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
(57)【要約】 （修正有）
【課題】サファイア基板上に作成される窒化ガリウム
（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。
（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
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、窒素−周期律表第
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】発光ダイオードなどに使用される窒化ガ
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。
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。
【０００３】ＧａＮ基板用のサファイア基板は、チョク
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）。
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）。
【０００４】また、ＭＯＣＶＤ法による結晶成長におい
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。
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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一般に用いられるサフ
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。
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。
【０００６】これは、サファイア基板の主面の結晶方位
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。
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。
【０００７】また、熱処理や燐酸と硫酸の混合液による
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。
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。
【０００８】本発明は上記問題に鑑みて、表面が平滑で
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。
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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、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（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。
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。
【００１０】このサファイアからなる半導体用基板を得
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。
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。
【００１１】
【作用】本発明の半導体用基板は、原子レベルで平滑な
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。
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。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を説明す
る。
る。
【００１３】本発明の半導体用基板はサファイアからな
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。
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。
【００１４】なお、熱処理を行っていない半導体用基板
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。
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。
【００１５】主面６の結晶方位の傾斜角は、従来は（０
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。
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。
【００１６】そこで、本発明は、安定して主面６のＲｍ
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。
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。
【００１７】この半導体用基板５を用いて図２の様にＭ
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。
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。
【００１８】本発明の半導体用基板５をなすサファイア
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。
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。
【００１９】（０００１）面若しくは（１１−２０）面
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。
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。
【００２０】研磨を終えたサファイア基板に、８５０℃
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。
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。
【００２１】主面が（０００１）面若しくは（１１−２
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。
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。
【００２２】以上のように、本発明においてはサファイ
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。
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。
【００２３】また、本発明は半導体用基板５上にＧａＮ
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。
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。
【００２４】本発明によれば、良好な窒素−周期律表第
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。
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。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の実施例を図面を用いて説明す
る。
る。
【００２６】（実施例１）サファイア基板の主面が（０
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。
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。
【００２７】研磨を終えたサファイア基板に、８５０℃
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。
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。
【００２８】
【表１】
【００２９】この際、熱処理温度を９００℃より高くす
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。
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。
【００３０】（実施例２）上記実施例１の半導体用基板
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。
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。
【００３１】６００℃でのサーマルクリーニング後の時
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。
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。
【００３２】作成されたＧａＮ基板の表面をＡＦＭにて
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。
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。
【００３３】（実施例３）サファイア基板の主面が（１
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。
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。
【００３４】この際、熱処理温度を８５０℃以上にする
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。
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。
【００３５】（実施例４）上記実施例３のサファイア基
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。
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。
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、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。
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。
【図１】本発明の半導体用基板の主面でのテラス・ステ
ップの断面を示す概念図である。
ップの断面を示す概念図である。
【図２】本発明の半導体用基板に半導体膜を形成した状
態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。
【図３】結晶方位が（０００１）面から±０．０３°以
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。
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。
【図４】本発明の半導体用基板にＧａＮ結晶層を成長し
た後の表面のＡＦＭ像である。
た後の表面のＡＦＭ像である。
【図５】本発明による半導体用基板の主面のＡＦＭ像で
ある。
ある。
【図６】本発明の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図７】本発明の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図８】本発明の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図９】本発明の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図１０】従来の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図１１】従来の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図１２】従来の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図１３】従来の半導体用基板の、製造工程における主
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。
【図１４】従来のサファイア基板にＧａＮ結晶層を成長
した後の表面のＡＦＭ像である。
した後の表面のＡＦＭ像である。
１：テラス ２：ステップ ３：ＧａＮ結晶層 ４：バッファ層 ５：半導体用基板
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4G077 AA03 AB02 BE11 DA05 ED04 ED05 ED06 SC01 4K029 AA00 AA07 BA58 BD01 CA03 FA06 5F103 AA04 DD01 GG01 HH04 LL02 PP03 PP07 RR06
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001050727A JP4651207B2 (ja) | 2001-02-26 | 2001-02-26 | 半導体用基板とその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2001050727A JP4651207B2 (ja) | 2001-02-26 | 2001-02-26 | 半導体用基板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002255694A true JP2002255694A (ja) | 2002-09-11 |
| JP4651207B2 JP4651207B2 (ja) | 2011-03-16 |
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| JP2001050727A Expired - Fee Related JP4651207B2 (ja) | 2001-02-26 | 2001-02-26 | 半導体用基板とその製造方法 |
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- 2001-02-26 JP JP2001050727A patent/JP4651207B2/ja not_active Expired - Fee Related
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