JP2002255694A - 半導体用基板とその製造方法 - Google Patents
半導体用基板とその製造方法Info
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Abstract
(以下GaN)系半導体層の結晶性の改善を図ることを
目的とする。 【解決手段】窒素−周期律表第3族元素化合物半導体の
結晶成長に用いる半導体用基板であって、サファイアか
らなり、主面の結晶方位が(0001)面または(11
−20)面から0〜0.03°傾いており、主面に40
0nm以上の幅のテラス1と高さ2Å以下のステップ2
を有し、主面の表面粗さがRms値で0.1nm以下、
Ra値で0.06nm以下とする。
Description
3族元素化合物半導体膜を形成するための半導体用基板
とその製造方法に関する。
リウム(以下GaNと表記)のエピタキシャル基板の構
造は、サファイア基板の上に窒化アルミニウム(Al
N)もしくはGaNのバッファ層の一層を設け、さらに
その上にn型GaN層、p型GaN層を成長させた構造
となっている。このGaN基板のGaN及びAlN層の
成長には、有機金属化合物結晶成長(MO−CVD)
法,分子線エピタキシー(MBE)法などが用いられ
る。
ラルスキー(CZ)法などの引き上げ法によって作成さ
れたサファイア結晶を、切り出し加工後に主面の面方位
が(0001)面または(11−20)面からの傾斜角
が0〜0.5°、好ましくは0〜0.3°となるように
調整加工したものを、化学研磨加工して用いられる。上
記MBE法を用いてサファイア基板上にGaNを成長さ
せる場合、使用するサファイア基板は燐酸及び硫酸の混
合液によるエッチングを行ない、600℃での水素クリ
ーニングを行うと、主面のRms(2乗平均面粗さ)が
非常に小さくなりMBE法での結晶成長後のGaNの結
晶性が向上するという報告がなされている(Jpn.J.App
l.Phys.Vol.37(1998)pp.L1109-1112参照)。
ても主面のRa値,Rms値が大きい基板では、結晶成
長後のGaN層表面は更に凹凸が大きくなる(例えば電
子情報通信学会論文誌2000/4Vol.J83-Cno.4参照)ため
に、表面粗さの小さな基板が必要であった。
ァイア基板においては、主面の結晶方位がサファイアの
(0001)面または(11−20)面から0〜0.3
°の傾斜角にて作成されているため、熱処理の有無を問
わず、MBE法でGaNを結晶成長させると図14に示
すように表面の荒れた表面になることが非常に多く、平
滑な表面を持ったGaN膜を安定して得ることは非常に
困難であった。
の変動範囲が傾斜角で0〜0.3°と大きいために、サ
ファイア基板表面の状態が安定しないためである。
化学エッチングを行なわない場合においても、サファイ
ア基板表面の状態が安定して再現できず同じくGaN膜
の表面が荒れるという問題があった。また、燐酸や硫酸
などの強酸によるサファイアのエッチングでは、酸の温
度を150℃以上に加熱する必要があり危険である。
結晶性の優れたGaN基板を得る事を目的とし、更にこ
の目的のために極めて平滑な表面を持ったサファイア基
板を用いることが有効であることを確認し、極めて平滑
な表面のサファイア基板を安定に作成することを目的と
する。
表第3族元素化合物半導体の結晶成長に用いる基板であ
って、サファイアからなり、主面の結晶方位が(000
1)面または(11−20)面から0〜0.03°傾い
ており、主面に400nm以上の幅のテラスと高さ2Å
以下のステップを有し、主面の表面粗さがRms値で
0.1nm以下、Ra値で0.06nm以下であること
を特徴とし、この半導体用基板を用い、分子線エピタキ
シー(MBE)法によりGaN結晶を成長させる。
るための製造方法として、サファイア基板の主面の結晶
方位が(0001)面または(11−20)面から0〜
0.03°の傾斜角となるように加工した後、800〜
900℃で60時間以上の酸化雰囲気加熱を行なう事を
