JP2006232571A - 窒化ガリウム単結晶基板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 MOCVD法による窒化ガリウム単結晶の成長速度を高め、従来より量産性に優れた窒化ガリウム単結晶基板の製造方法を提供することにある。
【解決手段】 MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させるに際し、III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにする。
【選択図】 図1
【解決手段】 MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させるに際し、III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにする。
【選択図】 図1
Description
本発明は、III−V族窒化物系半導体基板、詳しくは窒化ガリウム単結晶基板の製造方法に関するものである。
GaN等の窒化物半導体材料は、禁制帯幅が充分に大きく、バンド間遷移も直接遷移型であるため、短波長発光素子への適用が盛んに検討されている。また電子の飽和ドリフト速度が大きいこと、ヘテロ接合による二次元電子ガスの利用が可能なことより、電子素子への応用も期待されている。
一昔前まではこの窒化物半導体層と格子定数の整合する下地基板が存在しなかったため、良質の成長層を得ることが困難であり、得られる窒化物半導体層中には多くの結晶欠陥が含まれていた。この結晶欠陥は、素子特性向上を阻害する要因であったため、素子特性も理論計算で得られた値を下回るものであった。
しかし近年になりGaN自立基板が発明され、さらには規格で決められた形状に整形された5.08cm(2インチ)基板が市場に登場するようになったため、窒化物半導体の結晶品質および素子特性のさらなる向上が期待できるようになった。例えば、GaAs基板上に、ラテラル成長法により厚膜のGaNを成長し、基板をエッチングで剥がすことでGaNの自立基板を得る方法(特許文献1、2)や、サファイア等の異種基板上にHVPE法(Hydride Vapor Phase Epitaxy:ハイドライド気相成長法)を用いて厚いGaN層を形成し、成長後に異種基板を除去することで自立GaN基板とする方法(特許文献3)である。
通常、GaN半導体結晶は気相成長法によって作られる。なぜなら常圧におけるGaNは加熱しただけでは融液にならずに昇華してしまうため、Ga融液にGaNを溶け込ませるためには数万気圧もの超高圧が必要だからである。GaNの一般的な気相成長法としては以下の4つの方法が知られている。
(1)MOCVD法(Metal Organic Chemical Vapor Deposition)
(2)MBE法(Molecular Beam Epitaxicy)
(3)HVPE法(Hydride Vapor Phase Epitaxicy)
(4)MOC法(Metal Organic Chloride Method)
MOCVD法はGaN薄膜成長法として一番良く使われる手法である。コールドウォール型の反応炉において、トリメチルガリウム(以下、TMGと略す)などの有機金属とアンモニア(NH3)を、キャリアガスの水素もしくは窒素ガスと共に、加熱した基板上に吹き付ける。このとき基板上にてTMGとNH3が反応し、GaN薄膜ができる。MBE法もGaN薄膜成長法として用いられる。超高真空に引いたリアクタ内で基板を加熱し、加熱した基板にGaとN2もしくはNH3を分子ビーム状に吹き付ける。このとき基板表面にてV族原料の分解が起こり、GaN結晶が形成される。MOCVD法とMBE法に共通していることは、原料濃度の調節により数nm程度の薄膜成長を制御できるという点である。
(2)MBE法(Molecular Beam Epitaxicy)
(3)HVPE法(Hydride Vapor Phase Epitaxicy)
(4)MOC法(Metal Organic Chloride Method)
MOCVD法はGaN薄膜成長法として一番良く使われる手法である。コールドウォール型の反応炉において、トリメチルガリウム(以下、TMGと略す)などの有機金属とアンモニア(NH3)を、キャリアガスの水素もしくは窒素ガスと共に、加熱した基板上に吹き付ける。このとき基板上にてTMGとNH3が反応し、GaN薄膜ができる。MBE法もGaN薄膜成長法として用いられる。超高真空に引いたリアクタ内で基板を加熱し、加熱した基板にGaとN2もしくはNH3を分子ビーム状に吹き付ける。このとき基板表面にてV族原料の分解が起こり、GaN結晶が形成される。MOCVD法とMBE法に共通していることは、原料濃度の調節により数nm程度の薄膜成長を制御できるという点である。
