JP2017088430A - ＧａＮウエハ - Google Patents

Abstract

【課題】良好な結晶性を有するＧａＮウエハを提供すること【解決手段】ＧａＮウエハは、ＧａＮ結晶のみからなり、該ＧａＮ結晶の成長方向はＭ軸となす角度が０〜２０度であり、該ＧａＮ結晶の赤外吸収スペクトルには、３１００〜３５００ｃｍ-1にガリウム空孔‐水素複合体に帰属するピークが観察されず、かつ、当該ＧａＮウエハの表面上の少なくとも一点において測定した（２００）面のＸＲＣ−ＦＷＨＭが２０ａｒｃｓｅｃ未満である。【選択図】図１

Description

本発明は、ＧａＮ（窒化ガリウム）結晶のみからなる半導体ウエハであるＧａＮウエハに関する。

ＧａＮは、III−V族化合物半導体の一種であり、六方晶系に属するウルツ鉱型の結晶構造を備える。
不純物でドープすることにより、ＧａＮは導電性とすることができる。Ｏ（酸素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇｅ（ゲルマニウム）などがｎ型不純物として知られている。Ｍｇ（マグネシウム）、Ｚｎ（亜鉛）などがｐ型不純物として知られている。 ＧａＮを高抵抗の絶縁体とするために用いられる不純物もあり、その代表例はＦｅ（鉄）である。

ＧａＮウエハの材料であるバルクＧａＮ結晶の成長方法には、ＨＶＰＥ法に代表される気相法、Ｎａフラックス法に代表される液相法、超臨界または亜臨界アンモニアを溶媒に用いるアモノサーマル法等がある。
ＨＶＰＥ法には、液相法に比べ成長レートが高いという利点がある。

アモノサーマル法により成長されたＧａＮ結晶の赤外吸収スペクトルには、３１００〜３５００ｃｍ^-1に、ガリウム空孔‐水素複合体（gallium vacancy ‐ hydrogen complex）に帰属するピークが観察されることが知られている（特許文献１、非特許文献１、非特許文献２）。かかる赤外吸収ピークは、ＨＶＰＥ法で成長されたＧａＮ結晶では観察されない。

ＨＶＰＥ法でＧａＮ結晶を成長させたときリアクター内に付着する堆積物を効果的に除去するために、リアクター内に塩化水素ガスを流しながらリアクターをベークする方法が知られている（特許文献２）。
特許文献３（特開２０１３−８２６１１）には、ＨＶＰＥ法でＧａＮシードのＭ面上にＧａＮ結晶を成長させる際、９７０℃で成長を開始させた後、成長温度を１０２０℃まで上げたところ、シードとの界面から８０μｍまでの部分で酸素濃度が５×１０¹⁹ｃｍ^-3という異常に高い濃度となったＧａＮ結晶が得られたことが開示されている。

国際公開ＷＯ２００４／０６１９２３号 特開２００７−１９７３０２号 特開２０１３−８２６１１号

M.P. D’Evelyn, H.C. Hong, D.-S. Park, H. Lu, E. Kaminsky, R.R. Melkote, P. Perlin, M. Lesczynski, S. Porowski, R.J. Molnar, Journal of Crystal Growth 300 (2007) 11‐16 F. Tuomisto, T. Kuittinen, M. Zajac, R.Doradzinski, D.Wasik, Journal of Crystal Growth 403 (2014) 114‐118

本発明の主たる目的は、良好な結晶性を有するＧａＮウエハを提供することである。結晶性の指標としては、Ｘ線ロッキングカーブ（ＸＲＣ）の半値全幅（Full Width at half Maximum）が代表的である。以下では、Ｘ線ロッキングカーブの半値全幅をＸＲＣ−ＦＷＨＭと略称する場合がある。

