JP2017178765A - Group iii nitride substrate, and production method of group iii nitride crystal - Google Patents
Group iii nitride substrate, and production method of group iii nitride crystal Download PDFInfo
- Publication number
- JP2017178765A JP2017178765A JP2016210870A JP2016210870A JP2017178765A JP 2017178765 A JP2017178765 A JP 2017178765A JP 2016210870 A JP2016210870 A JP 2016210870A JP 2016210870 A JP2016210870 A JP 2016210870A JP 2017178765 A JP2017178765 A JP 2017178765A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- group iii
- iii nitride
- substrate
- crystal
- concentration
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Description
本開示はＩＩＩ族窒化物基板、およびＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法に関するものである。 The present disclosure relates to a group III nitride substrate and a method for manufacturing a group III nitride crystal.
近年、ＧａＮ等のＩＩＩ族窒化物の結晶は、発光ダイオード等の材料として注目されている。このようなＩＩＩ族窒化物の結晶の製造方法の一つとして、Ｎａ等のフラックス中で、ＩＩＩ族元素と窒素とを反応させ、基板上に結晶成長させるフラックス法が知られている。このときの基板としては、サファイア基板等が一般的である。また、別の製造方法として、ＩＩＩ族元素のハロゲン化物ガスとアンモニアとを反応させ、基板上に結晶成長させるＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長法）や、ＩＩＩ族元素の酸化物ガスとアンモニアとを反応させるＯＶＰＥ法（酸化物気相成長法）などの気相成長法も知られている。ＨＶＰＥ法やＯＶＰＥ法においても、基板としてはサファイア基板等が一般的である。ただし、サファイア基板は、ＧａＮに対する格子不整率が１３．８％であり、当該サファイア基板上にＩＩＩ族窒化物結晶を成長させると、結晶欠陥が生じやすい等の課題があった。 In recent years, Group III nitride crystals such as GaN have attracted attention as materials for light-emitting diodes and the like. As one method for producing such a group III nitride crystal, a flux method is known in which a group III element and nitrogen are reacted in a flux of Na or the like to grow a crystal on a substrate. The substrate at this time is generally a sapphire substrate or the like. As another manufacturing method, a group III element halide gas and ammonia are reacted to cause crystal growth on a substrate. A vapor phase growth method such as an OVPE method (oxide vapor phase growth method) for reaction is also known. Also in the HVPE method and the OVPE method, a sapphire substrate is generally used as the substrate. However, the sapphire substrate has a lattice mismatch ratio with respect to GaN of 13.8%, and when a group III nitride crystal is grown on the sapphire substrate, crystal defects are likely to occur.
一方、ＩＩＩ族窒化物を作製するための基板として、ＳｃＡｌＭｇＯ４が提案されている（例えば、特許文献１参照）。 On the other hand, ScAlMgO 4 has been proposed as a substrate for producing a group III nitride (see, for example, Patent Document 1).
しかしながら、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板の格子定数はサファイアに比べて不整率が小さいものの、ＩＩＩ族窒化物の格子定数と完全に一致していない。このため、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板に代表される、一般式ＲＡＭｇＯ４（一般式において、Ｒは、Ｓｃ、Ｉｎ、Ｙ、およびランタノイド系元素からなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表し、Ａは、Ｆｅ（ＩＩＩ）、Ｇａ、およびＡｌからなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表す）で表される単結晶体からなる基板上に成長させたＩＩＩ族窒化物結晶に反りやクラック、結晶欠陥が発生するという問題があった。 However, although the lattice constant of the ScAlMgO 4 substrate has a smaller irregularity than sapphire, it does not completely match the lattice constant of group III nitride. Therefore, a general formula RAMgO 4 represented by a ScAlMgO 4 substrate (in the general formula, R represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of Sc, In, Y, and lanthanoid elements) And A represents a group III grown on a substrate made of a single crystal represented by the following formula: A represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of Fe (III), Ga, and Al) There has been a problem that a nitride crystal is warped, cracked, or has crystal defects.
そこで、本開示は、高品質なＩＩＩ族窒化物結晶の提供を目的とする。 Therefore, the present disclosure aims to provide a high-quality group III nitride crystal.