一方、近年に報告されているGaN基板のほとんどはHVPE法かMOC法にて成長される。HVPE法は、ホットウォール型反応炉内に金属Gaを設置し、塩化水素ガス(HCl)とキャリアガスの水素もしくは窒素ガスを吹き付けて塩化ガリウム(GaCl)を合成した後、基板付近に流したNH3と反応させて、加熱した基板上にGaN薄膜を成長させるものである。MOC法はGa原料として有機金属を用いる。しかしそれ以外はHVPE法と同様に、ホットウォール型反応炉内でHClガスと反応させてGaClを合成させた後、基板付近でNH3ガスと反応させてGaN薄膜を成長させるものである。HVPE法もMOC法も高速成長が容易であるため、100μm以上の厚さが必要なGaN自立基板の成長によく用いられる。
特開2000−12900号公報
特開2000−22212号公報
特開2003−178984号公報
しかしながら、HVPE法やMOC法では塩化水素ガスの使用が不可欠である。そのためリアクタ内壁には金属を用いることができず、装置設計における自由度を大幅に損なっている。これがGaN基板量産装置の開発で大きな足枷となっている。
金属以外でリアクタ内壁として最も適している材質は石英である。種結晶を一枚だけチャージする成長炉なら、リアクタは円筒状の石英管で十分に事足りる。しかしスループットを上げてコストを低減させるためには、種結晶の多数枚チャージ化やバルクの長尺化が必要となり、リアクタ構造はより複雑かつ大型化しなくてはならない。しかし大型化するほど石英リアクタや冶具の細工精度は低下し、さらには工数もかかることより価格も跳ね上がる傾向にある。
またホットウォール型反応炉が必要であるという点も設計の自由度を損なう一つの理由となっている。ラジカルであるGaClの寿命を基板到達まで維持するために、HClガスとGa原料が混合される部分から基板にいたる領域までをホットウォール状態にしなくてはならないためである。
このように現状のGaN基板は、量産技術が確立していないため非常に高価である。市販価格は、同じ口径でもサファイア基板の100〜200倍程度である。なぜなら、ほとんどのメーカーが一枚チャージの成長炉で製造を行っていること、さらには基板数枚程度を取り出せる程度までしかバルクの長尺化ができていないためである。バルクの長尺化が充分でないことも装置構造上の問題で、基板の設置法が限定されることに起因している。
ところで、近年、MOCVD法によるGaN基板成長の開発も行われている。なぜならMOCVD法ならHClガスを必要とせず、これまでの歴史より量産炉設計の技術・ノウハウは確立しているため、多数枚チャージさらにはバルク長尺化を実現する高スループットな成長炉開発が期待できるためである。ちなみにGaN用MOCVD装置の中には、5.08cm(2インチ)基板を25枚チャージして成長することも可能な大型量産炉も市販されている。これによりGaN基板の低価格化も実現可能となる。
しかし、MOCVD法は気相雰囲気中における原料濃度が低いため、成長速度が遅いという問題がある。成長時間はスループットを大きく左右するため、発光素子のように薄い層を成長する分には問題にならなくても、基板のような厚膜成長の際には深刻な問題になる。
そこで、本発明の目的は、上記課題を解決し、MOCVD法による窒化ガリウム単結晶の成長速度を高め、従来より量産性に優れた窒化ガリウム単結晶基板の製造方法を提供することにある。
本発明は、MOCVD法においてキャリアガスである水素もしくは窒素ガスの導入量を減らし、さらにはV族原料ガスの導入量を減らして、気相雰囲気中のIII族原料濃度を相対的に高めることにより、成長速度の高速化を実現するものである。
MOCVD法によりGaN薄膜成長を行うとき、通常の成長速度は5μm/hour前後である。一方、HVPEやMOC法でGaN基板成長を行うときの成長速度は、通常100〜200μm/hour程度である。これよりMOCVD法にてGaN基板を成長するには、成長速度を20倍以上に速める必要が生じる。
通常MOCVD法では、リアクタへのIII族原料つまりは有機金属の導入量を増やすことで、成長速度を上げている。有機金属の蒸気を水素ガスで希釈した後、キャリアガスと合流させてリアクタ内に導入する。この時、有機金属を溜めた金属容器は恒温槽にて一定温度に保温されており、容器内には常時有機金属の蒸気が発生している。この容器内を通過するように水素ガスを流し、原料導入を行っている。よって成長速度を上げる具体的手段は、容器を通過する水素ガス流量を増やすか、もしくは保温温度を上げて蒸気圧を増やすかのどちらかが一般的に取られる手段である。しかし成長速度を数倍程度増やすにはこれらの手段は有効であるが、数十倍もの増加となると様々な弊害が現れてくる。
有機金属の導入量が多すぎると、途中の配管内における析出が顕著になる。どのようなMOCVD装置でも、有機金属容器からリアクタまでは数m程度の配管長が必要である。しかし、配管の全てを均一に保温することは現実的に不可能であり、必ず温度の低い部分が発生して集中的に析出が起こる。また配管の曲がり部でも析出は起こりやすくなる。このような析出が起こると、最悪の場合は配管の閉塞にまで発展する。また保温温度が高すぎると、有機金属内に溶け込んでいた重金属も脱離するようになり、薄膜結晶中の不純物濃度が高くなるという問題もある。