本発明によれば、次に記載のＧａＮウエハが提供される。
（１）ＧａＮ結晶のみからなるＧａＮウエハであって、該ＧａＮ結晶の成長方向はＭ軸となす角度が０〜２０度であり、該ＧａＮ結晶の赤外吸収スペクトルには、３１００〜３５００ｃｍ^-1にガリウム空孔‐水素複合体に帰属するピークが観察されず、かつ、当該ＧａＮウエハの表面上の少なくとも一点において測定した（２００）面のＸＲＣ−ＦＷＨＭが２０ａｒｃｓｅｃ未満であることを特徴とするＧａＮウエハ。
（２）前記ＧａＮ結晶においては、どのアルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素についても濃度が１×１０¹⁵ｃｍ^-3未満である、前記（１）に記載のＧａＮウエハ。
（３）前記ＧａＮ結晶における水素濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3未満である、前記（１）または（２）に記載のＧａＮウエハ。
（４）前記ＧａＮ結晶においては、どのハロゲン元素についても濃度が５×１０¹⁵ｃｍ^-3未満である、前記（１）〜（３）のいずれかに記載のＧａＮウエハ。
（５）前記ＧａＮ結晶の酸素濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上である、前記（１）〜（４）のいずれかに記載のＧａＮウエハ。
（６）前記ＧａＮ結晶の酸素濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上であり、かつ、結晶内で均一である、前記（５）に記載のＧａＮウエハ。
（７）前記ＧａＮ結晶が、ｃ軸方向に延びる貫通転位を実質的に含まない、前記（１）〜（６）のいずれかに記載のＧａＮウエハ。
（８）Ｍ面となす角度が０〜２０度の主表面を有する、前記（１）〜（７）のいずれかに記載のＧａＮウエハ。
（９）前記主表面には、その内側で観察される積層欠陥のトータル長が４ｃｍ未満である１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域が少なくともひとつ存在する、前記（８）に記載のＧａＮウエハ。
（１０）｛１０−１０｝ウエハ、｛３０−３１｝ウエハ、｛３０−３−１｝ウエハ、｛２０−２１｝ウエハ、｛２０−２−１｝ウエハ、｛３０−３２｝ウエハまたは｛３０−３−２｝ウエハである、（８）または（９）に記載のＧａＮウエハ。
（１１）前記主表面の面積が１８ｃｍ²以上である、前記（８）〜（１０）のいずれかに記載のＧａＮウエハ。

良好な結晶性を有するＧａＮウエハが提供される。

図１（ａ）は円盤形状のＧａＮウエハの斜視図であり、図１（ｂ）は矩形ＧａＮウエハの斜視図である。 図２は、ＧａＮ結晶からなるシードの主表面上に、ＧａＮ結晶をエピタキシャル成長させたところを示す断面図である。 図３は、製造過程でタイリング法が使用されたＧａＮ結晶で構成され、そのせいで主表面に結晶性低下帯が存在する、ＧａＮウエハを示す平面図である。 図４は、複数のシードを密に並べてなる集合シードの上に、ひとつの連続したバルクＧａＮ結晶が成長したところを示す断面図である。 図５は、Ｍ面ＧａＮシードのＥＰＤと、該Ｍ面ＧａＮシード上に成長したバルクＧａＮ結晶の積層欠陥密度との関係を示すグラフである。

ＧａＮ結晶では、［０００１］および［０００−１］に平行な結晶軸がｃ軸、＜１０−１０＞に平行な結晶軸がｍ軸、＜１１−２０＞に平行な結晶軸がａ軸と呼ばれる。また、ｃ軸に直交する結晶面がＣ面、ｍ軸に直交する結晶面がＭ面、ａ軸に直交する結晶面がＡ面と呼ばれる。
以下において、結晶軸、結晶面、結晶方位等に言及する場合には、特に断らない限り、ＧａＮ結晶の結晶軸、結晶面、結晶方位等を意味するものとする。
ＧａＮウエハの名称に付される結晶面の名称またはミラー指数は、当該ウエハが有する、半導体デバイスの形成や結晶のエピタキシャル成長に使用することが意図された主表面と、平行または最も平行に近い低指数面のそれである。
例えば、Ｍ面ＧａＮウエハまたはＧａＮ｛１０−１０｝ウエハと呼ばれるＧａＮウエハでは、半導体デバイスの形成や結晶のエピタキシャル成長に使用することが意図された主表面と平行または最も平行に近い低指数面が、Ｍ面すなわち｛１０−１０｝である。
通常は、ミラー指数｛ｈｋｍｌ｝における整数ｈ、ｋ、ｍおよびｌの絶対値がいずれも３以下である結晶面が、低指数面とされる。