上記目的を達成するために、本開示は、表面と裏面とを有するＩＩＩ族窒化物の基材部を有し、前記基材部の前記表面と前記裏面とのＭｇ濃度が異なる、ＩＩＩ族窒化物基板を提供する。また、一般式ＲＡＭｇＯ４で表される単結晶体（一般式において、Ｒは、Ｓｃ、Ｉｎ、Ｙ、およびランタノイド系元素からなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表し、Ａは、Ｆｅ（ＩＩＩ）、Ｇａ、およびＡｌからなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表す）からなるＲＡＭｇＯ４基板を準備する工程と、前記ＲＡＭｇＯ４基板上にＭｇを含有するＩＩＩ族窒化物結晶を成長させる工程と、を含む、ＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法を提供する。 To achieve the above object, the present disclosure includes a group III nitride base material having a front surface and a back surface, and the group III nitriding has different Mg concentrations on the front surface and the back surface of the base material portion. Provide a substrate. A single crystal represented by the general formula RAMgO 4 (in the general formula, R represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of Sc, In, Y, and lanthanoid elements, A represents a RAMgO 4 substrate composed of one or more trivalent elements selected from the group consisting of Fe (III), Ga, and Al), and Mg is formed on the RAMgO 4 substrate. And a step of growing a group III nitride crystal containing the method.
本開示によれば、ＩＩＩ族窒化物基板と、ＩＩＩ族窒化物基板を製造する際の下地基板やＩＩＩ族窒化物基板上へ形成する発光層などのＩＩＩ族窒化物層との格子定数の不整合を小さくできる。つまり、高品質なＩＩＩ族窒化物基板およびそれを用いた高性能な発光ダイオードなどの電子デバイスを製造することが可能である。 According to the present disclosure, the lattice constant between the group III nitride substrate and the group III nitride layer such as a base substrate or a light emitting layer formed on the group III nitride substrate when the group III nitride substrate is manufactured is reduced. Matching can be reduced. That is, it is possible to manufacture a high-quality group III nitride substrate and an electronic device such as a high-performance light emitting diode using the same.
図１に、本開示のＩＩＩ族窒化物基板１０の一例の概略断面図を示す。図１に示すように、ＩＩＩ族窒化物基板１０は、表面２と裏面３とを有するＩＩＩ族窒化物からなる基材部１を有しており、当該基材部１の表面２と裏面３とのＭｇ濃度が異なることを特徴とする。このように、表面２と裏面３のＭｇ濃度が異なることにより、表面２付近と裏面３付近の格子定数が異なる。したがって、ＩＩＩ族窒化物基板１０と、ＩＩＩ族窒化物基板１０の表面２側もしくは裏面３側に設けられる基板や結晶層との格子定数の不整合が小さくなるように制御することができる。 FIG. 1 shows a schematic cross-sectional view of an example of a group III nitride substrate 10 of the present disclosure. As shown in FIG. 1, the group III nitride substrate 10 has a base portion 1 made of a group III nitride having a front surface 2 and a back surface 3, and the front surface 2 and the back surface 3 of the base material portion 1. And the Mg concentration is different. Thus, when the Mg concentration of the front surface 2 and the back surface 3 is different, the lattice constants near the front surface 2 and the back surface 3 are different. Therefore, it is possible to control the mismatch of the lattice constant between the group III nitride substrate 10 and the substrate or crystal layer provided on the front surface 2 side or the back surface 3 side of the group III nitride substrate 10.
ＩＩＩ族窒化物の格子定数に関しては、不純物を添加すると、その濃度によって格子定数が変化するということが報告されている。具体的には、ＧａＮにＳｉやＢｅを添加すると格子定数が小さくなり、ＭｇやＯを添加すると格子定数が大きくなる。ただし、ＩＩＩ族窒化物基板の上に発光ダイオードなどのデバイスを作製する際には、ＩＩＩ族窒化物結晶上にＩＩＩ族窒化物からなる発光層などを形成する必要があり、ＩＩＩ族窒化物結晶の格子定数を大きく変化させてしまうと、発光層などの結晶品質が悪化するという問題があった。そこで、本実施形態のように、基材部１（ＩＩＩ族窒化物結晶）にＭｇを添加すると、これらの格子不整合を適切に改善でき、高品質なＧａＮなどのＩＩＩ族窒化物結晶の形成を実現できる。 Regarding the lattice constant of group III nitrides, it has been reported that when an impurity is added, the lattice constant changes depending on its concentration. Specifically, when Si or Be is added to GaN, the lattice constant decreases, and when Mg or O is added, the lattice constant increases. However, when manufacturing a device such as a light emitting diode on a group III nitride substrate, it is necessary to form a light emitting layer made of group III nitride on the group III nitride crystal. If the lattice constant of is changed greatly, there is a problem that the crystal quality of the light emitting layer and the like deteriorates. Therefore, when Mg is added to the base material portion 1 (group III nitride crystal) as in the present embodiment, these lattice mismatches can be appropriately improved, and formation of a high-quality group III nitride crystal such as GaN is formed. Can be realized.