成長速度を上げるためには、リアクタ内の気相雰囲気中におけるIII族原料濃度を上げなくてはならない。しかしIII族原料の供給量を増やすのは現実的に困難である。
本発明者は、鋭意研究努力した結果、III族原料以外の導入ガス量を減らし、相対的に雰囲気中のIII族原料濃度を高めることにより高速成長ができることを見出し、本発明に到達した。
具体的には、本発明は、次のように構成したものである。
請求項1の発明に係る窒化ガリウム単結晶基板の製造方法は、MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させる窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにして窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。
この請求項1の特徴によれば、通常のMOCVD法の成長速度は5μm/hour前後であるが、窒化ガリウム単結晶の成長速度をそれ以上に高速化することができ、従って例えば厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶基板を量産するのに適した方法となる。
請求項2の発明は、請求項1に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、窒化ガリウム単結晶の成長は、成長圧力を6666〜53328Pa(50〜400Torr)にして、炉内のIII族原料濃度を1×10-8mol/cm3以上にすることを特徴とする。
請求項3の発明は、請求項1又は2に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする。
請求項4の発明は、請求項1から3のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、窒化ガリウム単結晶の成長速度を50μm/hour以上にすることを特徴とする。
請求項5の発明は、請求項1から4のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、窒化ガリウム単結晶の成長に用いるIII族原料ガスのIII族原料としてトリメチルガリウム(TMG)またはトリエチルガリウム(TEG)を用いることを特徴とする。
請求項6の発明は、請求項1から5のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、複数枚チャージのMOCVD炉にて成長を行い、複数の基板上に同時成長を行い、スループットを向上させることを特徴とする。
請求項7の発明は、請求項1から6のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、窒化ガリウム単結晶自立基板を成長用基板として用い、その上に成長を行うことによって窒化ガリウムインゴットを形成し、そこから複数枚の単結晶基板をスライスにより切り出すことを特徴とする。
請求項8の発明は、請求項1から6のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、事前に窒化ガリウムの薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、窒化ガリウム薄膜の上に厚さ50μm以上の窒化ガリウムの厚膜を成長した後、サファイア基板を剥離させて窒化ガリウム単結晶自立基板を作成することを特徴とする。
請求項9の発明に係る窒化ガリウム単結晶基板の製造方法は、MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させる窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、第1の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長させた後、キャリアガスとV族原料ガスの少なくとも一方の導入ガス量を減らすことで相対的に気相雰囲気中のIII族原料ガス濃度を高め、これにより第1の成長速度よりも速い第2の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長させることを特徴とする。
この請求項9の特徴によれば、第1の成長、次いで第2の成長という二段階で窒化ガリウム単結晶を成長する。従って、第2の成長はホモエピタキシャル成長となるため、基板とエピタキシャル層の熱膨張係数差が存在せず、インゴット表面にクラックが発生しない。また、第1の成長をMOCVD法の通常の成長速度(5μm/hour前後)とし、第2の成長をそれより速い成長速度とすることにより、従来よりも速い成長速度で良質の窒化ガリウム単結晶を成長することができる、従って品質の良い例えば厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶基板を量産するのに適した製造方法となる。