１．好ましい実施形態
本発明のＧａＮウエハが有し得る形状の一例を、図１（ａ）および（ｂ）にそれぞれ示す。図１（ａ）および図１（ｂ）では、対応する構成に同じ符号を付与している。
図１（ａ）に示す円盤形状のＧａＮウエハ１０も、図１（ｂ）に示す矩形ＧａＮウエハ１０も、一方の主表面である第一主表面１１と、その反対側の主表面である第二主表面１２とを有している。第一主表面１１と第二主表面１２は、側面１３を介してつながっている。第一主表面１１と第二主表面１２は、通常、互いに平行である。

第一主表面１１は、窒化物半導体デバイスの形成やＧａＮ結晶のエピタキシャル成長に使用することが意図された主表面であり、かかる目的に適するよう、ダメージ層が除去された平坦面に仕上げられている。第二主表面１２も、ダメージ層が残らないように仕上げることが好ましいが、平坦性については第一主表面１１と同程度であってもよいし、第一主表面１１より低くてもよい。第二主表面１２を第一主表面１１と同様に仕上げることもできる。
第一主表面１１の面方位に限定はなく、第一主表面と平行または最も平行に近い低指数面は、例えば、Ｍ面、Ａ面、Ｃ面、｛３０−３１｝、｛３０−３−１｝、｛２０−２１｝、｛２０−２−１｝、｛３０−３２｝、｛３０−３−２｝、｛１０−１１｝、｛１０−１−１｝等であり得る。
好適例において、第一主表面１１は、Ｍ面と０〜２０度の角度をなす。

ＧａＮウエハ１０の厚さｔは、当該ウエハがハンドリング中に簡単に割れないように設定されている。厚さｔは経験的に設定することができるが、通常２００μｍ以上、好ましくは２５０μｍ以上、より好ましくは３００μｍ以上であり、第一主表面１１の面積に応じて更に厚くすることもできる。
第一主表面１１の面積は、通常２ｃｍ²以上であり、好ましくは５ｃｍ²以上、より好ましくは１０ｃｍ²以上である。第一主表面の面積は１８ｃｍ²以上、更には４０ｃｍ²以上、更には７２ｃｍ²以上であり得る。

本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶は、ＧａＮ結晶からなる板状シードの主表面上に、ＧａＮをＨＶＰＥ法でエピタキシャル成長させることにより製造される。その際の成長方向は、Ｍ軸と０〜２０度の角度をなす方向である。
図２は、ＧａＮ結晶からなる板状シード２００の主表面２０１上に、ＧａＮ結晶１００をエピタキシャル成長させたところを示す断面図である。ＧａＮ結晶１００の成長方向は、図中に矢印で示す方向であり、シード２００の主表面２０１の法線と平行である。
ＧａＮ結晶１００の方位はシード２００の方位と同じであるから、シード２００の主表面２０１の法線がＭ軸と０〜２０度の角度をなしているとき、ＧａＮ結晶１００の成長方向はＭ軸と０〜２０度の角度をなす。

