JP2016143780A - 評価用素子構造および評価方法 - Google Patents

Abstract

【課題】窒化物半導体基板上の窒化物半導体層の移動度を、窒化物半導体基板の影響を排除して測定できる評価用素子構造を提供する。【解決手段】窒化物半導体から構成された基板１０１と、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されて基板１０１の上に形成されたブロック層１０２と、窒化物半導体から構成されてブロック層１０２の上に形成された評価対象となる半導体層１０３と、半導体層１０３の上にオーミック接続する電極１０４とを備える。ブロック層１０２は、ブロック層１０２の厚さとブロック層１０２における炭素のドープ量との所定の関係が、ブロック層１０２の厚さと破壊耐圧との関係と、ブロック層１０２における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係と、所望とする耐圧を得るための破壊電界強度とブロック層１０２の厚さとの積の値と耐圧との関係とより決定されている。【選択図】図１

Description

本発明は、ＧａＮなどの窒化物半導体層の評価を行うための評価用素子構造および評価方法に関する。

窒化ガリウム（ＧａＮ）はＳｉより大きなバンドギャップを有する半導体であるため、Ｓｉに比べて高温で安定に動作し、かつ、高電圧・高電流駆動する素子を作製することが可能である。例えば、ＧａＮより仕事関数の大きい金属をｎ型ＧａＮ層上に形成することで作製した、金属とｎ型ＧａＮ層との間に生じるショットキー接合を利用したショットキーダイオードは、高電圧・高電流の整流器としての利用が期待されている。

ショットキーダイオードの性能を示すオン抵抗は、ｎ型ＧａＮ層の移動度が高いほど低くなるため、ｎ型ＧａＮ層における高移動度化が求められている。また、キャリア濃度が低いほど破壊電界は大きくなるため、ｎ型ＧａＮの低キャリア濃度化が求められている。以上のことから、高移動度かつ低キャリア濃度のｎ型ＧａＮは、オン抵抗が低く高耐圧なショットキーダイオードを実現するために必要であり、この実現のためにはｎ型ＧａＮの移動度とキャリア密度を評価することが重要である。

さらに、サファイアや半絶縁性ＳｉＣなどの異種基板上に成長させたｎ型ＧａＮ層による横型のショットキーダイオードが広く開発されていたが、近年のＧａＮ基板の高品質化と大口径化に伴い、縦型のショットキーダイオードも作製されている（非特許文献１参照）。このダイオードは、ｎ型ＧａＮ基板（電子濃度＞１×１０¹⁸ｃｍ^-3）の表面に、厚さ数μｍのｎ型ＧａＮ（電子濃度＞１×１０¹⁶ｃｍ^-3）からなる半導体層を形成し、この半導体層上にはＮｉのショットキー性の電極を、ｎ型ＧａＮ基板の裏面にはＴｉ／Ａｌ／Ｔｉ／Ａｕのオーミック性の電極を形成している。このように構成した縦型のショットキーダイオードは、逆バイアス領域で低い漏れ電流を示すなど、結晶品質の向上により横型ダイオードよりも優れた特性を示すことが報告されている（非特許文献１参照）。

縦型ショットキーダイオードの特性をさらに向上させるためには、ｎ型ＧａＮ基板に成長したｎ型ＧａＮ層の高移動度化、低キャリア濃度化が重要である。ｎ型ＧａＮ基板上のｎ型ＧａＮ層のキャリア濃度は、ｎ型ＧａＮ層表面に横型のショットキーダイオードを作製することで評価が可能であるが、このｎ型ＧａＮ層の移動度評価は困難である。この理由は、ＧａＮ基板が導電性を有していることにより、一般に移動度評価手法として広く用いられている渦電流による評価やホール素子によるホール効果測定では、基板の情報を含んだ移動度を見積もってしまうためである。このように、ｎ型ＧａＮ基板上に形成したｎ型ＧａＮ層では、この層そのものの移動度を評価することが不可能である。

ｎ型ＧａＮ基板上のｎ型ＧａＮ層の移動度を評価するために、例えば非特許文献２では、ｎ型ＧａＮのキャリア濃度を一定にし、ｎ型ＧａＮ層の層厚を３μｍ、５μｍ、７μｍと異なる厚さにしたｎ型ＧａＮ基板上のショットキーバリアダイオードを各々作製し、オン抵抗とｎ型ＧａＮ層の層厚の関係から移動度を見積もっている。