請求項10の発明は、請求項9に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、第2の成長速度による窒化ガリウム単結晶の成長は、III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにして窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする。
この請求項10の発明は、具体的に、III族原料ガスの導入量と、これに対しキャリアガスとV族原料ガスの導入量を低減する割合を示したものであり、ここに示されている量的関係及び条件下において、窒化ガリウム単結晶の成長速度を従来よりも顕著に高めることができる。
請求項11の発明は、請求項9又は10に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、第2の成長速度による窒化ガリウム単結晶の成長は、成長圧力を6666〜53328Pa(50〜400Torr)にして、炉内のIII族原料濃度を1×10-8mol/cm3以上にすることを特徴とする。
請求項12の発明は、請求項9から11のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする。
請求項13の発明は、請求項9から12のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、第2の成長速度を50μm/hour以上にすることを特徴とする。
この請求項13の特徴によれば、通常のMOCVD法の成長速度は5μm/hour前後であるので、約10倍以上の高速化が可能となる。
請求項14の発明は、請求項9から13のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、第2の成長に用いるIII族原料ガスのIII族原料としてトリメチルガリウム(TMG)またはトリエチルガリウム(TEG)を用いることを特徴とする。
請求項15の発明は、請求項9から14のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、複数枚チャージのMOCVD炉にて成長を行い、複数の基板上に同時成長を行い、スループットを向上させることを特徴とする。
請求項16の発明は、請求項9から15のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、窒化ガリウム単結晶自立基板を成長用基板として用い、その上に成長を行うことによって窒化ガリウムインゴットを形成し、そこから複数枚の単結晶基板をスライスにより切り出すことを特徴とする。
請求項17の発明は、請求項9から15のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、事前に窒化ガリウムの薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、窒化ガリウム薄膜の上に厚さ50μm以上の窒化ガリウムの厚膜を成長した後、サファイア基板を剥離させて窒化ガリウム単結晶自立基板を作成することを特徴とする。
本発明によれば、通常のMOCVD法の成長速度である5μm/hour前後に対し、窒化ガリウム単結晶の成長速度をそれ以上に高速化することができ、窒化ガリウム単結晶基板を量産するのに適した方法が得られる。
換言すれば、本発明による窒化ガリウム単結晶基板の製造方法によれば、従来品と品質が同等で、かつ、従来より量産性に優れたGaN基板の製造が可能になる。これにより厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶基板の製造に関し、より低価格に、かつ多数のデリバリーが可能になる。これにより低価格が望まれる青色もしくは白色、紫外LEDに、GaN基板を適用できるようになるため、さらなる高輝度化が可能になる。また青色もしくは青紫色レーザーもしくはHEMTデバイスの開発の促進、さらには一般ユーザーへの展開の促進を実現することができる。
以下、本発明を図示の実施の形態に基づいて説明する。
図1に、インゴット成長前の事前検討として行った窒化ガリウム単結晶基板の成長シーケンスを示す。
これは、MOCVD法により、第1の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長(区間de)させた後、キャリアガスとV族原料ガス(NH3)の少なくとも一方(ここでは両方)の導入ガス量を減らし、これにより相対的に気相雰囲気中のIII族原料(TMG)のガス濃度を高め、以て第1の成長速度よりも速い第2の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長(区間ef)させた例である。
