111)面を有するシリコン基板、SiC基板、スピネ
ル(MgAl２O４)基板、GaN単結晶基板等を下部単結晶基板
に用いることもできる。
【００３０】更に、本発明においては上記のように設け
た下部単結晶基板に[0001]方向のGaN圧電単結晶薄膜を
エピタキシャル成長させる。この際、形成されるGaN薄
膜の厚みは0.3〜300μmに制限し、好ましくは0.5〜10μ
m範囲に制限する。
【００３１】本発明においては又、上記GaN圧電単結晶
薄膜をエピタキシャル成長させるのに先立って上記下部
単結晶基板上に厚み200〜500Å程のGaN緩衝層(Buffer l
ayer)を形成することが好ましい。このような緩衝層は
上記GaN圧電単結晶薄膜と下部単結晶基板との格子定数
及び熱膨張係数の差を最小化し高品質のGaN単結晶薄膜
を得るのに必要であり、約480〜500℃の温度範囲で形成
することが望ましい。
【００３２】一方、本発明において上記GaN単結晶薄膜
はMOCVD法、MBE法、VPE法又はHVPE法の中から選択した
いずれか一つの方法で形成することができるのである
が、以下その具体的なGaN単結晶薄膜の成長における熱
処理条件を詳細に説明する。
【００３３】上記MOCVD法とMBE法の場合は900〜1100℃
と600〜900℃の温度範囲でGaN単結晶薄膜をそれぞれ成
長させることが好ましい。更に上記VPE法ないしHVPE法
の場合は800〜1100℃の温度範囲で上記薄膜を成長させ
ることが好ましい。なぜなら、上記温度の下限値以下で
は単結晶成長が十分でなく結晶性、表面粗さ等が不具合
になるという問題があり、上限値を超過すると単結晶成
長は良くなるが高い成長温度の為に表面でのソース解離
を招き粗さが増加する等特性低下の問題が生じるからで
ある。
【００３４】更に、上記MOCVD法、MBE法、VPE法又はHVP
E法による単結晶成長の際GaNのGaソース供給流量は1〜3
00μmol/min範囲が好ましい。これは1μmol/min未満で
あると単結晶の成長が十分でなく、300μmol/minを超過
すると得られる薄膜の粗さが増加する等特性低下の問題
が生じるからである。この際、上記GaNのGaソースとし
て好ましいものはTMGa又はTEGa等を挙げることができ
る。
【００３５】更に、上記MOCVD法、MBE法、VPE法又はHVP
E法による単結晶成長時にGaNのNソース供給流量は1〜20
slpm範囲が好ましい。これは1slpm未満であるとGaN単結
晶成長が十分でなく、20slpmを超過すると得られる薄膜
の特性が低下するという問題が生じるからである。この
際、上記GaNのNソースとして好ましいものにはNH３、N
２等を挙げることができる。
【００３６】更に、上記MOCVD法、MBE法、VPE法又はHVP
E法による単結晶成長時にキャリアガスの流量は1〜20sl
pm範囲、チェンバー内圧力は1〜760Torrで行うことが望
ましい。これは上記したような装置を用いてGaN単結晶
を成長させるのに好ましい範囲だからである。
【００３７】一方、本発明においては、GaNにZnをドー
プ(Doping)する場合、上記MOCVD法、MBE法、VPE法又はH
VPE法による単結晶成長時にDMZnを0.06〜10μmol/minの
流量で供給することが好ましい。なぜなら、上記のよう
に供給されたDMZnは不純物(dopant)として作用して単結
晶薄膜の抵抗率(resistivity)を増加させる役目を果た
さなければならない為、その流量を0.06μmol/min以上
として行うことが好ましいが、溶解度(solubility)以上
盛込まれると単結晶薄膜の結晶性低下と表面粗さ(rough
ness)の増加を招くという問題がある為10μmol/min以下
で行うことが好ましい。
【００３８】更に、本発明においては、GaNにMgをドー
プする場合、上記MOCVD法、MBE法、VPE法又はHVPE法に
よる単結晶成長時にCp２Mgを0.2〜6μmol/minの流量で
供給することが好ましい。これは、Mgソースの流量が0.