また、基材部１の表面２は、その上にＩＩＩ族窒化物結晶（例えば、発光ダイオードの発光層等）を成長させるための面であり、表面２のＭｇ濃度を、裏面３のＭｇ濃度よりも低くしてもよい。このように、表面２のＭｇ濃度を低くすることにより、基材部１の表面２の格子定数と、表面２上に成長させるＩＩＩ族窒化物結晶の格子定数とが近くなり、高品質のＩＩＩ族窒化物結晶が得られる。さらに、本実施形態の基材部１は、表面２を＋Ｃ面（例えば、基材部１がＧａＮの場合、表面２はＧａ極性面）、裏面３を−Ｃ面（例えば、基材部１がＧａＮの場合、裏面３はＮ極性面）としてもよい。表面２を＋Ｃ面とすることにより、表面２上に、より高品質なＩＩＩ族窒化物結晶が成長する。 Moreover, the surface 2 of the base material part 1 is a surface for growing a group III nitride crystal (for example, a light emitting layer of a light emitting diode) on the surface 2. It may be lower. Thus, by lowering the Mg concentration on the surface 2, the lattice constant of the surface 2 of the base member 1 and the lattice constant of the group III nitride crystal grown on the surface 2 become close to each other. Group nitride crystals are obtained. Furthermore, the base material portion 1 of the present embodiment has a surface 2 with a + C surface (for example, when the base material portion 1 is GaN, the surface 2 is a Ga polar surface), and a back surface 3 with a −C surface (for example, the base material portion 1 When is GaN, the back surface 3 may be an N-polar surface). By making the surface 2 a + C plane, a higher-quality group III nitride crystal grows on the surface 2.
また、図２に、本開示のＩＩＩ族窒化物基板の他の例の概略断面図を示す。図２に示すように、ＩＩＩ族窒化物からなる基材部１の裏面３側に、一般式ＲＡＭｇＯ４で表される単結晶体（一般式において、Ｒは、Ｓｃ、Ｉｎ、Ｙ、およびランタノイド系元素からなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表し、Ａは、Ｆｅ（ＩＩＩ）、Ｇａ、およびＡｌからなる群から選択される一つまたは複数の三価の元素を表す）からなるＲＡＭｇＯ４基板４が設けられていてもよい。ＲＡＭｇＯ４はＩＩＩ族窒化物と格子定数が近いため、サファイア基板等を種基板として設ける場合に比べて、ＩＩＩ族窒化物基板１０’の反りやクラックが低減される。また、ＲＡＭｇＯ４基板４を設けることにより、ＩＩＩ族窒化物からなる基材部１を単独で用いる場合に比べて機械的強度が強まり、搬送時や表面２上へのＩＩＩ族窒化物結晶の成長時に、基材部１の割れやクラックといった不良発生を抑制できる。 FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of another example of the group III nitride substrate of the present disclosure. As shown in FIG. 2, a single crystal represented by the general formula RAMgO 4 (in the general formula, R is Sc, In, Y, and a lanthanoid) on the back surface 3 side of the base portion 1 made of group III nitride. Represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of system elements, and A represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of Fe (III), Ga, and Al. A RAMgO 4 substrate 4 may be provided. Since RAMgO 4 has a lattice constant close to that of the group III nitride, the warp and cracks of the group III nitride substrate 10 ′ are reduced as compared with the case where a sapphire substrate or the like is provided as a seed substrate. Further, by providing the RAMgO 4 substrate 4, the mechanical strength is increased as compared with the case where the base member 1 made of group III nitride is used alone, and the group III nitride crystal grows on the surface or on the surface 2. Occasionally, the occurrence of defects such as cracks and cracks in the substrate portion 1 can be suppressed.