中野 智、橋詰 保、「自立基板上ＧａＮエピ層に形成したショットキー接合の評価」、第 73 回応用物理学会学術講演会 講演予稿集、11p-F2-9、 Yu Saitoh et al. , "Extremely Low On-Resistance and High Breakdown Voltage Observed in Vertical GaN Schottky Barrier Diodes with High-Mobility Drift Layers on Low-Dislocation-Density GaN Substrates", Applied Physics Express, vol.3, 081001, 2010. 住田 行常 他、「ＧａＮ電子デバイス用高抵抗エピタキシャル基板の開発」、Journal of MMIJ、vol.130、No.6、２０１４年。

上述したように、非特許文献２の技術では、厚さの異なる複数のｎ型ＧａＮ層をｎ型ＧａＮ基板上に成長させ、これら各々でショットキーバリアダイオードを作製してオン抵抗を評価しており、評価までの過程が煩雑であり、多くのコストや多くの時間を要するという問題があった。このように、窒化物半導体基板上の窒化物半導体層の移動度を、窒化物半導体基板の影響を排除して測定することが、容易ではないという問題があった。

本発明は、以上のような問題点を解消するためになされたものであり、より容易に、窒化物半導体基板上の窒化物半導体層の移動度を、窒化物半導体基板の影響を排除して測定できるようにすることを目的とする。

本発明に係る評価用素子構造は、窒化物半導体から構成された基板と、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されて基板の上に形成されたブロック層と、窒化物半導体から構成されてブロック層の上に形成された評価対象となる半導体層と、半導体層の上にオーミック接続する電極とを備え、ブロック層の厚さと破壊電圧との関係と、ブロック層における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係と、所望とする耐圧を得るための破壊電界強度とブロック層の厚さとの積の値と耐圧との関係と、より決定される＠ブロック層の厚さとブロック層における炭素のドープ量との関係が、ブロック層において満たされている。

上記評価用素子構造において、ブロック層および半導体層は、Ｉｎ_1-x-yＡｌ_xＧａ_yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）から構成されていればよい。また、基板は、Ｉｎ_1-x-yＡｌ_xＧａ_yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）から構成されていればよい。

上記評価用素子構造において、基板、ブロック層、および半導体層はＧａＮから構成した場合、ブロック層の厚さとブロック層における炭素のドープ量との関係は、炭素のドープ量（ｃｍ^-3）＞５．７９×１０¹⁷×ｅｘｐ（０．０２６×所望とする耐圧（Ｖ）÷ブロック層の厚さ（μｍ））とされていればよい。

上記評価用素子構造において、ブロック層は、有機金属気相成長法により形成され、ＩＩＩ族原料の供給量（モル流量）に対してＶ族原料の供給量（モル流量）が２０００倍以下とされ、成長圧力が大気圧以下とされ、成長温度が１１００℃以下とされた条件で形成されていればよい。

また、本発明に係る評価方法は、窒化物半導体から構成された基板の上に、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されたブロック層を形成する第１工程と、ブロック層の上に、窒化物半導体から構成された評価対象となる半導体層を形成する第２工程と、半導体層の上にオーミック接続する電極を形成する第３工程と、電極を用いて半導体層における移動度を評価する第４工程とを備え、第１工程では、ブロック層の厚さと破壊電圧との関係と、ブロック層における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係と、所望とする耐圧を得るための破壊電界強度とブロック層の厚さとの積の値と耐圧との関係と、より決定されるブロック層の厚さとブロック層における炭素のドープ量との関係が満たされ状態にブロック層を形成する。

上記評価方法において、基板、ブロック層、および半導体層はＧａＮから構成した場合、ブロック層の厚さとブロック層における炭素のドープ量との関係は、炭素のドープ量（ｃｍ^-3）＞５．７９×１０¹⁷×ｅｘｐ（０．０２６×所望とする耐圧（Ｖ）÷ブロック層の厚さ（μｍ））とすればよい。

以上説明したことにより、本発明によれば、より容易に、窒化物半導体基板上の窒化物半導体層の移動度を、窒化物半導体基板の影響を排除して測定できるようになるという優れた効果が得られる。