2μm/min未満と低い場合はp-タイプ(type)不純物として
作用できず単結晶薄膜の抵抗率(resistivity)を増加さ
せることができなくなり、6μm/minを超過する場合はMg
不純物が単結晶薄膜に溶解度(solubility)以上盛込まれ
単結晶成長時に六方晶系形態のピット(pit)が形成され
結晶性の低下と表面粗さ(roughness)の増加を招くとい
う問題があるからである。
【００３９】更に、本発明においては、上記MOCV法、MB
E法、VPE法又はHVPE法による単結晶成長時に上述したよ
うにMg、Zn等のような不純物を添加することができる
が、このような不純物を添加して単結晶を成長させた場
合には単結晶成長後、熱処理を施すことができる。上記
熱処理は行わなくても構わず、行う場合にはエピタキシ
ャル成長装置内において行うことができ、更に上記装置
内から取り出し加熱炉(Furnace)やRTA(Rapid Thermal A
nnealing)のような装置を用いて行っても良い。
【００４０】上記エピタキシャル成長装置内において熱
処理を施す場合は、NH３/H２混合気体雰囲気、N２雰囲
気下で600〜900℃の温度により熱処理することが好まし
い。これは、600℃より低いと低い熱処理温度により表
面粗さの減少は少ないが抵抗率特性が低下するという問
題が生じ、900℃より高いと表面粗さが増加するという
問題が生じるからである。
【００４１】上記加熱炉又はRTAで熱処理を施す場合、
窒素雰囲気で400〜900℃の温度で熱処理することが好ま
しいが、これは400℃より低いと低い熱処理温度に因り
表面粗さ特性は優れるが抵抗率特性が低下するという問
題が生じ、900℃より高いと表面粗さが増加するという
問題が生じるからである。
【００４２】上記熱処理は1〜60分間保ちながら行うこ
とが望ましい。これは熱処理時間が1分未満であると不
純物を十分に活性化(activation)できず抵抗率が増加さ
れないという問題が生じ、60分を超過すると不純物を十
分に活性化して抵抗率は10６Ω・cm程に増加するが高い
温度による表面損傷により粗さが増加するという問題が
生じる為である。
【００４３】更に、本発明においては不純物として上記
Zn、Mg以外にもBeを始めとするその他様々な不純物を添
加しても良い。
【００４４】上記のような諸方法を用いて下部単結晶基
板上に[0001]方向のGaN圧電単結晶薄膜が所定の厚みに
形成されると、その後その形成されたGaN薄膜上にIDT電
極パターンを形成することにより高周波帯域のSAWフィ
ルターを製造することができるのである。
【００４５】以下、実施例を通じて本発明を詳細に説明
する。
【００４６】実施例１ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上(緩衝層は350
Å厚みに形成)に、MOCVD装置を用いて結晶成長温度を下
記表1のように変化させ、その他にGaNのGaソースとして
TMGaを流量103μmol/minで供給し、GaNのNソースとして
NH３を流量7slpmで供給し、キャリアガスであるH２を流
量7slpmで供給し、チェンバー内圧力を200Torrに保ち、
DMZnを流量3μmol/minで供給するような条件で、単結晶
成長を施し1μm厚みでエピタキシャル成長させてGaN薄
膜を形成した。
【００４７】得られた薄膜の結晶性、表面粗さ、キャリ
ア濃度を評価してその結果を下記表1に示した。この
際、評価は次の方法により行った。
【００４８】(結晶性)X-ray Diffraction(X線回折分析)
の為に成長した単結晶面にX線を入射し回折ピークの半
値全幅(FWHM、Full Width Half Maximum)の値でその特
性を決定した。半値全幅が低い程結晶性の優れを示す。
【００４９】GaNの場合、大抵約200〜400arcsec程の半
値全幅であれば優れた結晶性を有すると分析することが
できる。更に結晶成長方向も同時に測定できるが、GaN
単結晶薄膜は[0001]c-軸方向に成長するので、結晶性が
悪いということは[0001]c-軸方向に適切に成長されなか
ったと判断できる。
【００５０】測定した半値全幅が300arcsec以下であれ
ばかなり優れたものであり下記表1には○で表記し、300
〜500arcsecであれば比較的優れたもので下記表1には△
で表記し、500arcsecを超過すれば普通以下であり下記
表1には×で表記した。
【００５１】(表面粗さ)AFM(Atomic Force Microscopy)
は鋭い工具チップを使ってGaN薄膜表面を原子単位で測
定するものである。AFMによる測定を通してrms(root me
an square)値で特性を評価するが値が低い程特性が優れ
る。
【００５２】GaNの場合、大抵〜数Å(10−１０)未満の