本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶は、その成長方向がＭ軸となす角度が０〜２０度であることから、ｃ軸方向に延びる貫通転位を実質的に含まない。これは、ｃ軸成長により得られるＧａＮ結晶とは大きく異なる構造上の特徴である。
成長方向がＭ軸となす角度が０〜２０度であるＧａＮ結晶が、ｃ軸成長したＧａＮ結晶と異なる点は、他にもある。それは、ｎ型不純物として有用な酸素（О）を５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上の濃度で、かつ、均一に含有し得る点である。ｃ軸成長するＧａＮ結晶に５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上の濃度で酸素を添加するには、成長面にピットまたはグルーブを形成するファセット成長法を用いて、結晶の微視的な成長方向を局所的にｃ軸から傾斜させればよいが、そうして得られるＧａＮ結晶では、微視的な成長方向がｃ軸から傾斜していた部分（ファセット成長部）と、そうでない部分（Ｃ面成長部）とで、酸素濃度の差が１０倍にも達し得る。

本発明のＧａＮウエハは、製造過程でタイリング法が使用されたＧａＮ結晶で構成されていてもよい。かかるＧａＮ結晶からなるＧａＮウエハの一例を図３に示す。図３に示すＧａＮウエハ１０では、転位等の結晶欠陥の密度が局所的に高くなった帯状領域である結晶性低下帯１４が、第一主表面１１に存在している。
タイリング法とは、図４に断面図を示すように、複数のシード２００を結晶方位が揃うように密に並べてなる集合シード３００の上に、ひとつの連続したバルクＧａＮ結晶１００を成長させる、バルクＧａＮ結晶の製造方法である。この方法で成長されるバルクＧａＮ結晶１００は、隣り合うシードの境界線上に発生する結晶性低下部１０４を含む。該バルクＧａＮ結晶１００をシード２００の主表面に平行にスライスすると、得られるＧａＮウエハの主表面には、結晶性低下部１０４が結晶性低下帯として露出する。
更に、結晶性低下帯を主表面に有するＧａＮウエハをシードに用いてバルクＧａＮ結晶を成長させると、シードの結晶性低下部が該バルクＧａＮ結晶にも引き継がれるため、該バルクＧａＮ結晶をスライスして得られるＧａＮウエハの主表面には、シードと同じパターンの結晶性低下帯が現れる。
本発明のＧａＮウエハの主表面に存在し得る結晶性低下帯の幅は、通常１ｍｍ未満である。

本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶は、ＨＶＰＥ法で成長されたＧａＮ結晶の特徴を備える。
例えば、本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶では、赤外吸収スペクトルの３１００〜３５００ｃｍ^-1に、ガリウム空孔‐水素複合体に帰属するピークが観察されない。
例えば、本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶では、どのアルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素についても、濃度が１×１０¹⁵ｃｍ^-3未満であり得る（これらの元素を意図的に添加した場合を除く）。
例えば、本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶では、水素濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3未満であり得る（マグネシウムのような、水素と結合し易い元素を意図的に添加した場合を除く）。
例えば、本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶では、どのハロゲン元素についても、濃度が５×１０¹⁵ｃｍ^-3未満であり得る。

前述の通り、本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶は、酸素を均一に含有し得る。酸素濃度は、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上、更には５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上、更には１×１０¹⁸ｃｍ^-3以上であり得る。
本発明のＧａＮウエハを構成するＧａＮ結晶には、ｎ型不純物であるケイ素（Ｓｉ）およびゲルマニウム（Ｇｅ）の一方または両方を意図的に添加することができる。

本発明のＧａＮウエハの表面上で（２００）面のＸＲＣを測定すると、少なくとも一点において、そのＦＷＨＭは２０ａｒｃｓｅｃ未満である。該一点は、主表面上の点であってもよいし、側面上の点であってもよい。
測定条件は、例えば、Ｘ線の入射面をｃ軸に平行とし、測定点における入射Ｘ線のビームサイズをｃ軸方向２００μｍ、ａ軸方向５ｍｍとすることができる。
上記少なくとも一点における（２００）面のＸＲＣ−ＦＷＨＭは、好ましくは１８ａｒｃｓｅｃ未満、より好ましくは１５ａｒｃｓｅｃ未満である。