図１は、本発明の実施の形態における評価用素子構造を示す断面図である。 図２は、本発明の実施の形態における評価用素子構造を示す平面図である。 図３は、ｎ型ＧａＮ基板２０１とｎ型ＧａＮ層２０３との間に、ＧａＮよりバンドギャップが大きいＡｌ_xＧａＮ_1-x（０＜ｘ≦１）からなるブロック層２０２を形成した場合に発生する貫通転位２０４の状態を説明するための断面図である。 図４は、Ｍｇをドーパントとしたｐ型のＧａＮ層における二次イオン質量分析の結果を示す特性図である。 図５は、ＣをドーパントとしたＧａＮ層における二次イオン質量分析の結果を示す特性図である。 図６は、Ｃドープ量を２×１０¹⁹ｃｍ^-3と固定した場合のＧａＮ基板の上に、ＣドープＧａＮ層およびアンドープＧａＮ層が形成された構造におけるＣドープＧａＮ層の膜厚と基板垂直方向の耐圧を示す特性図である。 図７は、ＣドープＧａＮ層の層厚を２μｍと固定した場合のＣドープ量Ｎ_Carbon（ｃｍ^-3）と破壊電界強度との関係を示す特性図である。 図８は、式（３）においてＶ_br＝３１Ｖとした時に必要なブロック層の層厚とＣドープ量との関係を示す特性図である。 図９は、層厚２μｍとし、Ｃドープ量２×１０¹⁷、１×１０¹⁸、もしくは４×１０¹⁹ｃｍ^-3としたブロック層を、ＧａＮ基板とアンドープＧａＮの間に挿入した構造における基板垂直方向のＩ−Ｖ測定結果を示す特性図である。 図１０は、実施例１における試料素子のホール効果測定結果から求めた半導体層１０３のキャリア濃度と、ＳｉＨ₄供給量との関係（ａ）およびホール効果測定結果から求めた半導体層１０３の移動度とＳｉＨ₄供給量の関係（ｂ）を示す特性図である。 図１１は、原子間力顕微鏡による実施例１における半導体層１０３の表面状態観察を示す写真である。

以下、本発明の実施の形態について図を参照して説明する。図１は、本発明の実施の形態における評価用素子構造を示す断面図である。また、図２は、本発明の実施の形態における評価用素子構造を示す平面図である。この評価用素子構造は、まず、窒化物半導体から構成された基板１０１と、炭素（Ｃ）がドープされた窒化物半導体から構成されて基板１０１の上に形成されたブロック層１０２とを備える。

また、この評価用素子構造は、窒化物半導体から構成されてブロック層１０２の上に形成された評価対象となる半導体層１０３と、半導体層１０３の上にオーミック接続する電極１０４とを備える。例えば、基板１０１，ブロック層１０２，半導体層１０３の順に積層された正方形のチップを作製し、４つの電極１０４を、チップとした半導体層１０３の四隅に配置すれば良い。

ここで、ブロック層１０２は、ブロック層１０２の厚さとブロック層１０２におけるＣのドープ量との所定の関係が満たされている。所定の関係は、ブロック層１０２の厚さと破壊耐圧との関係と、ブロック層１０２におけるＣドープ量と破壊電界強度との関係と、所望とする耐圧を得るための破壊電界強度とブロック層１０２の厚さとの積の値と耐圧との関係とより決定されるものである。

以下、より詳細に説明する。まず、本発明に至った経緯について説明する。非特許文献２の方法では、前述したように手間とコストがかかるものとなり問題となる。これに対し、移動度の評価対象層と、基板との間によりバンドギャップの大きいブロック層を設けることで、評価対象層の移動度を測定する方法がある。

例えば、図３に示すように、ｎ型ＧａＮ基板２０１とｎ型ＧａＮ層２０３との間に、ＧａＮよりバンドギャップが大きいＡｌ_xＧａＮ_1-x（０＜ｘ≦１）からなるブロック層２０２を形成することが考えられる。Ａｌ_xＧａＮ_1-x（０＜ｘ≦１）は、ＧａＮよりバンドギャップが大きく、ブロック層としての絶縁効果が得られる。しかしながら、この場合、格子不整合や熱膨張係数差に起因する貫通転位２０４が、ｎ型ＧａＮ層２０３に発生し、ｎ型ＧａＮ層２０３の結晶性は劣化してしまう。このため、異種基板上に成長したｎ型ＧａＮ層と同程度の結晶品質となってしまい、逆バイアス領域漏れ電流が高結晶品質の場合と比べて高くなってしまう。