さらに、基材部１とＲＡＭｇＯ４基板４との間に、多結晶又はアモルファスからなるバッファ層５を含んでもよい。基材部１とＲＡＭｇＯ４基板４との間に多結晶又はアモルファスからなるバッファ層５を含むと、基材部１の裏面３とＲＡＭｇＯ４基板４との格子定数の違いに起因して、基材部１に結晶欠陥などの結晶品質悪化が発生することを抑制できる。また、基材部１とバッファ層５との間に、単結晶からなるＩＩＩ族窒化物膜６をさらに含んでもよい。これらの間に単結晶からなるＩＩＩ族窒化物膜６を含むことにより、多結晶であるバッファ層５に起因して、基材部１が多結晶化したり、結晶品質が悪化したりすることを抑制できる。なお、本開示のＩＩＩ族窒化物基板は、以下のＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法により製造することができ、後述の方法で得られるＩＩＩ族窒化物結晶を、上述のＩＩＩ族窒化物基板１０または１０’の基材部１とすることができる。 Furthermore, a buffer layer 5 made of polycrystal or amorphous may be included between the base material portion 1 and the RAMgO 4 substrate 4. When a buffer layer 5 made of polycrystalline or amorphous between the base portion 1 and the RAMgO 4 substrate 4, due to the difference in lattice constant between the rear surface 3 and the RAMgO 4 substrate 4 of the base section 1, group It can suppress that crystal quality deterioration, such as a crystal defect, generate | occur | produces in the material part 1. FIG. Further, a group III nitride film 6 made of a single crystal may be further included between the base material portion 1 and the buffer layer 5. By including the group III nitride film 6 made of a single crystal between them, the base portion 1 is polycrystallized or crystal quality is deteriorated due to the buffer layer 5 being polycrystal. Can be suppressed. Note that the Group III nitride substrate of the present disclosure can be manufactured by the following Group III nitride crystal manufacturing method, and the Group III nitride crystal obtained by the method described below is converted into the Group III nitride substrate 10 described above. Or it can be set as the base material part 1 of 10 '.
以下、本開示のＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法について、説明する。図４および図５に、本開示のＩＩＩ族窒化物結晶の製造を行うための装置の一例として、フラックス法を行うための反応装置（結晶作製装置）１００の一例の概略断面図を示す。図５に示すように、本開示のＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法では、図３に示すＲＡＭｇＯ４含有基板１１を、ＩＩＩ族元素およびフラックスを含む混合液１２中に浸漬させた状態で、反応室１０３内に窒素ガスを導入する。そして、混合液１２中でＩＩＩ族元素および窒素を反応させることで、ＲＡＭｇＯ４含有基板１１表面でＩＩＩ族窒化物の結晶を成長させる。この結晶成長の際に、ＲＡＭｇＯ４含有基板１１からＭｇがＩＩＩ族窒化物結晶へと拡散するため、所望のＭｇを含有するＩＩＩ族窒化物結晶が得られる。 Hereinafter, the manufacturing method of the group III nitride crystal of this indication is explained. 4 and 5 are schematic cross-sectional views of an example of a reaction apparatus (crystal production apparatus) 100 for performing a flux method as an example of an apparatus for producing a group III nitride crystal of the present disclosure. As shown in FIG. 5, in the method for producing a group III nitride crystal of the present disclosure, the reaction is performed in a state where the RAMgO 4 -containing substrate 11 shown in FIG. 3 is immersed in a mixed solution 12 containing a group III element and a flux. Nitrogen gas is introduced into the chamber 103. Then, a group III element and nitrogen are reacted in the mixed solution 12 to grow a group III nitride crystal on the surface of the RAMgO 4 -containing substrate 11. During this crystal growth, Mg diffuses from the RAMgO 4 -containing substrate 11 to the group III nitride crystal, so that a desired group III nitride crystal containing Mg is obtained.