粗さ平均RMS値を有するが、本実施例に測定されたRMS値
が5Å以下であればかなり優れたものであり下記表1には
○で表記し、5-15Åであれば比較的優れたものであり下
記表1には△で表記し、15Åを超過すれば普通以下であ
り下記表1には×で表記した。
【００５３】(キャリア濃度)測定方法として、試片に磁
気場を印加してから電圧と電流を印加し試片内に存在す
るキャリアの濃度、移動度、表面及びバルク(bulk)抵抗
率を測定する方法であるHall効果測定(Hall measuremen
t)を行った。
【００５４】GaNの場合、ドープ(doping)しない場合は1
0１６/cm３〜10１７/cm３の値を有するが、本実施例に
おいては測定された値が5×10１６/cm３以下であればか
なり優れたものであり下記表1には○で表記し、5×10
１６/cm３〜1×10１７/cm３であれば比較的優れたもの
であり下記表1には△で表記し、10１８/cm３を超過すれ
ば普通以下であり下記表1には×で表記した。
【００５５】
【表１】 上記表1から判るように、本発明のMOCVD法を適用する条
件を満たす場合である900〜1100℃の成長温度範囲は結
晶性及び表面粗さにおいて全て優れ、キャリア濃度にお
いても10１６/cm３〜10１７/cm３の濃度を有し優れた単
結晶薄膜特性を呈した。
【００５６】これに反して、900℃未満の成長温度を適
用した場合は低い成長温度に因りGaN単結晶成長時に結
晶欠陥が多く発生しcubic又はwurtzite結晶構造の混在
に因り結晶性が低下し、更に多くの結晶欠陥と様々な結
晶相の存在に因る二次元成長(2D-growth)特性の低下で
粗さが増加し、多くの結晶欠陥の存在に因り10１８/cm
３以上の濃度を有して単結晶薄膜特性が低下した。更
に、1100℃を超過した成長温度を適用した場合は低温で
成長した緩衝層が影響を受けることになり結晶欠陥が増
加し高い温度での窒素ソース(nitrogen source)の表面
解離に因り単結晶特性が低下し、高い成長温度に因る表
面でのソース解離に因り粗さが増加し、高い成長温度に
因る表面でのソース解離に因り5×10１７/cm３程の濃度
を有する特性を呈した。
【００５７】実施例２ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上にMOCVD装置
を用いてGaNのGa供給ソースであるTMGaの流量を下記表2
のように変化させる他、成長温度を1000℃にし、GaNのN
ソースとしてNH３を流量7slpmで供給し、キャリアガス
のH２を流量7slpmで供給し、チェンバー内圧力を200Tor
rに保ち、DMZnを流量3μmol/minで供給するような条件
で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピタキシャル成長
させGaN薄膜を形成した。
【００５８】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表2に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００５９】
【表２】 上記表2から判るように、本発明のMOCVD法を適用する条
件を満たす100μmol/minのGaソース流量を適用した場合
は結晶性及び表面粗さにおいて全て優れた。
【００６０】これに反して、Gaソースの流量を1μm/min
以下で適用する場合はMOCVD成長においてGaN薄膜が成長
する基板までGaソースが到達せず成長速度も低下し、Ga
Nの結晶性と粗さが増加した。更に、300μm/minを超過
した場合はソースの供給過剰に因り基板に到達する前に
反応してしまうpre-reactionに因り結晶性と粗さが増加
した。
【００６１】実施例３ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いてGaNのN供給ソースであるNH３の流量を下記表
3のように変化させる他、成長温度を1000℃にし、GaNの
GaソースとしてTMGaを流量103μmol/minで供給し、キャ
リアガスのH２を流量7slpmで供給し、チェンバー内圧力
を200Torrに保ち、DMZnを流量3μmol/minで供給するよ
うな条件で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピタキシ
ャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００６２】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表3に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００６３】
【表３】 上記表3から判るように、本発明のMOCVD法を適用する条