他のブロック層として、ｐ型ＧａＮ層を採用することが考えられる。この場合、格子不整合や熱膨張係数差による結晶品質劣化がほとんど無い。加えて、ｐ型ＧａＮ層とｎ型ＧａＮ層の界面に生じる空乏層による絶縁効果があるため、絶縁性を得ることができる。

しかし、ｐ型ＧａＮのドーパント（例えばＭｇ）は、図４の二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）によるＧａＮ層の元素分析結果に示すように、ｐ型ＧａＮに留まらずｐ型ＧａＮ直上の層にＭｇが入り込んでしまう。成長時の表面偏析などによってドーパントがｎ型ＧａＮ層に混入するのが原因である。このため、ｎ型ＧａＮ層ではＭｇ混入による電子密度や移動度の低下が生じ、ｎ型ＧａＮのドーパントのみによる純粋なｎ型ＧａＮの評価が行えない。ＦｅドープによるＧａＮの半絶縁化においてもＭｇと同様、成長時の表面偏析などの影響により、Ｆｅがｎ型ＧａＮへ入り込んでしまう。

一方、ＣをドープしたＧａＮなどの窒化物半導体も、格子不整合や熱膨張係数差による結晶品質劣化がほとんど無い（非特許文献３参照）。また、Ｃをドープした窒化物半導体は、Ｃ濃度によっては半絶縁性を示し、Ｍｇに比べると表面偏析などがほとんど無い。例えば、図５のＳＩＭＳの分析結果に示すように、ＣドープＧａＮ直上の層へＣが混入する問題が無い。以上のことから、ＧａＮなどによる窒化物半導体基板と、評価対象の窒化物半導体層との間に設けるブロック層は、Ｃをドープした窒化物半導体から構成すれば良いことが分かる。

一般的に、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ）によるＧａＮの形成では、ＩＩＩ族原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用い、Ｖ族原料としてＮＨ₃を用い、成長炉内で、ＴＭＧのＧａとＮＨ₃のＮを反応させている。このようなＧａＮの形成（成長）において、ＴＭＧに含まれるＣが、ＧａＮに取り込まれるような成長条件で成長を行うと、ＣをドープしたＧａＮを成長することができる。Ｃを取り込む成長としては、「成長温度を下げる」、「成長圧力を下げる」、「成長炉のＮＨ₃に対してＴＭＧのモル流量比（Ｖ/ＩＩＩ比）を高くする」、といった手法がある。これら手法では、条件によって結晶性を劣化させる可能性があるため、高結晶性を保ちつつＣドーピングすることが可能な条件の最適化が必要である。

ここで、ＣドープＧａＮの絶縁性はＣドープ量に強く依存する。これまでに、Ｃドープ量増加とともに絶縁性が向上すること、および、ＣドープＧａＮを厚くすることにより絶縁性が向上することが、ＧａＮ基板上のＣドープＧａＮを含む高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）構造などで報告されている（非特許文献３）。

本発明では、まず、所望の耐圧を有するためのブロック層の厚さおよびＣドープ量を規定する関係を求めた。この調査では、ＧａＮ基板の上にＣドープＧａＮ層を形成し、ＣドープＧａＮ層の上にアンドープＧａＮ層を形成し、この構造において基板垂直方向のＩ−Ｖ測定を行った。

この測定結果を図６に示す。図６に示すように、ＣドープＧａＮ層（ブロック層）のＣドープ量を２×１０¹⁹ｃｍ^-3と固定した場合、ＣドープＧａＮの層厚ｔ（μｍ）と破壊電圧Ｖ_br（Ｖ）の間に、比例関係があることが分かる（ブロック層の厚さ（μｍ）と破壊電圧（Ｖ）との関係）。この実験では、図６に示すグラフ（点線）の傾きから破壊電界強度Ｅ_bv（ＭＶ/ｃｍ）が、１．４５ＭＶ／ｃｍと求められた。