本発明のＧａＮウエハにおいて、（２００）面のＸＲＣ−ＦＷＨＭが２０ａｒｃｓｅｃ未満となる点は、窒化物半導体デバイスの形成やＧａＮ結晶のエピタキシャル成長に使用することが意図された主表面上の点であることが好ましい。その場合、該点の、該主表面の外縁からの距離は２ｍｍ以上であり得る。該主表面に結晶性低下帯が存在する場合、該点は結晶性低下帯上以外に位置することが普通である。

本発明のＧａＮウエハが、Ｍ面となす角度が０〜２０度の主表面を有する場合、該主表面には、その内側で観察される積層欠陥のトータル長が４ｃｍ未満である１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域が、少なくともひとつ存在することが好ましい。
該少なくともひとつ存在する正方形領域において、その１ｃｍ×１ｃｍの領域内に見出される積層欠陥のトータル長は、より好ましくは２ｃｍ未満、より好ましくは０．５ｃｍ未満、より好ましくは０．３ｃｍ未満である。

本発明のＧａＮウエハは、各種の窒化物半導体デバイスを製造する際の基板として使用することができる。窒化物半導体は、窒化物系III−V族化合物半導体、III族窒化物系化合物半導体、ＧａＮ系半導体、などとも呼ばれ、ＧａＮの他に、ＧａＮのＧａの一部または全部が、他の周期表１３族元素（Ｂ、Ａｌ、Ｉｎ）に置換された化合物を含む。一例を挙げれば、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＧａＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮ等である。
通常は、本発明のＧａＮウエハ上に一種以上の窒化物半導体を気相エピタキシャル成長させて、デバイス構造を形成する。エピタキシャル成長法として、薄膜の形成に適したＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、パルス蒸着法などを好ましく用いることができる。
窒化物半導体デバイスの具体例としては、発光ダイオード、レーザダイオードなどの発光デバイス、整流器、バイポーラトランジスタ、電界効果トランジスタ、ＨＥＭＴ（High Electron Mobility Transistor）などの電子デバイス、温度センサ、圧力センサ、放射線センサ、可視−紫外光検出器などの半導体センサ、ＳＡＷ（Surface Acoustic Wave）デバイス、振動子、共振子、発振器、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical System）部品、電圧アクチュエータ、太陽電池などがある。

２．実験結果
２．１．実験１（円盤形ウエハの試作）
（１）タイリング用ＧａＮシードの作製
ＨＶＰＥ法で成長されたＧａＮ結晶のみからなるＣ面ＧａＮウエハを準備し、その（０００−１）面（窒素極性面）上にＴｉＷ合金を用いてストライプパターンの成長マスクを形成した。ストライプ方向はＧａＮのａ軸に平行とし、開口部の幅は１００μｍとした。
かかる成長マスクを形成したＣ面ＧａＮウエハの（０００−１）面上に、アモノサーマル法でＧａＮ結晶を成長させた。フィードストックには多結晶ＧａＮ、鉱化剤にはフッ化アンモニウム（ＮＨ₄Ｆ）およびヨウ化アンモニウム（ＮＨ₄Ｉ）を用いた。鉱化剤の仕込み量は、成長容器内に封入するＮＨ₃に対するＮＨ₄ＦおよびＮＨ₄Ｉのモル比が、それぞれ０．５〜１．５％および１．５〜３．５％となるように、かつ、ＮＨ₄Ｉに対するＮＨ₄Ｆのモル比が０．２〜０．５となるように決定した。
成長条件は、成長容器内の平均温度（結晶成長ゾーンと原料溶解ゾーンの温度の平均値）を５９０〜６３０℃、結晶成長ゾーンと原料溶解ゾーンの温度差を５〜２０℃、成長容器内の圧力を２００〜２２０ＭＰａとした。