具体的には、MOCVD法にて、第1の成長速度:8.0μm/hourの条件で、c面サファイア基板上にGaN薄膜を成長(区間de)した上に、キャリアガスの低減により成長速度を第2の成長速度に上げて、2〜3μm程度のGaN膜厚を成長(区間ef)した。
GaN薄膜を成長する前に、サファイア基板は1050℃で水素アニールを行い(区間ab)、その後に500℃の低温でアモルファス状GaNバッファー層を成長している(区間bc)。サファイア基板には直径5.08cm(2インチ)c面を用いている。
またMOCVD炉は、直径5.08cm(2インチ)の基板を19枚チャージ可能な大型炉である。この炉の簡略図を図2に示す。下側から加熱用ランプ1で加熱されたサセプタ2上に基板3を載置し、これを矢印4の方向に回転することで公転させ、この基板3上に、矢印5で示すように、原料ガスをキャリアガスと一緒に供給できる構造になっている。
原料ガスは、III族原料ガスとしてTMGのガスを、V族原料ガスとしてNH3のガスを、そしてキャリアガスとしては水素と窒素の混合ガスを用いた。第1の成長速度:8.0μm/hourのとき、それぞれのガス流量は、TMG:22.5sccm、NH3:20.0slm、水素:20.0slm、窒素:40.0slmであり、炉内におけるTMGの平均濃度は3.01×10-9mol/cm3になる。また温度は1050℃、圧力は26600Pa(200Torr)で成長(区間de)を行った。
この状態から、第2の成長速度(区間ef)として、最初にキャリアガス流量を減らして、次にNH3ガス流量を減らして行き、成長速度の変化を調べた。なおキャリアガス流量は、水素と窒素の流量比が常に1:2になるように変化させていった。
図3に、このときの成長速度変化の様子を示す。最初はキャリアガス流量を60slmから2slmまで減らし、次にNH3ガス流量を20slmから5slmまで減らしたところ、図3に示すように、III族原料の濃度が相対的に高くなり、また、このIII族原料の濃度が相対的に高くなっていくにつれ成長速度も向上した。よって本発明の効果が確認された。
[実施例1]
<MOCVD法によるGaN自立基板上へのGaNインゴット成長>
上述の事前検討として行った高速成長(区間ef)の条件を用いて、MOCVD法にてGaNインゴットの成長を行った。
<MOCVD法によるGaN自立基板上へのGaNインゴット成長>
上述の事前検討として行った高速成長(区間ef)の条件を用いて、MOCVD法にてGaNインゴットの成長を行った。
種結晶として、整形された5.08cm(2インチ)のGaN自立基板を用いた。この種結晶はHVPE法にて製造され、転移密度はウェハ全面で<1×107cm-2である。
この実施例1の成長シーケンスを図4に示す。第1の成長速度による低速成長(区間de)の後に、第2の成長速度による高速成長(区間ef)を行った。
用いたMOCVD炉は事前検討で用いた炉と同じである。またこのときの種結晶6の設置状態を図5に示す。
低速成長(区間de)では、第1の成長速度:8.0μm/hourで、それぞれのガス流量は、TMG:22.5sccm、NH3:20.0slm、水素:20.0slm、窒素:40.0slmであり、温度は1050℃、圧力は26666Pa(200Torr)である。
これに対し、高速成長(区間ef)によるインゴット成長時の条件は、TMG=22.5sccm、NH3:10.0slm、水素:0.67slm、窒素:1.37slmとし、キャリアガスとV族原料ガスの両方の導入ガス量を減らした。これにより高速化された第2の成長(高速成長)は、成長速度110μm/hourであり、この速度で96時間の成長を行った。またこのときのTMGの平均濃度は2.00×10-8mol/cm3になる。
図6に成長したインゴット7の面内の厚さ分布を示す。厚さは全長約12mmであり、中心部が盛り上がった凸状の形状をしている。またこの成長はホモエピタキシャル成長のため、基板とエピタキシャル層の熱膨張係数差が存在せず、インゴット表面にクラックの存在は見られなかった。
しかし表面は鏡面ではなく、微細な凹凸が多数生じて、曇った状態である。これは成長速度の向上と共に、3次元的な成長が支配的になったものと考えられる。しかしインゴットからはスライスしてGaN基板を作製するため、このような微細な表面状態の凹凸はあまり気にしなくてもよいと考えている。
内角スライサーによりインゴット7を軸方向に直角な方向に切り出した。このときのスライスの様子を図7に示す。これにより外径が大体5.08cm(2インチ)で、厚みが420μmのGaN単結晶基板を5枚得た。さらにラッピング研磨および仕上げ研磨を行った。この基板の外観を図8に示す。
片面研磨のためか曇って見えるが、実際は透明で表面も鏡面な基板である。しかし片面のみの研磨のためか、いくらかの基板反りが見られた。基板の研磨面を上にしたとき、周辺部が30μmほど浮き上がるような、凹型の反りである。直径5.08cm(2インチ)で約30μmの反りなので、曲率半径は約10m程度である。リソグラフィーに適用するには十分な平坦さである。研磨条件を向上させれば、この反りはより小さくなっていく。