次に、図７に示す、ＣドープＧａＮ層の層厚を２μｍと固定した場合のＣドープ量Ｎ_Carbon（ｃｍ^-3）と破壊電界強度の実験結果（点線のグラフ）より、「Ｎ_Carbon＝５．７９×１０¹⁷×Ｅｘｐ（０．０２６×Ｅ_bv）・・・式（１）」の関係が分かる（ブロック層における炭素ドープ量（ｃｍ^-3）と破壊電界強度（ＭＶ/ｃｍ）との関係）。

ところで、所望の耐圧Ｖ_brを得るためには、「Ｅ_bv×ｔ＞Ｖ_br・・・式（２）」である必要がある（所望とする耐圧（Ｖ）を得るための破壊電界強度（ＭＶ/ｃｍ）とブロック層の厚さ（μｍ）との積の値と耐圧（Ｖ）との関係）。

以上の式（１）、式（２）より、「Ｎ_Carbon＞５．７９×１０¹⁷×Ｅｘｐ（０．０２６×Ｖ_br/ｔ）・・・式（３）」が成立する（所望とする耐圧（Ｖ）を得るためのブロック層の厚さ（μｍ）とブロック層における炭素のドープ量（ｃｍ^-3）との関係）。

次に、式（３）を満たす層厚とＣドープ量としたＧａＮからなるブロック層を、ｎ型ＧａＮ基板と評価対象のｎ型ＧａＮ層との間に挿入した評価用素子を考える。例えば、キャリア濃度（ｎ）と移動度（μ）との積ｎ×μが、１×１０¹⁷ｃｍ^-1Ｖ^-1ｓ^-1のとき（例えば移動度が１０ｃｍ²/Ｖｓ、キャリア濃度が１×１０¹⁶ｃｍ^-3）のｎ型ＧａＮの抵抗率は、６２Ωｃｍであり、長さと幅が共に５ｍｍで層厚が２μｍのｎ型ＧａＮ層では抵抗が３１０ｋΩとなる。このｎ型ＧａＮ層に０．１ｍＡを流してホール効果測定を行う場合、評価用素子には最大で３１Ｖの電圧が印加される。

式（３）において、Ｖ_br＝３１Ｖとした時に必要なブロック層の層厚とＣドープ量との関係を図８に示す。図８の斜線部以外の層厚とＣドープ量となるブロック層を用いた評価素子構造においてホール効果測定を行えば、評価対象のｎ型ＧａＮ層の移動度を評価することが可能である。

以上のことをまとめると、本発明の評価方法は、次に示すものとなる。

第１工程で、窒化物半導体から構成された基板の上に、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されたブロック層を形成する。このとき、「ブロック層の厚さと破壊電圧との関係」と、「ブロック層における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係」と、「所望とする耐圧を得るための破壊電界強度とブロック層の厚さとの積の値と耐圧との関係」とより決定されるブロック層の厚さとブロック層における炭素のドープ量との関係が満たされ状態にブロック層を形成する。

第２工程で、ブロック層の上に、窒化物半導体から構成された評価対象となる半導体層を形成する。

第３工程で、半導体層の上にオーミック接続する電極を形成する。

第４工程で、電極を用いて半導体層における移動度を評価する。

ここで、層厚２μｍ、Ｃドープ量２×１０¹⁷、１×１０¹⁸、もしくは４×１０¹⁹ｃｍ^-3としたブロック層を、ＧａＮ基板とアンドープＧａＮの間に挿入した構造において、基板垂直方向のＩ−Ｖ測定を行った結果を図９に示す。図９に示す結果より、電極面積が１ｃｍ²としても、式（３）を満たす層厚とＣドープ量のブロック層を用いれば、３１Ｖの電圧印加時にブロック層に流れる電流が１００ｎＡ以下となり、ホール効果測定で用いる０．１ｍＡよりブロック層に流れる電流を十分小さくすることが可能である。

なお、ＧａＮを例に説明したが、Ｉｎ_1-x-yＡｌ_xＧａ_yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）などの他の窒化物半導体であっても同様である。また、基板および評価対象の窒化物半導体層の導電型は、両者ともｎ型、両者ともｐ型、一方がｎ型であり他方がｐ型のいずれであってもよい。