ここで、本開示の製造方法では、ＲＡＭｇＯ４基板を準備し、その上にバッファ層を形成する工程と、バッファ層の上にＩＩＩ族窒化物膜を形成する工程（ＲＡＭｇＯ４含有基板形成工程）と、当該ＲＡＭｇＯ４含有基板のＩＩＩ族窒化物膜の上にＩＩＩ族窒化物結晶をフラックス法ないしＨＶＰＥ法などの気相成長法により形成する工程（結晶形成工程）とを行う。以下、本開示の実施の形態のＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法について、ＲＡＭｇＯ４基板が、ＳｃＡｌＭｇＯ４の単結晶からなる基板（以下、「ＳｃＡｌＭｇＯ４基板」とも称する）であり、かつＩＩＩ族窒化物結晶として、ＧａＮ結晶を作製する実施の形態を例に説明する。 Here, in the manufacturing method of the present disclosure, a step of preparing a RAMgO 4 substrate and forming a buffer layer thereon, and a step of forming a group III nitride film on the buffer layer (RAMgO 4 -containing substrate forming step) And a step of forming a group III nitride crystal on the group III nitride film of the RAMgO 4 -containing substrate by a vapor phase growth method such as a flux method or an HVPE method (crystal formation step). Hereinafter, with respect to the method for producing a group III nitride crystal according to an embodiment of the present disclosure, the RAMgO 4 substrate is a substrate made of a single crystal of ScAlMgO 4 (hereinafter also referred to as “ScAlMgO 4 substrate”), and the group III nitride An embodiment of producing a GaN crystal as a physical crystal will be described as an example.
（ＲＡＭＯ４含有基板形成工程）
結晶作製用基板として、まずＳｃＡｌＭｇＯ４基板４を準備する。次に、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４上に第１の温度でバッファ層５を形成する。さらに、バッファ層５上に第１の温度よりも高温の第２の温度でＩＩＩ族窒化物膜６を形成することで、図３に示すＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１が形成される。以下、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１が含む各層について説明する。
(RAMO 4 containing substrate forming step)
First, a ScAlMgO 4 substrate 4 is prepared as a crystal production substrate. Next, the buffer layer 5 is formed on the ScAlMgO 4 substrate 4 at a first temperature. Further, by forming the group III nitride film 6 on the buffer layer 5 at a second temperature higher than the first temperature, the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 shown in FIG. 3 is formed. Hereinafter, each layer included in the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 will be described.
まず、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４は、ＳｃＡｌＭｇＯ４の単結晶からなる基板であり、その厚みは、１００〜１０００μｍ程度であることが好ましく、３００〜６００μｍであることがより好ましい。ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４の厚みが当該範囲であると、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１の強度が十分に高まりやすく、ＧａＮ結晶の作製時に割れ等が生じ難い。また、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４の形状は、特に制限されないが、工業的な実用性を考慮すると、直径５０〜１５０ｍｍ程度のウェハー状が好ましい。 First, the ScAlMgO 4 substrate 4 is a substrate made of a single crystal of ScAlMgO 4 , and the thickness thereof is preferably about 100 to 1000 μm, and more preferably 300 to 600 μm. When the thickness of the ScAlMgO 4 substrate 4 is within this range, the strength of the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 is likely to be sufficiently increased, and cracks and the like are unlikely to occur during the production of GaN crystals. Further, the shape of the ScAlMgO 4 substrate 4 is not particularly limited, but in consideration of industrial practicality, a wafer shape having a diameter of about 50 to 150 mm is preferable.
ここで、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４のバッファ層５を形成する面（以下、「エピタキシャル成長面」とも称する）は、表面に高さ５００ｎｍ以上の凹凸を有さないことが好ましい。エピタキシャル成長面が高さ５００ｎｍ以上の凹凸を有すると、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１上にＧａＮをエピタキシャル成長させる際に不具合が生じることがある。 Here, the surface of the ScAlMgO 4 substrate 4 on which the buffer layer 5 is formed (hereinafter also referred to as “epitaxial growth surface”) preferably has no unevenness with a height of 500 nm or more on the surface. If the epitaxial growth surface has irregularities with a height of 500 nm or more, a problem may occur when GaN is epitaxially grown on the ScAlMgO 4 -containing substrate 11.