件を満たす7slpmのN供給流量を適用した場合は結晶性及
び表面粗さにおいて全て優れた。
【００６４】これに反してNソースの流量を1(slpm)未満
で適用する場合は、MOCVD成長においてGaN薄膜が成長す
る基板までGaソースが到達せず成長速度も低下し、GaN
の結晶性と粗さが増加した。更に、20slpmを超過する場
合はソースの供給過剰に因り基板に到達する前に反応し
てしまうpre-reactionに因り結晶性と粗さが増加した。
【００６５】実施例４ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いてキャリアガスの流量を下記表4のように変化
させる他、成長温度を1000℃にして、GaNのGaソースと
してTMGaを流量103μmol/minで供給し、GaNのN供給ソー
スのNH３の流量を7slpmで供給し、チェンバー内圧力を2
00Torrに保ち、DMZnを流量3μmol/minで供給するような
条件で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピタキシャル
成長させGaN薄膜を形成した。
【００６６】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表4に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００６７】
【表４】 上記表４から判るように、キャリアガスの流量を1slpm
未満にすると薄膜が成長する基板まで到達しない(Lamin
ar flow)恐れがあり、ソースのpre-reactionが発生して
GaN単結晶薄膜特性が低下する傾向があり、20slpmを超
過する場合にはキャリアガスの供給過剰に因りソースガ
スの相互反応が減少してGaN単結晶薄膜特性が低下する
傾向を呈した。
【００６８】実施例５ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いて不純物Znの供給ソースであるDMZn流量を下記
表5のように変化させる他、成長温度を1000℃にし、GaN
のGaソースとしてTMGaを流量103μmol/minで供給し、Ga
NのN供給ソースのNH３の流量を7slpmで供給し、キャリ
アガスのH２を流量7slpmで供給し、チェンバー内圧力を
300Torrで保つような条件で単結晶成長を行い1μm程の
厚みでエピタキシャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００６９】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表5に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００７０】
【表５】 上記表5から判るように、Znはp-タイプ(type)不純物と
して使用されるが、その流量が0.06μm未満と低い場合
は不純物(dopant)としての作用効果が微々であり、10μ
mを超過する場合は単結晶薄膜において溶解度(solubili
ty)以上が盛込まれると単結晶薄膜の結晶性低下と表面
粗さの増加を招くという問題が発生した。
【００７１】一方、上記表5においてZnの流量が1μmと
した場合の試片一部を下記表6のような温度及び時間でN
H３/H２雰囲気の結晶成長チェンバー内において熱処理
し、更に一部を下記表7のような温度及び時間でN２雰囲
気のRTAを用いて熱処理した。
【００７２】熱処理して得た薄膜の表面粗さ、抵抗率を
評価してその結果を下記表6及び表7に示した。この際、
評価は上記実施例1と同一に行った。
【００７３】
【表６】
【表７】 上記表6及び表7から判るように600℃未満の熱処理温度
又は1分未満の熱処理時間を適用した場合は表面粗さは
小さいがZn不純物(dopant)の活性化効率(activation ef
ficiency)が減少する傾向を示し、900℃以上の熱処理温
度又は60分以上の熱処理時間を適用した場合はZn不純物
(dopant)が十分に活性化されて抵抗率が10 ６Ω・cm以上
に増加し表面粗さも増加する傾向を呈した。
【００７４】実施例６ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いて結晶成長温度を下記表8のように変化させる
他、GaNのGaソースとしてTEGaを流量103μmol/minで供
給し、GaNのNソースとしてNH３を流量7slpmで供給し、
キャリアガスのH２を流量7slpmで供給し、チェンバー内
圧力を200Torrに保ち、Cp２Mgを流量3μmol/minで供給
するような条件で単結晶成長を行い1μm厚みにエピタキ
シャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００７５】得た薄膜の結晶性、表面粗さ、キャリア濃