以下、実施例を用いてより詳細に説明する。

［実施例１］
はじめに、実施例１について説明する。実施例１では、まず、電子濃度＞１×１０¹⁶ｃｍ^-3のｎ型ＧａＮから基板１０１を構成し、炭素をドープしたＧａＮからブロック層１０２を構成し、Ｓｉをドーパントとしてｎ型とした電子濃度＞１×１０¹⁶ｃｍ^-3のＧａＮから半導体層１０３を構成した。また、ブロック層１０２は層厚３μｍとし、半導体層１０３は、層厚２μｍとした。ブロック層１０２および半導体層１０３は、有機金属気相成長法により基板１０１の上にエピタキシャル成長させた。また、シリコンのドーピングには、ソースガスとしてＳｉＨ₄を用いた。

まず、基板１０１の上にブロック層１０２を成長させる。ブロック層１０２の成長においては、成長温度、成長圧力、Ｖ属原料とＩＩＩ原料との供給量比を調整する。実施例１において、結晶品質を劣化させずに式（３）を満たすように、成長温度は１１００℃以下とし、成長圧力は大気圧以下とし、ＩＩＩ族原料の供給量（モル流量）に対してＶ族原料の供給量（モル流量）を２０００倍以下（Ｖ/ＩＩＩ比が２０００以下）とした。これにより、層厚３μｍのブロック層１０２におけるＣ濃度を１×１０¹⁹ｃｍ^-3とした。

引き続いて、ブロック層１０２の上に評価対象の半導体層１０３を成長させる。半導体層１０３は、成長温度、成長圧力、Ｖ/ＩＩＩ比を一定とし、ＳｉＨ₄濃度を５０ｐｐｍとした原料ガスの供給量を変化させてＳｉドープ量を調整した。

次にホール効果測定用の試料とするために、半導体層１０３の上に４つの電極１０４を形成する。半導体層１０３までを形成した基板１０１を成長路より搬出し、この基板１０１を５ｍｍ×５ｍｍの正方形に切断して試料素子片とする。次いで、よく知られたリソグラフィー技術により、試料素子片の半導体層１０３の四隅の電極形成領域が開口したリフトオフマスクを形成する。

次に、リフトオフマスクの上よりＴｉ，Ａｌ、Ｎｉ，Ａｕの順に各金属層を蒸着し、この後、リフトオフマスクを除去した。リフトオフマスクを除去することで、開口以外のリフトオフマスク上の金属層は同時に除去され、開口部のみに金属層が残る。これらのリフトオフ法により、試料素子片の半導体層１０３の四隅に電極１０４が形成される。次いで、これらをＮ₂ガス雰囲気中で８５０℃・３０秒の条件で加熱処理を施すことで電極１０４を半導体層１０３にオーミック接続させ、実施例１における試料素子とした。

上記工程によって作製した実施例１における試料素子のホール効果測定結果から求めた半導体層１０３のキャリア濃度（電子濃度）と、ＳｉＨ₄供給量との関係を図１０の（ａ）に示す。図１０の（ａ）において、白四角は、実施例１の試料素子と同じ半導体層をサファイア基板の上に直接形成した比較試料素子の結果を示し、黒丸が実施例１の試料素子の結果を示している。図１０の（ａ）に示すように、同じＳｉＨ₄供給量では、比較試料素子の半導体層よりも試料素子の半導体層１０３の方が、キャリア濃度が低くなっている。これば、ＧａＮからなる基板１０１による実施例１の試料素子の方が、サファイアからなる基板による比較試料素子よりも補償効果による影響が強いためである。

次に、ホール効果測定結果から求めた半導体層１０３の移動度とＳｉＨ₄供給量の関係を図１０の（ｂ）に示す。図１０の（ｂ）においても、白四角は、実施例１の試料素子と同の構成を、サファイア基板の上に形成した比較試料素子の結果を示し、黒丸が実施例１の試料素子の結果を示している。