また、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４のエピタキシャル成長面と反対側の面（以下、「裏面」とも称する）には、高さ５００ｎｍ以上の均一な高さの凹凸がムラなく形成されていることが好ましい。ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４の裏面側に高さ５００ｎｍ以上の均一な高さの凹凸が形成されていないと、ＧａＮ結晶やその上に形成した半導体層あるいは金属層などのパターン形成のために露光処理する際に、裏面側の平坦な領域から光が反射し、露光に悪影響を及ぼすことがある。なお、「略均一な凹凸がムラなく形成されている」とは、連続して凹凸の高さが５００ｎｍ以下である領域の面積が１ｍｍ２以下となるように、略均一な凹凸が形成されていることを意味する。凹凸が局所的に形成されていると、凹凸のない箇所から露光処理の際に光が反射し、露光に悪影響を及ぼすことがある。なお、上記凹凸高さは、レーザー反射式測長機で測定される値である。 Further, it is preferable that unevenness with a uniform height of 500 nm or more is uniformly formed on the surface opposite to the epitaxial growth surface of the ScAlMgO 4 substrate 4 (hereinafter also referred to as “back surface”). When unevenness having a uniform height of 500 nm or more is not formed on the back side of the ScAlMgO 4 substrate 4, an exposure process is performed to form a pattern of a GaN crystal or a semiconductor layer or a metal layer formed thereon. In addition, light may be reflected from a flat area on the back side, which may adversely affect exposure. In addition, “substantially uniform unevenness is formed without unevenness” means that substantially uniform unevenness is formed so that the area of the region where the unevenness height is 500 nm or less continuously becomes 1 mm 2 or less. Means that If the unevenness is locally formed, light is reflected from the portion without the unevenness during the exposure process, which may adversely affect the exposure. In addition, the said uneven | corrugated height is a value measured with a laser reflection type length measuring machine.
このようなＳｃＡｌＭｇＯ４基板は、以下のように作製することができる。まず、出発原料として、純度が４Ｎ（９９．９９％）以上であるＳｃ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯを、所定のモル比で配合する。そして、イリジウム製の坩堝に、当該出発原料を投入する。次に、原料を投入した坩堝を、高周波誘導加熱型もしくは抵抗加熱型チョクラルスキー炉（育成炉）に投入し、この炉内を真空にする。その後、窒素もしくはＡｒを導入し、炉内が大気圧となった時点で坩堝の加熱を開始する。そして、ＳｃＡｌＭｇＯ４の融点に達するまで１０時間程度かけて徐々に加熱して材料を溶融させる。次に、（０００１）方位に切り出したＳｃＡｌＭｇＯ４単結晶を種結晶として用い、この種結晶を坩堝内の融液近くまで降下させる。そして、種結晶を一定の回転速度で回転させながら徐々に降下させ、種結晶の先端を融液に接触させて温度を徐々に降下させながら、引き上げ速度０．５ｍｍ／ｈの速度で種結晶を上昇させて（０００１）軸方向に引き上げ、結晶成長を行う。これにより、ＳｃＡｌＭｇＯ４の単結晶インゴットが得られる。 Such a ScAlMgO 4 substrate can be manufactured as follows. First, Sc 2 O 3 , Al 2 O 3 and MgO having a purity of 4N (99.99%) or higher are blended as a starting material at a predetermined molar ratio. Then, the starting material is put into an iridium crucible. Next, the crucible charged with the raw material is put into a high frequency induction heating type or resistance heating type Czochralski furnace (growing furnace), and the inside of the furnace is evacuated. Thereafter, nitrogen or Ar is introduced, and heating of the crucible is started when the pressure in the furnace reaches atmospheric pressure. Then, the material is melted by gradually heating over about 10 hours until the melting point of ScAlMgO 4 is reached. Next, the ScAlMgO 4 single crystal cut in the (0001) direction is used as a seed crystal, and the seed crystal is lowered to near the melt in the crucible. Then, the seed crystal is gradually lowered while rotating at a constant rotational speed, and the seed crystal is pulled at a speed of 0.5 mm / h while the tip is brought into contact with the melt and the temperature is gradually lowered. The crystal is grown by raising it in the (0001) axial direction. Thereby, a single crystal ingot of ScAlMgO 4 is obtained.