度を評価してその結果を下記表8に示した。この際、評
価は上記実施例1と同一な方法により行った。
【００７６】
【表８】 上記表8から判るように、本発明のMOCVD法を適用する条
件を満たす場合である900〜1100℃の成長温度範囲は結
晶性及び表面粗さにおいて全て優れ、キャリア濃度にお
いても10１６/cm３〜10１８/cm３の濃度を有することに
なるので優れた単結晶薄膜特性を呈した。
【００７７】これに反して900℃未満の成長温度を適用
した場合は低い成長温度に因りGaN単結晶成長時に多く
の結晶欠陥の発生とcubicやwurtzite結晶構造の混在と
に因り結晶性が低下し、又多くの結晶欠陥と様々な結晶
相の存在に因り二次元成長(2D-growth)特性が低下して
粗さが増加し、多くの結晶欠陥の存在に因り10１８/cm
３以上の濃度を有することになり単結晶薄膜特性が低下
した。更に、1100℃を超過した成長温度を適用した場合
は低温で成長した緩衝層が影響を受け結晶欠陥が増加し
高い温度での窒素ソース(nitrogen source)の表面解離
に因り単結晶特性が低下して、高い成長温度に因る表面
のsource解離に因って粗さが増加し、高い成長温度に因
る表面のソース解離に因って5×10１７/cm３程の濃度を
有する特性を呈した。
【００７８】実施例７ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いてGaNのGa供給ソースであるTEGaの流量を下記
表9のように変化させる他、成長温度を1000℃にして、G
aNのNソースとしてNH３を流量7slpmで供給し、キャリア
ガスのH２を流量7slpmで供給し、チェンバー内圧力を20
0Torrに保ち、Cp２Mgを流量3μmol/minで供給するよう
な条件で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピタキシャ
ル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００７９】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表9に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００８０】
【表９】 上記表9から判るように、本発明のMOCVD法を適用する条
件を満たす100μmol/minのGaソース流量を適用した場合
は結晶性及び表面粗さにおいて全て優れている。
【００８１】これに反してGaソースの流量を1μm/min以
下で適用する場合はMOCVD成長においてLaminar flowを
維持し難く成長速度も低下し、GaNの結晶性と粗さが増
加した。更に、300μm/minを超過した場合はソースの供
給過剰に因り基板に到達する前に反応してしまうpre-re
actionに因り結晶性と粗さが増加した。
【００８２】実施例８ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いてGaNのN供給ソースであるNH３の流量を下記表
10のように変化させる他、成長温度を1000℃にして、Ga
NのGaソースとしてTEGaを流量103μmol/minで供給し、
キャリアガスのH ２を流量7slpmで供給し、チェンバー内
圧力を200Torrに保ち、Cp２Mgを流量3μmol/minで供給
するような条件で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピ
タキシャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００８３】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表10に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００８４】
【表１０】 上記表10から判るように、本発明のMOCVD法を適用する
条件を満たす7slpmのN供給流量を適用した場合は結晶性
及び表面粗さにおいて全て優れている。
【００８５】これに反して、Nソースの流量を1(slpm)未
満で適用する場合はMOCVD成長においてGaN薄膜が成長す
る基板までGaソースが到達せず成長速度も低下し、GaN
の結晶性と粗さが増加した。更に、20slpmを超過する場
合はソースの供給過剰に因り基板に到達する前に反応し
てしまうpre-reactionに因り結晶性と粗さが増加した。
【００８６】実施例９ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いてキャリアガスの流量を下記表11のように変化
させる他、成長温度を1000℃にし、GaNのGaソースとし