黒丸に示すように、試料素子においては、ＳｉＨ₄の供給量の低下と共に半導体層１０３の移動度の増加が測定されている。これは、Ｓｉによる不純物散乱の効果が小さくなったためと考えられる。成長時のＳｉＨ₄流量が１ｓｃｃｍの時、図１０の（ｂ）に示すように、試料素子の半導体層１０３における移動度は（約３００ｃｍ²Ｖ^-1ｓ^-1）であり、比較試料素子における半導体層の移動度（約４００ｃｍ²Ｖ^-1ｓ^-1）より低くなっている。これは、ＧａＮからなる基板上では、補償効果の影響が強いためである。これらのように、本発明によれば、用いる基板による補償効果についても評価が可能である。なお、ｓｃｃｍは流量の単位であり、０℃・１０１３ｈＰａの流体が１分間に１ｃｍ³流れることを示す。

次に、原子間力顕微鏡による実施例１における半導体層１０３の表面状態観察（表面モフォロジの解析）結果について、図１１を用いて説明する。図１１の（ａ）は実施例１の試料素子における半導体層１０３の表面を示し、図１１の（ｂ）は比較試料素子における半導体層の表面を示している。図１１の（ａ）に示す半導体層１０３の貫通転位密度は、図１１の（ｂ）に示す比較試料素子の半導体層に対して１％以下となっている。このことより、ＧａＮ基板にＣドープＧａＮ層をブロック層として用いることで、ＧａＮからなる高品質な半導体層が成長できたことが確認された。

以上に示しように、実施例１によれば、窒化物半導体であるＧａＮ基板上のＧａＮ半導体層の移動度を、結晶品質を劣化させることなく、ＧａＮ基板の影響を排除して測定できることが分かる。また、複数の試料素子を作製する必要などがなく、より容易に測定をすることが可能である。

［実施例２］
次に、実施例２について説明する。実施例２では、まず、正孔濃度＞１×１０¹⁶ｃｍ^-3のｐ型ＧａＮから基板１０１を構成し、炭素をドープしたＧａＮからブロック層１０２を構成し、Ｍｇをドーパントとしてｐ型とした正孔濃度＞１×１０¹⁶ｃｍ^-3のＧａＮから半導体層１０３を構成した。また、ブロック層１０２は層厚３μｍとし、半導体層１０３は、層厚２μｍとした。なお、実施例２において、ブロック層１０２は層厚２μｍ以上であれば良い。ブロック層１０２および半導体層１０３は、有機金属気相成長法により基板１０１の上にエピタキシャル成長させた。また、Ｍｇのドーピングには、ソースガスとしてＣＰ₂Ｍｇを用いた。

まず、基板１０１の上にブロック層１０２を成長させる。ブロック層１０２の成長においては、成長温度、成長圧力、Ｖ属原料とＩＩＩ原料との供給量比を調整する。実施例２においても、結晶品質を劣化させずに式（３）を満たすように、成長温度は１１００℃以下とし、成長圧力は大気圧以下とし、ＩＩＩ族原料の供給量（モル流量）に対してＶ族原料の供給量（モル流量）を２０００倍以下（Ｖ/ＩＩＩ比が２０００以下）とした。これにより、層厚３μｍのブロック層１０２におけるＣ濃度を１×１０¹⁹ｃｍ^-3とした。

引き続いて、ブロック層１０２の上に評価対象の半導体層１０３を成長させる。半導体層１０３は、成長温度、成長圧力、Ｖ/ＩＩＩ比を一定とし、ＣＰ₂Ｍｇの供給量を変化させてＭｇドープ量を調整した。また、Ｍｇアクセプタを活性化するためにＮ₂雰囲気中で加熱処理を実施する。

次にホール効果測定用の試料とするために、半導体層１０３の上に４つの電極１０４を形成する。半導体層１０３までを形成した基板１０１を成長路より搬出し、この基板１０１を５ｍｍ×５ｍｍの正方形に切断して試料素子片とする。次いで、よく知られたリソグラフィー技術により、試料素子片の半導体層１０３の四隅の電極形成領域が開口したリフトオフマスクを形成する。

次に、リフトオフマスクの上よりＮｉ，Ａｕの順に各金属層を蒸着し、この後、リフトオフマスクを除去した。リフトオフマスクを除去することで、開口以外のリフトオフマスク上の金属層は同時に除去され、開口部のみに金属層が残る。これらのリフトオフ法により、試料素子片の半導体層１０３の四隅に電極１０４が形成される。次いで、これらをＮ₂ガス雰囲気中で８５０℃・３０秒の条件で加熱処理を施すことで電極１０４を半導体層１０３にオーミック接続させ、実施例２における試料素子とした。このように作製した実施例２の試料素子にも、前述した実施例１と同様にホール効果測定を実施することで、ｐ型のＧａＮからなる評価対象の半導体層１０３における移動度が評価できる。