途中で２回の成長容器交換を挟みながら、トータルで１００日間の成長を行ったところ、成長マスクの各開口部の位置に、ｃ軸方向を高さ方向、ｍ軸方向を厚さ方向とする壁状のＧａＮ結晶が成長した。
この壁状に成長したＧａＮ結晶をＣ面ＧａＮウエハから切り離し、Ｍ面を主表面とする平坦な板（Ｍ面ＧａＮシード）に加工した。Ｍ面ＧａＮシードの主表面は、両方ともラッピングにより平坦化した後、ダメージ層を除去するためにＣＭＰ仕上げした。
次いで、このＭ面ＧａＮシード上に、再びアモノサーマル法でＧａＮ結晶を成長させた。この２回目のアモノサーマル成長でもＮＨ₄ＦおよびＮＨ₄Ｉを鉱化剤に用いた。ＮＨ₃に対するＮＨ₄ＦおよびＮＨ₄Ｉのモル比は、それぞれ０．５％および１．５％とし、成長容器内の平均温度は６００〜６１１℃、結晶成長ゾーンと原料溶解ゾーンの温度差は９〜１３℃に設定した。成長容器内の圧力は１回目のアモノサーマル成長と同じとした。

２回目のアモノサーマル成長後、Ｍ面ＧａＮシード上に成長した結晶をＭ面と略平行にスライスして、板状で約３３０μｍ厚のタイリング用ＧａＮシードを作製した。
タイリング用ＧａＮシードの主表面は、長辺がａ軸に平行、短辺がｃ軸に平行な長方形とした。

（２）ＨＶＰＥ法によるバルクＧａＮ結晶の成長
ＨＶＰＥ装置のサセプター上に、複数枚の該タイリング用ＧａＮシードをｃ軸方向に密に並べ、集合シードを構成した。使用したタイリング用ＧａＮシードは、いずれもＥＰＤが１０⁴ｃｍ^-2台以下であった。
ここでいうＥＰＤとは、前述の２回目のアモノサーマル法で成長させたバルクＧａＮ結晶を成長炉から取り出す前に、成長炉内を一時的にエッチングが生じる条件としたことにより、該バルクＧａＮ結晶のＭ面に平行な表面に発生したエッチピットの密度のことである。つまり、Ｍ面ＧａＮシードに加工される前の、バルクＧａＮ結晶の表面に発生したエッチピットの密度を、そのＭ面ＧａＮシードのＥＰＤと呼んでいる。
このように定義されるＥＰＤは、当該Ｍ面ＧａＮシードを、硫酸濃度８５〜９０ｗｔ％、温度２６５〜２７５℃、エッチング時間９０分間という条件で熱硫酸エッチングしたときに、その主表面に形成されるエッチピットの密度と略一致することが確認されている。

集合シードを載せたサセプターをリアクター内に設置した後、該リアクター内にアンモニアとキャリアガスを流しながら加熱を行い、温度が８５０℃に達したところでＧａＣｌを供給してＧａＮの成長を開始させた。成長開始後も基板温度を上げ続け、１０５０℃に達した後は基板温度を一定に保持して、７０時間、ＧａＮ結晶を成長させ続けた。リアクター内に供給するキャリアガスは、終始窒素ガス（Ｎ₂）のみとした。

ここで、シードを設置する前に行ったリアクターのクリーニングについて説明する。
使用したＨＶＰＥ装置が備えるリアクターは、縦型のホットウォール・リアクターで、原料ガスとキャリアガスがリアクター内を上方から下方に向かって流れるように構成されていた。リアクターの最下部にはサセプター等を出し入れするための開口が設けられており、結晶成長時には、該開口を蓋によって閉じることが可能であった。
本発明者は定法に従い、シードをリアクター内に設置する前に、塩化水素ガスを流しながらリアクターをベークした。しかし、かかるベーキングをした後に成長させたＧａＮ結晶は、１０¹⁹ｃｍ^-3台中盤という異常に高い酸素濃度を有する特異層を、シードとの界面付近に含んでいた。