基板の電気的特性(抵抗率、キャリア濃度、電子移動度)と、X線回折測定による(0002)面と(10−10)面からの回折ピーク半値幅を、インゴットの上端から切り出した基板と、下端から切り出した基板、さらには種結晶に用いた基板とで比較した。ちなみに種結晶も成長したGaN基板も、両方ともn型であった。この比較結果を表1に示す。
表に示すように、抵抗率はインゴット上端に行くほど高くなっていることが予想されるが、倍にまで跳ね上がっている訳ではない。一方、X線回折測定により求めた半値幅は種結晶からインゴット上端に至るまでほとんど変化していないことが分かった。特に(10−10)面回折ピークの半値幅は転移密度と密接な関係があり、この半値幅が変わっていないならば、転移密度も種結晶からインゴット上端までほとんど変わっていないと言える。
またMOCVD法で心配されるC原子の結晶中への混入量を、SIMS法(Secondary Ionization Mass Spectrometer)にて調べた。その結果、上端から切り出した基板中には3.0×1017cm-3、下端から切り出した基板中には1.2×1017cm-3、種結晶中には5.0×1016cm-3のC原子混入が見られた。上端の方にC原子混入量が目立つが、総じてそれほど問題にすべき量ではないことが分かった。
これよりMOCVD法で製造したGaN基板は、HVPE法やMOC法にて製造した基板と比べても、特性的には全く差は見られないことが確認できた。
[実施例2]
<MOCVD成長を用いたVAS法によるGaN自立基板の形成>
事前にGaN単結晶薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、実施例1で求めた条件で、GaN厚膜の高速MOCVD成長を行った。このときサファイア基板の剥離を行ない易いように、VAS(Void−assisted separation)法でGaN自立基板の形成を行った。
<MOCVD成長を用いたVAS法によるGaN自立基板の形成>
事前にGaN単結晶薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、実施例1で求めた条件で、GaN厚膜の高速MOCVD成長を行った。このときサファイア基板の剥離を行ない易いように、VAS(Void−assisted separation)法でGaN自立基板の形成を行った。
このVAS法の詳細に関しては、Jpn.J.Appl.Phs.Part2,42,L1(2003)、または特開2003−178984号公報(特許文献3)を参照のこと。簡単に言うと、表面に単結晶GaNを有する基板上に金属薄膜を堆積し、これに熱処理を施してGaN結晶中に空隙を形成し、この上にGaNを成長させることにより前記の空隙を埋め込み、続いて前記金属膜上に略平坦なGaN単結晶膜を成長させる方法である。この方法だと、サファイアとGaNの熱膨張係数差により、GaN膜成長後の冷却過程において、金属薄膜部を境にしてサファイアとGaN膜は自然に分かれることになる。
本実施例では、金属薄膜としてTiを用いている。またTi膜の厚さは20nm、その下のGaN薄膜の厚さは400nmである。サファイア基板上にGaN単結晶薄膜を成長した後、表面にTi薄膜を蒸着し、これをH2を20%混合したNH3の気流中で1050℃×30分間の熱処理を施した。
上記の参考文献ではHVPE法にてGaN厚膜成長を行っているが、本実施例においてはMOCVD法にてGaN厚膜成長を行った。下地基板のサイズは5.08cm(2インチ)で、このときの成長シーケンスは図4と同じで、用いたMOCVD炉も実施例1で用いた炉と同じである。またこのときの種結晶の設置状態も図5と同じである。厚膜成長は成長速度110μm/hourで4時間行った。各原料の導入量は実施例1と同じである。
得られたGaN自立基板の面内平均の厚さは450μmであり、中心部が盛り上がった形状をしている。また上記したように、炉内降温時にサファイア基板の剥離は自動的になされるため、自立基板表面にはクラックは観察されなかった。
この基板に研磨を施し、厚さ420μmにした。得られた基板の特性は以下の通りである。
<電気的特性> 抵抗率:0.021μm、キャリア濃度:6.5×1017cm-3、電子移動度:460cm2V-1sec-1
<X線回折測定> (0002)面回折ピーク半値幅:32sec、(10−10)面回折ピーク半値幅:70sec
<SIMS測定> C濃度:1.1×1017cm-3
結果としては、実施例1と大差はない基板が得られていることが分かった。
<X線回折測定> (0002)面回折ピーク半値幅:32sec、(10−10)面回折ピーク半値幅:70sec
<SIMS測定> C濃度:1.1×1017cm-3
結果としては、実施例1と大差はない基板が得られていることが分かった。