特徴とする。
テラス面を400nm以上の広い幅で形成し、且つステ
ップの段差も2Å以下に安定して小いため、表面粗さの
非常に小さな表面を形成することが出来る。この半導体
用基板を用いることで、MBE法においてもRHEED
のストリークが従来より明瞭で、且つ表面の起伏形状も
大幅に平滑化されたGaN単結晶膜を得ることができ
る。
る。
り、その主面の結晶面方位が(0001)面または(1
1−20)面から0〜0.03°の範囲で傾いた基板
に、酸化雰囲気800〜900℃にて60時間以上加熱
処理を行うことにより得られるものである。その結果、
図1のように主面6には明瞭な400nm以上の幅の平
坦面であるテラス1と2Å以下の高さの段差を持つステ
ップ2を規則正しく有し、Rms値が0.1nm以下で
Ra(算術平均粗さ)値が0.06nm以下となり、原
子レベルで平滑化された(atomic flat sapphire)主面
6を持つ半導体用基板5としたものである。この半導体
用基板は、図2に示すようにGaN若しくはAlNのバ
ッファ層4を介して、GaN結晶層をMBE法によって
形成するために用いる。
の主面のAFM(原子間力顕微鏡)像を図3に、本発明
の製造方法を用いて作成された半導体用基板5の主面6
のAFM像を図5に示す。図5に示すように主面上には
テラス1、ステップ2の存在を確認することができる。
001)面または(11−20)面から0〜0.3°の
範囲に限定されていたが、温度及び時間を一律に設定し
た熱処理条件ではテラス1及びステップ2の形成は不安
定であり且つ安定に表面粗さの小さな主面6を作成する
ことができなかった。結晶方位の傾斜角が(0001)
面または(11−20)面から0.03°以上のサファ
イア基板においては、熱処理を施した後のテラス幅は小
さくなり、ステップの高さは2Å以下で安定に形成でき
ず、起伏が大きくなるため主面6のRms値が0.1n
mを安定して下回ることができない。このような主面の
Rms値が0.1nm以上の半導体用基板では、平滑な
表面を持ったGaN膜を安定して得ることは困難であっ
た。
s値が0.1nmを下回るサファイア基板を作成するた
めに、主面6の(0001)面若しくは(11−20)
面からの傾斜角を0.03°以下とし、熱処理によって
主面6側の表面におけるステップ2の高さが2Å以下と
なるようにしたものである。この時テラス1の幅は40
0nm以上となり、主面6のRms値は0.1nmを下
回るようになり、Ra値も0.06nmを下回る極めて
平坦な半導体用基板を安定して形成できるようになる。
BE法によりGaN結晶層3を結晶成長させた場合、A
FM像は図4に示すように良好な平坦面を持ったGaN
膜を安定に得ることができるようになる。
基板は、CZ法(チョクラルスキー法)などの引き上げ
法によってアルミナの融液から作成される。引き上げら
れた結晶は円柱状の形状をしており、この円柱状の結晶
について結晶方位を測定して切断加工を行い円板形状と
なったものを研磨加工して基板として使用する。
からの主面の傾斜角が±0.03°の範囲になるよう研
磨加工を終えた主面6はAFMにて観察すると、図3の
様になっている。表面粗さはRa値で0.10nm,R
ms値では0.14nmである。研磨終了時点での表面
状態は、AFMで観察する限り(0001)面若しくは
(11−20)面からの傾斜角には依存関係のない形
状、粗さである。
60時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、図5
の様に原子レベルで平滑化された表面が露出し、Ra値
も0.06nmと研磨前に比べてほぼ半減した平坦な面
を得ることが出来るようになる。
0)面から0.03°以下の傾斜角を持ったサファイア
基板の熱処理における温度は、800℃未満では平滑化
させるための時間が200時間以上は必要であり、実用
的ではない。また、900℃を越える処理温度ではテラ
ス1の面積は大きくなるが、同時にステップ2の段差が