推測される理由は、前回ＧａＮ結晶を成長させた際にリアクター内に付着した多結晶ＧａＮが、塩化水素ガスによるクリーニングで除去し切れなかったことである。ＧａＮ結晶の成長時に用いるキャリアガスが窒素ガスのみであると、副生物として多量の多結晶ＧａＮが発生するので、このようなことが起こり得る。多結晶ＧａＮを除去し切れないと、塩化水素とＧａＮの反応により生じる塩化アンモニウムや塩化ガリウムなどの塩化物が、クリーニング後もリアクター内に残留する。これらの塩化物は吸湿性が高く、僅かでも残留しているとリアクターを解放したときに吸湿し、その後の結晶成長において酸素源として働くと考えられる。

一方、同じように塩化水素ガスを流してリアクターをベークした後、更に、窒素ガス（Ｎ₂）のみを流してリアクターをベークしてから成長させたバルクＧａＮ結晶は、上記のような酸素濃度が異常に高い特異層を含んでいなかった。窒素ガスのみを用いた追加ベーキングでは新たに塩化物が生成しないので、塩化水素ガスによるクリーニングで発生した塩化物が十分に除去できたものと推察される。
参考のために注記すると、ＧａＮ結晶をｃ軸成長させた場合には、塩化水素ガスを用いたべーキングしか行っていないリアクターを用いても、酸素濃度が異常に高い特異層が形成される問題は生じなかった。このことは、ｍ軸成長ではｃ軸成長に比べＧａＮ結晶への酸素の取り込みがずっと起こり易いために、リアクター内の僅かな水分がＧａＮ結晶の品質に与える影響が大きいことを示唆している。

（３）ＧａＮウエハの作製および評価
上記の手順で成長させた、異常に高い酸素濃度を有する特異層を含まないバルクＧａＮ結晶をスライスして、直径５０ｍｍ、厚さ２８０μｍで、各々がｃ軸に直交する方向に延びる複数本の結晶性低下帯を主表面上に有する、円盤形のＭ面ＧａＮウエハを得た。該ウエハの一方の主表面は、研削して平坦化した後、ダメージ層を除去するためにＣＭＰ処理した。
作製したＭ面ＧａＮウエハから１枚を選び、そのＣＭＰ処理した主表面にＸ線（ＣｕＫα１線）を入射させて、（２００）面のＸＲＣを測定した。選んだウエハは、バルクＧａＮ結晶のうちシード表面から３ｍｍ離れた部分から切り出したものであった。
測定には、入射側光学系にＸ線ミラーとＧｅ（４４０）４結晶モノクロメータを備えた高分解能Ｘ線回折計（PANalyticalのX’Pert Pro MRD）を用いた。光学系の分解能は６〜７ａｒｃｓｅｃであった。Ｘ線の入射面はｃ軸に平行とした。ウエハ表面におけるＸ線のビームサイズはｃ軸方向２００μｍ、ａ軸方向５ｍｍであった。ウエハ主表面中央部の、結晶性低下帯上ではない一点において、ＦＷＨＭが１３．１ａｒｃｓｅｃのＸＲＣが得られた。

２．２．実験２（積層欠陥密度の評価）
ＥＰＤが１０²ｃｍ^-2台、１０³ｃｍ^-2台または１０⁴ｃｍ^-2台である複数のＭ面ＧａＮシードを準備した。作製手順は、上記実験１で作製したタイリング用ＧａＮシードと同じである。ＥＰＤの定義は前述の通りである。
上記準備したＭ面ＧａＮシード上に、同時にＨＶＰＥ法でバルクＧａＮ結晶を成長させた。ＨＶＰＥ成長条件は実験１と同じとした。結晶成長前のリアクターのクリーニングも実験１と同様で、塩化水素ガスを流すベーキングをした後、続いて、窒素ガスのみを流すベーキングを行った。従って、成長したバルクＧａＮ結晶に、異常に高い酸素濃度を有する特異層は形成されなかった。