以上説明したように、本発明によれば、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されたブロック層を用いるようにしたので、より容易に、窒化物半導体基板上の窒化物半導体層の移動度を、窒化物半導体基板の影響を排除して測定できるようになる。

なお、本発明は以上に説明した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の技術的思想内で、当分野において通常の知識を有する者により、多くの変形および組み合わせが実施可能であることは明白である。例えば、評価対象の窒化物半導体層は、前述したように、成長中のドーピングにより導電型を得る場合に限るものではなく、イオン注入などその他手法でｎ型およびｐ型とした場合であっても、本発明による移動度評価が可能である。

１０１…基板、１０２…ブロック層、１０３…半導体層、１０４…電極。

Claims (7)

1. 窒化物半導体から構成された基板と、
   炭素がドープされた窒化物半導体から構成されて前記基板の上に形成されたブロック層と、
   窒化物半導体から構成されて前記ブロック層の上に形成された評価対象となる半導体層と、
   前記半導体層の上にオーミック接続する電極と
   を備え、
   前記ブロック層の厚さと破壊電圧との関係と、
   前記ブロック層における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係と、
   所望とする耐圧を得るための破壊電界強度と前記ブロック層の厚さとの積の値と耐圧との関係と、
   より決定される前記ブロック層の厚さと前記ブロック層における炭素のドープ量との関係が、前記ブロック層において満たされている
   ことを特徴とする評価用素子構造。
2. 請求項１記載の評価用素子構造において、
   前記ブロック層および前記半導体層は、Ｉｎ_1-x-yＡｌ_xＧａ_yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）から構成されていることを特徴とする評価用素子構造。
3. 請求項１または２記載の評価用素子構造において、
   前記基板は、Ｉｎ_1-x-yＡｌ_xＧａ_yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）から構成されていることを特徴とする評価用素子構造。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の評価用素子構造において、
   前記基板、前記ブロック層、および前記半導体層はＧａＮから構成され、
   前記ブロック層の厚さと前記ブロック層における炭素のドープ量との関係は、炭素のドープ量＞５．７９×１０¹⁷×ｅｘｐ（０．０２６×所望とする耐圧÷前記ブロック層の厚さ）とされている
   ことを特徴とする評価用素子構造。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の評価用素子構造において、
   前記ブロック層は、有機金属気相成長法により形成され、ＩＩＩ族原料の供給量に対してＶ族原料の供給量が２０００倍以下とされ、成長圧力が大気圧以下とされ、成長温度が１１００℃以下とされた条件で形成されている
   ことを特徴とする評価用素子構造。
6. 窒化物半導体から構成された基板の上に、炭素がドープされた窒化物半導体から構成されたブロック層を形成する第１工程と、
   前記ブロック層の上に、窒化物半導体から構成された評価対象となる半導体層を形成する第２工程と、
   前記半導体層の上にオーミック接続する電極を形成する第３工程と、
   前記電極を用いて前記半導体層における移動度を評価する第４工程と
   を備え、
   前記第１工程では、
   前記ブロック層の厚さと破壊電圧との関係と、
   前記ブロック層における炭素ドープ量と破壊電界強度との関係と、
   所望とする耐圧を得るための破壊電界強度と前記ブロック層の厚さとの積の値と耐圧との関係と、
   より決定される前記ブロック層の厚さと前記ブロック層における炭素のドープ量との関係が満たされ状態に前記ブロック層を形成する
   ことを特徴とする評価方法。
7. 請求項６記載の評価方法において、
   前記基板、前記ブロック層、および前記半導体層はＧａＮから構成し、
   前記ブロック層の厚さと前記ブロック層における炭素のドープ量との関係は、炭素のドープ量＞５．７９×１０¹⁷×ｅｘｐ（０．０２６×所望とする耐圧÷前記ブロック層の厚さ）とする
   ことを特徴とする評価方法。