大きくなる傾向にあり2Åから20Å以上の段差を形成
するようになり、表面粗さも悪くなる。ステップ2の段
差が2Å以上になると、MBE法にてGaNを結晶成長
させたGaN膜の表面の平坦性の改善は乏しい。
ア基板の結晶方位と熱処理条件を上述の範囲に限定する
ことにより、図5に示すAFM像の主面6を持ち、40
0nm以上の幅のテラス1と2Å以下の高さのステップ
を有し、Rms値が0.1nm以下でRa値が0.06
nm以下となり、原子レベルで平滑化された(atomicfl
at sapphire)主面6を持つ半導体用基板を安定に得る
ことが出来、この半導体用基板を用いてMBE法により
GaNを結晶成長させた場合に、図4に示す良好な表面
と良好な結晶性を持ったGaN結晶層を安定に得ること
が出来るようになる。
結晶層を形成する場合、ガリウム(Ga)を金属ソース
とし、窒素(N)をプラズマまたはアンモニアガスソー
スとしたMBE法において、窒化処理を行った半導体用
基板5上にAlNまたはGaN層からなるバッファ層4
を堆積し、更にGaN結晶層3をエピタキシャル成長す
る事により、平滑な表面を持ったGaN膜を安定して得
るものである。上記GaN層は、AlXGaYIn(1-X-Y)N(X=
0,Y=0,X=Y=0を含む)により表記されるこれら窒化物半
導体を固溶したものにおいても同様の効果が期待でき
る。
3族元素化合物半導体膜を得ることが出来、発光ダイオ
ード(LED)の他レーザーダイオード、MMIC等の
半導体装置の特性の改善が期待できる。
る。
001)面からの傾斜角が±0.03°の範囲になるよ
うに基板の切断及び研削加工を行い、化学研磨加工を行
う。研磨加工を終えたサファイア基板の主面は原子間力
顕微鏡(AFM)にて観察すると、図3の様になってい
る。表面粗さはRa値で0.10nm,Rms値では
0.14nmである。研磨終了時点での表面状態は、A
FMで観察する限り基板の(0001)面からの傾斜角
には依存関係のない形状、粗さである。
60時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、図5
の様に原子レベルで平滑化された表面が露出し、Ra値
も0.06nmと研磨前に比べてほぼ半減した平坦な面
を得ることが出来るようになる。表面粗さ(Ra)値に
ついて、従来のサファイア基板との比較を表1に示す。
数値的にも従来より大幅にサファイア基板の表面粗さを
改善することができる。
ると、比較的短時間でテラスが現れる傾向があるが、同
時に主面の原子層段差(ステップ)の複合が起こり、局
所的に大きな起伏が現れるようになる。また、サファイ
ア基板の主面の結晶方位が(0001)面から±0.0
3°よりも大きく傾斜している場合は、850℃50時
間以下の熱処理でもテラスが現れるが、その幅が極端に
小さくなり、表面粗さも熱処理前後で改善しない。サフ
ァイア基板の主面の結晶方位が(0001)面から±
0.03°以下の範囲になっている場合は、図5の平坦
面を得るために60時間以上の熱処理を施す必要があっ
た。
5を用いてGa金属とNプラズマを用いたMBE法によ
ってGaNの結晶成長を行った。結晶成長の各段階での
RHEED(高速反射電子線回折)パターンについて、
上記実施例1の半導体用基板5を用いた場合について図
10〜図13に、従来の基板を用いた場合について図6
〜9に示す。
点でのサファイア基板のRHEEDパターンは図6及び
図10である。窒素プラズマを用いた窒化処理を行った
状態でのRHEEDパターンは、従来の例(図7)、本
発明の実施例のもの(図11)とも顕著な差は見られな
いが、低温バッファを堆積した後のRHEEDパターン
は、従来の例(図8)に比べ、本発明の実施例(図1
2)では斑点SPOTが観察され多結晶化している様子
が分かる。しかしながら、GaN1μm成長後のRHE
EDパターンは、従来の例(図9)に比べて、本発明の
実施例(図13)では、ストリークがシャープで明るく