成長させたバルクＧａＮ結晶は、シード表面から１．６ｍｍ離れた位置でＭ面に略平行に切断した。該切断面を研削およびラッピングにより平坦化し、更にＣＭＰでダメージ層を除去した後、該切断面から１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域をひとつ選び、該正方形領域内に見出される積層欠陥のトータル長を測定した。この積層欠陥のトータル長の値をもって、バルクＧａＮ結晶の積層欠陥密度とした。
積層欠陥の長さは、液体窒素温度（８２〜８３Ｋ）で波長３６４ｎｍにおける単色低温ＣＬ（Cathodoluminescence）像を取得し、該画像中に見られる輝線の本数と長さを調べる方法で測定した。該測定において、いちどに取得できるＣＬ像の視野サイズは３００μｍ×４００μｍであった。
評価結果は図５に示す通りで、Ｍ面ＧａＮシードのＥＰＤが１０⁴ｃｍ^-2台、１０³ｃｍ^-2台、１０²ｃｍ^-2台と低下するにつれ、その上に成長したバルクＧａＮ結晶の積層欠陥密度は、２．４〜３．７ｃｍ^-1、０．７〜１．３ｃｍ^-1、０．１〜０．２ｃｍ^-1と低下した。

以上、本発明を具体的な実施形態に即して説明したが、各実施形態は例として提示されたものであり、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本明細書に記載された各実施形態は、その趣旨を逸脱しない範囲内で、様々に変形することができ、かつ、実施可能な範囲内で、他の実施形態により説明された特徴と組み合わせることができる。

１０ ＧａＮウエハ
１１ 第一主表面
１２ 第二主表面
１３ 側面
１４ 結晶性低下帯
１００ バルクＧａＮ結晶
１０４ 結晶性低下部
２００ シード
３００ 集合シード

Claims (11)

1. ＧａＮ結晶のみからなるＧａＮウエハであって、
   該ＧａＮ結晶の成長方向はＭ軸となす角度が０〜２０度であり、
   該ＧａＮ結晶の赤外吸収スペクトルには、３１００〜３５００ｃｍ^-1にガリウム空孔‐水素複合体に帰属するピークが観察されず、かつ、
   当該ＧａＮウエハの表面上の少なくとも一点において測定した（２００）面のＸＲＣ−ＦＷＨＭが２０ａｒｃｓｅｃ未満である
   ことを特徴とするＧａＮウエハ。
2. 前記ＧａＮ結晶においては、どのアルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素についても濃度が１×１０¹⁵ｃｍ^-3未満である、請求項１に記載のＧａＮウエハ。
3. 前記ＧａＮ結晶における水素濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3未満である、請求項１または２に記載のＧａＮウエハ。
4. 前記ＧａＮ結晶においては、どのハロゲン元素についても濃度が５×１０¹⁵ｃｍ^-3未満である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のＧａＮウエハ。
5. 前記ＧａＮ結晶の酸素濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上である、請求項１〜４のいずれか一項に記載のＧａＮウエハ。
6. 前記ＧａＮ結晶の酸素濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上であり、かつ、結晶内で均一である、請求項５に記載のＧａＮウエハ。
7. 前記ＧａＮ結晶が、ｃ軸方向に延びる貫通転位を実質的に含まない、請求項１〜６のいずれか一項に記載のＧａＮウエハ。
8. Ｍ面となす角度が０〜２０度の主表面を有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載のＧａＮウエハ。
9. 前記主表面には、その内側で観察される積層欠陥のトータル長が４ｃｍ未満である１ｃｍ×１ｃｍの正方形領域が少なくともひとつ存在する、請求項８に記載のＧａＮウエハ。
10. ｛１０−１０｝ウエハ、｛３０−３１｝ウエハ、｛３０−３−１｝ウエハ、｛２０−２１｝ウエハ、｛２０−２−１｝ウエハ、｛３０−３２｝ウエハまたは｛３０−３−２｝ウエハである、請求項８または９に記載のＧａＮウエハ。
11. 前記主表面の面積が１８ｃｍ²以上である、請求項８〜１０のいずれか一項に記載のＧａＮウエハ。

Images