てTEGaを流量103μmol/minで供給し、GaNのN供給ソース
であるNH３の流量を7slpmで供給し、チェンバー内圧力
を200Torrに保ち、Cp２Mgを流量3μmol/minで供給する
ような条件で単結晶成長を行い1μm程の厚みにエピタキ
シャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００８７】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表11に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００８８】
【表１１】 上記表11から判るように、キャリアガスの流量を1slpm
未満にするとLaminar flowを維持し難しくなる恐れがあ
り、ソースのpre-reactionが発生してGaN単結晶薄膜特
性が低下する傾向があり、20slpmを超過した場合にはキ
ャリアガスの供給過剰に因りソースガスの相互反応が減
少し、GaN単結晶薄膜特性が低下する傾向を呈した。
【００８９】実施例１０ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上に、MOCVD装
置を用いて不純物Znの供給ソースであるCp２Mg流量を下
記表12のように変化させる他、成長温度を1000℃にし
て、GaNのGaソースとしてTEGaを流量103μmol/minで供
給し、GaNのN供給ソースであるNH３の流量を7slpmで供
給し、キャリアガスのH２を流量7slpmで供給し、チェン
バー内圧力を200Torrに保つような条件で単結晶成長を
行い1μm程の厚みにエピタキシャル成長させてGaN薄膜
を形成した。
【００９０】得られた薄膜の結晶性、表面粗さを評価し
てその結果を下記表12に示した。この際、評価は上記実
施例1と同一に行った。
【００９１】
【表１２】 上記表12から分かるように、Mgの流量が0.2μm未満と低
い場合は不純物(dopant)としての作用効果が微々であ
り、6μmを超過する場合はp-type dopantで用いるが単
結晶薄膜において溶解度以上が盛込まれると単結晶薄膜
の結晶性低下と表面粗さの増加を招くとの問題が発生し
た。
【００９２】一方、上記表12においてMgの流量を3μmと
した場合の試片一部を下記表13のような温度及び時間で
NH３/H２及びN２雰囲気の結晶成長チェンバーにおいて
熱処理し、又一部を下記表14のような温度及び時間でN
２雰囲気のRTAを用いて熱処理した。
【００９３】熱処理して得た薄膜の表面粗さ、抵抗率を
評価してその結果を下記表13及び表14に示した。この
際、評価は上記実施例1と同一に行った。
【００９４】
【表１３】
【表１４】 上記表13及び表14から判るように、600℃未満の熱処理
温度又は1分未満の熱処理時間を適用した場合は表面粗
さは小さいが抵抗を大きくするMg-H複合体(complex)の
形成が不具合な傾向を呈し、900℃以上の熱処理温度又
は60分以上の熱処理時間を適用した場合はMg-H複合体(c
omplex)は形成されるが表面で不純物が解離する傾向を
呈した。
【００９５】実施例１１ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上(緩衝層は350
Å厚みに形成)に、VPE装置を用いて結晶成長温度を下記
表15のように変化させる他、GaNのGaソースとしてTMGa
を流量50μmol/minで供給し、GaNのNソースとしてNH３
を流量3slpmで供給し、キャリアガスのH２を流量3slpm
で供給し、チェンバー内圧力を100Torrに保つような条
件でエピタキシャル成長させてGaN薄膜を形成した。
【００９６】得られた薄膜の結晶性、表面粗さ、キャリ
ア濃度を評価してその結果を下記表15に示した。この
際、評価は上記実施例1と同一の方法により行った。
【００９７】
【表１５】 上記表15から判るように、本発明のVPE法を適用する条
件を満たす場合である800〜1100℃の成長温度範囲は結
晶性及び表面粗さにおいて全て優れ、キャリア濃度にお
いても10１６/cm３〜10１７/cm３の濃度を有する優れた
単結晶薄膜特性を呈した。
【００９８】これに反して800℃未満と1100℃を超過す
る成長温度を適用した場合は不良な特性を呈した。
【００９９】実施例１２ (0001)面を有するα-Al２O３単結晶基板上(350Å厚みの
緩衝層形成)にMOCVD装置を用いて、その結晶成長温度を
1000℃にして、GaNのGaソースとしてTMGaを流量103μmo
l/minで供給し、GaNのNソースとしてNH３を流量7slpmで
供給し、キャリアガスのH２を流量7slpmで供給し、チェ
ンバー内圧力を200Torrに保つような条件で単結晶成長