[他の実施例、変形例]
上記実施例1、2において、成長速度を110μm/hourにしてインゴット成長を行ったのは、HVPEやMOC法の成長速度(通常100〜200μm/hour)と同程度にして、その品質を比較するためである。基板の品質などに悪影響がなければ、より高速成長を行うことが望ましい。しかし炉内のTMG濃度に対する成長速度の変化は、使用する装置や成長条件により異なるため試行錯誤をしておさえなくてはならない。
上記実施例1、2において、成長速度を110μm/hourにしてインゴット成長を行ったのは、HVPEやMOC法の成長速度(通常100〜200μm/hour)と同程度にして、その品質を比較するためである。基板の品質などに悪影響がなければ、より高速成長を行うことが望ましい。しかし炉内のTMG濃度に対する成長速度の変化は、使用する装置や成長条件により異なるため試行錯誤をしておさえなくてはならない。
上記実施例では、5.08cm(2インチ)基板を用いたが、同様の手法で7.62cm(3インチ)や10.16cm(4インチ)などの大口径基板を作成することも可能である。
また上記実施例では、V族原料としてアンモニアを用いたが、これより分解温度の低いジメチルヒドラジンを用いても同様な効果を得ることが出来る。さらにはTMGの代わりに、トリエチルガリウム(TEG)を用いて、より低温にてインゴット成長を行うこともできる。
1 加熱用ランプ
2 サセプタ
3 基板
4 矢印
5 矢印
6 種結晶
7 インゴット
2 サセプタ
3 基板
4 矢印
5 矢印
6 種結晶
7 インゴット
Claims (17)
- MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させる窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにして窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
窒化ガリウム単結晶の成長は、成長圧力を6666〜53328Pa(50〜400Torr)にして、炉内のIII族原料濃度を1×10-8mol/cm3以上にすることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1又は2に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1から3のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
窒化ガリウム単結晶の成長速度を50μm/hour以上にすることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1から4のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
窒化ガリウム単結晶の成長に用いるIII族原料ガスのIII族原料としてトリメチルガリウム(TMG)またはトリエチルガリウム(TEG)を用いることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1から5のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
複数枚チャージのMOCVD炉にて成長を行い、複数の基板上に同時成長を行い、スループットを向上させることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1から6のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
窒化ガリウム単結晶自立基板を成長用基板として用い、その上に成長を行うことによって窒化ガリウムインゴットを形成し、そこから複数枚の単結晶基板をスライスにより切り出すことを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項1から6のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
事前に窒化ガリウムの薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、窒化ガリウム薄膜の上に厚さ50μm以上の窒化ガリウムの厚膜を成長した後、サファイア基板を剥離させて窒化ガリウム単結晶自立基板を作成することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - MOCVD法により、加熱した基板上にIII族原料ガスとV族原料ガスをキャリアガスと同時に供給し、熱分解反応させて窒化ガリウム単結晶を成長させる窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