ここで、ＳｃＡｌＭｇＯ４単結晶について説明する。ＳｃＡｌＭｇＯ４単結晶は、岩塩型構造（１１１）面的なＳｃＯ２層と、六方晶（０００１）面的なＡｌＭｇＯ２層とが交互に積層した構造となっている。六方晶（０００１）面的な２層は、ウルツ鉱型構造と比較して平面的になっており、面内の結合と比較して、上下層間の結合は、０．０３ｎｍほど長く、結合の力が弱い。このため、ＳｃＡｌＭｇＯ４単結晶は、（０００１）面で劈開することができる。この特性を利用し、劈開によってバルク材料を分断し、所望の厚みのＳｃＡｌＭｇＯ４基板を得ることができる。また、ＳｃＡｌＭｇＯ４の（０００１）面（ａ軸）の格子定数は約０．３２５ｎｍであり、ＧａＮのａ軸格子定数の０．３１９ｎｍと非常に近く、これらの格子不整率は約１．９％である。 Here, the ScAlMgO 4 single crystal will be described. The ScAlMgO 4 single crystal has a structure in which a rock salt structure (111) -plane ScO 2 layer and a hexagonal (0001) -plane AlMgO 2 layer are alternately stacked. The hexagonal (0001) plane two layers are planar compared to the wurtzite structure, and the bond between the upper and lower layers is about 0.03 nm longer than the in-plane bond. The power is weak. For this reason, the ScAlMgO 4 single crystal can be cleaved in the (0001) plane. Using this characteristic, the bulk material can be divided by cleaving to obtain a ScAlMgO 4 substrate having a desired thickness. Further, the lattice constant of the (0001) plane (a-axis) of ScAlMgO 4 is about 0.325 nm, which is very close to 0.319 nm of the a-axis lattice constant of GaN, and these lattice irregularities are about 1.9%. It is.
なお、ＳｃＡｌＭｇＯ４単結晶は劈開しやすい反面、劈開時の劈開方向の剥がし力がばらつくと、同一原子層での劈開が起こらない。そのため、平坦なエピタキシャル成長面を得ることが難しい。そこで、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板を作製する際には、必要に応じて、エピタキシャル成長面側の劈開面を研磨し、高さ５００ｎｍ以上の凹凸を有さないよう、加工することが好ましい。加工方法の一例としては、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板のエピタキシャル成長面とする領域に高さ５００ｎｍ以上の凹凸を形成してから、当該高さ５００ｎｍ以上の凹凸を研磨して、高さ５００ｎｍ以上の凹凸を除去する方法とすることができる。 In addition, the ScAlMgO 4 single crystal is easy to cleave, but if the peeling force in the cleavage direction at the time of cleavage varies, cleavage in the same atomic layer does not occur. Therefore, it is difficult to obtain a flat epitaxial growth surface. Therefore, when producing the ScAlMgO 4 substrate, it is preferable to polish the cleaved surface on the epitaxial growth surface side so as not to have irregularities with a height of 500 nm or more, if necessary. As an example of the processing method, an unevenness having a height of 500 nm or more is formed in a region to be an epitaxial growth surface of the ScAlMgO 4 substrate, and then the unevenness having a height of 500 nm or more is polished to remove the unevenness having a height of 500 nm or more. It can be a method.
より具体的には、ＳｃＡｌＭｇＯ４板状体のエピタキシャル成長面とする面を、♯３００以上♯２０００以下のダイヤモンド砥粒の付着した砥石を用いて、次の加工条件で研削する。これにより５００ｎｍ以上の凹凸を形成することができる。砥石回転数は５００ｍｉｎ―１以上５００００ｍｉｎ―１以下、ＳｃＡｌＭｇＯ４板状体回転数は１０ｍｉｎ―１以上３００ｍｉｎ―１以下、加工速度は０．０１μｍ／秒以上１μｍ／秒以下、加工除去量は１μｍ以上３００μｍ以下とする。次いで、コロイダルシリカを主成分とするスラリーと不織布からなる研磨パッドを用い、以下の加工条件で研磨する。これにより、高さ５００ｎｍ以上の凹凸を除去することができる。研磨パッドの回転数は１０ｍｉｎ―１以上１０００ｍｉｎ―１以下、スラリー供給量は０．０２ｍｌ／分以上２ｍｌ／分以下、加圧力は１０００Ｐａ以上２００００Ｐａ以下とする。更に、加圧力を、１００００Ｐａ以上２００００Ｐａ以下、５０００Ｐａ以上１００００Ｐａ未満、１０００Ｐａ以上５０００Ｐａ以下、の順に加工が進むにつれ弱めることで、高さ５００ｎｍ以上の凹凸、特には高さ５０ｎｍ以上の凹凸を有さないエピタキシャル成長面をより正確に形成することができる。なお、前記加工条件において、スラリー供給量はＳｃＡｌＭｇＯ４板状体のサイズに依存する。上記に記載したスラリー供給量は１０ｍｍ角サイズの研磨を行う際の値であり、例えば直径５０ｍｍの場合、スラリー供給量は１ｍｌ／分以上１００ｍｌ／分以下とする。 