を行い、1μm厚みにエピタキシャル成長させてGaN薄膜
を形成した。その後、2000Åの厚みを有するアルミニウ
ム電極を形成して入出力IDT電極を形成して図1のような
GaN SAWフィルターを製作した。図2には得られたフィル
ターの断面を概略的に示した。
【０１００】得られたフィルターの高調波特性を測定し
て図3(a)及び(b)に示した。図3(a)は高調波モード特性
を測定する為に30MHzから500MHzの広い範囲をスイープ
(sweep)して示したものである。図3(a)から判るよう
に、基本モード及び第3、第5高調波モードが96.687、29
1.413、486.605MHzと典型的なレイリー(Rayleigh)形態
の波形が表われている。96.687MHzの基本モードの場合
は、インピーダンスの整合がなされていない状態で挿入
損が-9dBとかなり優れた特性を呈している。
【０１０１】図3(b)は周波数特性を中心周波数付近で拡
大したものであり、図3(b)から判るように、中心周波数
でリップル(ripple)がかなり改善されたことを見受ける
ことができる。このような特性は挿入損の特性がとても
良好なことに起因し、96.687MHzの中心周波数と周期(λ
=60μm、λ/4=15μm)から計算したGaN SAWフィルターの
伝播速度は5803m/sと既存の常用化された(LiNbO３及びL
iTaO３)単結晶薄膜の伝播速度がカット(cut)方向により
それぞれ3480〜4555m/sと3230〜4156m/sと比較する場
合、大変速き伝播速度を有することが分かった。更に、
温度遅延係数(Temperate Coefficient of Delay、ppm/
℃)もGaN薄膜の場合、ほぼ0(Zero)と知られており、エ
ネルギーバンド・ギャップも又3.4eVとかなり高く高温
でも安定した動作特性を呈する長所を有する。更に、9
6.987MHzの基本モードでサイドローブ減衰(side lobe d
ecay)が23dB以上でインピーダンスの整合がなされずと
も、かなり優れた特性を呈している。
【０１０２】
【発明の効果】上述したとおり本発明は高い伝播速度を
有するGaN圧電薄膜を用いて容易にGHz帯域の周波数特性
を得ることができ、低い挿入損、高温安定性及び高出
力、更に0(Zero)に近い温度遅延係数のような優れた特
性を有するSAWフィルターの製造に有用な効果を奏す
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】SAWフィルターの平面図である。
【図２】GaNSAWフィルターの断面構造図である。
【図３】同図(a)、(b)はGaNフィルターの高調波モード
特性を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 李 昔 憲 大韓民国大邱広域市東区孝睦２洞394−５ (72)発明者 崔 寧 植 大韓民国ソウル市冠岳区新林本洞10−68

Claims (21)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 α-Al２O３単結晶下部基板と、 上記下部基板に0.3〜300μm厚みに形成された[0001]方
    向のGaN圧電単結晶薄膜と、 上記GaN単結晶薄膜上に形成されたIDT電極パターンと、 を含んで成ることを特徴とする高周波帯域のSAWフィル
    ター。
  2. 【請求項２】 上記α-Al２O３下部基板は(0001)、(110
    2)、(1120)中いずれか一つの面を有することを特徴とす
    る請求項1に記載のSAWフィルター。
  3. 【請求項３】 上記α-Al２O３下部基板は(0001)面を有
    することを特徴とする請求項1又は請求項2に記載のSAW
    フィルター。
  4. 【請求項４】 上記α-Al２O３下部基板の代わりに(10
    0)、(111)面を有するシリコン基板、SiC基板、MgAl２O
    ４基板、GaN単結晶基板、GaN薄膜中いずれか一つを単結
    晶下部基板に用いることを特徴とする請求項1に記載のS
    AWフィルター。
  5. 【請求項５】 上記GaN圧電単結晶薄膜の厚みは0.5〜10
    μmであることを特徴とする請求項1に記載のSAWフィル
    ター。
  6. 【請求項６】 上記単結晶下部基板と上記GaN単結晶薄
    膜の間に厚み200〜500ÅのGaN緩衝層が形成されること
    を特徴とする請求項1に記載のSAWフィルター。
  7. 【請求項７】 SAWフィルターを製造する方法におい
    て、 α-Al２O３単結晶下部基板を設ける段階と、 上記単結晶下部基板上に[0001]方向のGaN圧電単結晶薄
    膜を0.3〜1000μm厚みにエピタキシャル成長させる段階
    と、 上記のように成長したGaN圧電単結晶薄膜上にIDT電極パ