第1の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長させた後、キャリアガスとV族原料ガスの少なくとも一方の導入ガス量を減らすことで相対的に気相雰囲気中のIII族原料ガス濃度を高め、これにより第1の成長速度よりも速い第2の成長速度で窒化ガリウム単結晶を成長させることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
第2の成長速度による窒化ガリウム単結晶の成長は、III族原料ガスの導入量を10〜100sccmとし、キャリアガスとV族原料ガスの導入量の和がIII族原料ガスの導入量の1000倍以下となるようにして窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9又は10に記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
第2の成長速度による窒化ガリウム単結晶の成長は、成長圧力を6666〜53328Pa(50〜400Torr)にして、炉内のIII族原料濃度を1×10-8mol/cm3以上にすることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から11のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
厚さ100μm以上の窒化ガリウム単結晶を成長することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から12のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
第2の成長速度を50μm/hour以上にすることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から13のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
第2の成長に用いるIII族原料ガスのIII族原料としてトリメチルガリウム(TMG)またはトリエチルガリウム(TEG)を用いることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から14のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
複数枚チャージのMOCVD炉にて成長を行い、複数の基板上に同時成長を行い、スループットを向上させることを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から15のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
窒化ガリウム単結晶自立基板を成長用基板として用い、その上に成長を行うことによって窒化ガリウムインゴットを形成し、そこから複数枚の単結晶基板をスライスにより切り出すことを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。 - 請求項9から15のいずれかに記載の窒化ガリウム単結晶基板の製造方法において、
事前に窒化ガリウムの薄膜を成長したサファイア基板を成長用基板として用い、窒化ガリウム薄膜の上に厚さ50μm以上の窒化ガリウムの厚膜を成長した後、サファイア基板を剥離させて窒化ガリウム単結晶自立基板を作成することを特徴とする窒化ガリウム単結晶基板の製造方法。
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JP2005045515A JP2006232571A (ja) | 2005-02-22 | 2005-02-22 | 窒化ガリウム単結晶基板の製造方法 |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011236078A (ja) * | 2010-05-10 | 2011-11-24 | Hitachi Cable Ltd | 窒化ガリウム基板 |
JP2015207618A (ja) * | 2014-04-18 | 2015-11-19 | 古河機械金属株式会社 | 窒化物半導体基板、窒化物半導体デバイス、窒化物半導体基板の製造方法、及び、窒化物半導体デバイスの製造方法 |
-
2005
- 2005-02-22 JP JP2005045515A patent/JP2006232571A/ja active Pending
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JP2015207618A (ja) * | 2014-04-18 | 2015-11-19 | 古河機械金属株式会社 | 窒化物半導体基板、窒化物半導体デバイス、窒化物半導体基板の製造方法、及び、窒化物半導体デバイスの製造方法 |
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