見える本数も多く、平坦性の高い良質な結晶が成長して
いることが解る。
観察した結果、従来の例のGaN基板の表面(図14)
に比べ、本発明の実施例によるGaN基板の表面(図
4)は平滑性が大幅に改善している。
1−20)面から±0.03°の範囲になるように基板
の切断及び研削加工を行い、化学研磨加工を行う。研磨
加工を終えたサファイア基板の表面は原子間力顕微鏡
(AFM)にて観察すると、表面粗さはRa値で0.8
0nm,Rms値では0.11nmである。研磨終了時
点での表面状態は、AFMで観察する限り基板の(11
−20)面からの傾斜角には依存関係のない形状、粗さ
である。研磨を終えたサファイア基板に、800℃60
時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、テラスが
明瞭に露出し、Ra値も0.04nmと研磨前に比べて
ほぼ半減した面を得ることが出来るようになり、従来よ
り大幅にサファイア基板の表面粗さを改善することがで
きる。
と、短時間で平坦面が現れる傾向があるが、局所的に大
きな起伏が現れるようになり、サファイア基板の表面の
結晶方位が(0001)面から±0.03°よりも大き
く外れている場合は、テラス面の幅が極端に小さくな
り、表面粗さは熱処理前後で改善しない。サファイア基
板の表面の結晶方位が(11−20)面から±0.03
°以下の範囲になっている場合は、図5の平坦面を得る
ために60時間以上の熱処理を施す必要があった。
板を用いてGa金属とNプラズマを用いたMBE法によ
ってGaNの結晶成長を行った。結果、作成されたGa
N基板の表面をAFMにて観察すると、(0001)面
のサファイア基板の場合と同じく、従来のサファイア基
板でのGaN基板の表面に比べ、本発明によるサファイ
ア基板を用いたGaN基板の表面は平滑性が大幅に改善
していた。
元素化合物半導体の結晶成長に用いる基板であって、サ
ファイアからなり、主面の結晶方位が(0001)面ま
たは(11−20)面から0〜0.03°傾いており、
主面に400nm以上の幅のテラスと高さ2Å以下のス
テップを有し、主面の表面粗さがRms値で0.1nm
以下、Ra値で0.06nm以下であることを特徴とす
る半導体用基板を用いれば、分子線エピタキシー(MB
E)法においても良好なGaN膜が得られるようにな
る。本発明のGaN基板によって、特性の良好な半導体
デバイスを作成することが可能になる。
ップの断面を示す概念図である。
態の断面を示す概念図である。
下の範囲に傾斜したサファイア基板の研磨後の表面のA
FM像である。
た後の表面のAFM像である。
ある。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
面のRHEEDパターンを示す図である。
した後の表面のAFM像である。
Claims (3)
- 【請求項1】窒素−周期律表第3族元素化合物半導体の
結晶成長に用いる基板であって、サファイアからなり、
主面の結晶方位が(0001)面または(11−20)
面から0〜0.03°傾いており、主面に400nm以
上の幅のテラスと高さ2Å以下のステップを有し、主面
の表面粗さがRms値で0.1nm以下、Ra値で0.
06nm以下であることを特徴とする半導体用基板。 - 【請求項2】上記化合物半導体がAlXGaYIn(1-X-Y)N(X=
0,Y=0,X=Y=0を含む)から成り、分子線エピタキシー
(MBE)法により結晶成長させることを特徴とする請
求項1記載の半導体用基板。 - 【請求項3】窒素−周期律表第3族元素化合物半導体の
結晶成長に用いる基板であって、サファイアからなり、
主面の結晶方位が(0001)面または(11−20)
面から0〜0.03°の傾斜角となるように加工した
後、800〜900℃で60時間以上の酸化雰囲気加熱
を行なうことを特徴とする半導体用基板の製造方法。
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