    ターンを形成する段階と、 とを有することを特徴とする高周波帯域のSAWフィルタ
    ー製造方法。
  8. 【請求項８】 上記α-Al２O３下部基板は(0001)、(110
    2)、(1120)面中いずれか一つの面を有することを特徴と
    する請求項7に記載のSAWフィルター製造方法。
  9. 【請求項９】 上記α-Al２O３下部基板の代わりに(10
    0)、(111)面を有するシリコン基板、SiC基板、MgAl２O
    ４基板、GaN単結晶基板、GaN薄膜中いずれか一つを単結
    晶下部基板に用いることを特徴とする請求項7に記載のS
    AWフィルター製造方法。
  10. 【請求項１０】 上記GaN単結晶薄膜を成長させるのに
    先立って厚み200〜500ÅのGaN緩衝層を上記単結晶下部
    基板上に形成することを特徴とする請求項7に記載のSAW
    フィルター製造方法。
  11. 【請求項１１】 上記GaN単結晶の成長は成長温度が900
    〜1100℃、GaNのGaソース供給流量が1〜300μmol/min、
    GaNのNソース供給流量が1〜20slpmの条件でMOCVD(metal
    organic chemical vapor deposition)法により行われ
    ることを特徴とする請求項7に記載のSAWフィルター製造
    方法。
  12. 【請求項１２】 上記GaN単結晶の成長は成長温度が600
    〜900℃、GaNのGaソース供給流量が1〜300μmol/min、G
    aNのNソース供給流量が1〜20slpmの条件でMBE(molecula
    r beam epitaxy)法により行われることを特徴とする請
    求項7に記載のSAWフィルター製造方法。
  13. 【請求項１３】 上記GaN単結晶の成長は成長温度が800
    〜1100℃、GaNのGaソース供給流量が1〜300μmol/min、
    GaNのNソース供給流量が1〜20slpmの条件でVPE(vapor p
    hase epitaxy)法又はHVPE(hydride vapor phase epitax
    y)法により行うことを特徴とする請求項7に記載のSAWフ
    ィルター製造方法。
  14. 【請求項１４】 上記GaNのGa供給ソースはTMGa又はTEG
    aであることを特徴とする請求項7ないし請求項13のいず
    れかの請求項に記載のSAWフィルター製造方法。
  15. 【請求項１５】 上記GaNのN供給ソースはNH３であるこ
    とを特徴とする請求項7ないし請求項13のいずれかの請
    求項に記載のSAWフィルター製造方法。
  16. 【請求項１６】 上記GaN単結晶の成長時にキャリアガ
    スの流量は1〜20slpmで、チェンバー内圧力は1〜760Tor
    rであることを特徴とする請求項7ないし請求項13のいず
    れかの請求項に記載のSAWフィルター製造方法。
  17. 【請求項１７】 上記GaN単結晶の成長時にDMZnを0.06
    〜10μmol/minの流量で供給することを特徴とする請求
    項7ないし請求項13のいずれかの請求項に記載のSAWフィ
    ルター製造方法。
  18. 【請求項１８】 上記GaN単結晶の成長完了後にエピタ
    キシャル成長装置内においてNH３/H２混合気体雰囲気、
    600〜900℃の温度を1〜60分間保ちながら熱処理する
    か、上記エピタキシャル成長装置外の加熱炉又はRTAに
    おいて窒素雰囲気で400〜900℃の温度を1〜60分間保ち
    ながら熱処理することを特徴とする請求項17に記載のSA
    Wフィルター製造方法。
  19. 【請求項１９】 上記GaN単結晶の成長時にCp２Mgを0.2
    〜6μmol/minの流量で供給することを特徴とする請求項
    7ないし請求項13のいずれかの請求項に記載のSAWフィル
    ター製造方法。
  20. 【請求項２０】 上記GaN単結晶の成長完了後にエピタ
    キシャル成長装置内においてNH３/H２混合気体雰囲気、
    600〜900℃の温度を1〜60分間保ちながら熱処理する
    か、上記エピタキシャル成長装置外の加熱炉又はRTAに
    おいて窒素雰囲気で400〜900℃の温度を1〜60分間保ち
    ながら熱処理することを特徴とする請求項19に記載のSA
    Wフィルター製造方法。
  21. 【請求項２１】 上記α-Al２O３下部基板は(0001)面を
    有することを特徴とする請求項7又は請求項8に記載のSA
    Wフィルター製造方法。
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