More specifically, the surface to be the epitaxial growth surface of the ScAlMgO 4 plate is ground under the following processing conditions using a grindstone to which diamond abrasive grains of # 300 or more and # 2000 or less are attached. Thereby, irregularities of 500 nm or more can be formed. Grindstone rotation speed 500 min -1 or more 50000Min -1 or less, ScAlMgO 4 plate member rotational speed 10min -1 or 300 min -1 or less, the processing speed of 0.01 [mu] m / sec or more 1 [mu] m / sec, machining removal amount is more than 1 [mu] m 300 μm or less. Subsequently, it polishes on the following process conditions using the polishing pad which consists of a slurry which has colloidal silica as a main component, and a nonwoven fabric. Thereby, irregularities having a height of 500 nm or more can be removed. Rotational speed of the polishing pad 10min -1 or more 1000min -1 or less, the slurry feed rate 0.02 ml / min to 2 ml / min or less, pressure is not more than 20000Pa than 1000 Pa. Further, the pressing force is reduced from 10,000 Pa to 20,000 Pa or less, from 5000 Pa to less than 10,000 Pa, and from 1000 Pa to 5000 Pa in order, so that it does not have unevenness with a height of 500 nm or more, particularly with a height of 50 nm or more. The epitaxial growth surface can be formed more accurately. Note that, in the processing conditions, the slurry supply amount depends on the size of the ScAlMgO 4 plate. The slurry supply amount described above is a value when polishing 10 mm square size. For example, when the diameter is 50 mm, the slurry supply amount is 1 ml / min to 100 ml / min.
一方、裏面側に高さ５００ｎｍ以上の略均一な高さの凹凸をムラなく形成する方法としては、ダイヤモンド固定砥粒を用い、研削加工する方法が挙げられる。固定砥粒の砥粒としては、♯３００以上♯２０００以下のダイヤモンド砥粒とすることが好ましく、＃６００のダイヤモンド砥粒とすることがより好ましい。より具体的には、♯３００以上♯２０００以下のダイヤモンド砥粒が固定された砥石を用いて、砥石回転数５００ｍｉｎ―１以上５００００ｍｉｎ―１以下、ＳｃＡｌＭｇＯ４板状体回転数１０ｍｉｎ―１以上３００ｍｉｎ―１以下、加工速度０．０１μｍ／秒以上１μｍ／秒以下、加工除去量１μｍ以上３００μｍ以下、の条件で加工することにより、上記凹凸を形成することができる。またこのとき、♯６００のダイヤモンド砥粒を用いると、複数の凹凸の高さの差をより小さく出来る。このときの加工条件は、砥石回転数１８００ｍｉｎ―１、ＳｃＡｌＭｇＯ４板状体回転数１００ｍｉｎ―１、加工速度０．３μｍ／秒、加工除去量２０μｍとすることが好ましい。 On the other hand, as a method for forming irregularities having a substantially uniform height of 500 nm or more on the back surface side evenly, there is a method of grinding using diamond fixed abrasive grains. The abrasive grains of the fixed abrasive grains are preferably diamond abrasive grains of # 300 or more and # 2000 or less, and more preferably # 600 diamond abrasive grains. More specifically, by using a grinding wheel ♯300 more ♯2000 following diamond abrasive grains are fixed, the grindstone rotation speed 500 min -1 or more 50000Min -1 or less, ScAlMgO 4 plate member rotation speed 10min -1 or 300 min - The unevenness can be formed by processing under conditions of 1 or less, a processing speed of 0.01 μm / second or more and 1 μm / second or less, and a processed removal amount of 1 μm or more and 300 μm or less. At this time, if the diamond abrasive grains of # 600 are used, the difference in height between the plurality of irregularities can be further reduced. The processing conditions at this time are preferably a grinding wheel rotation speed of 1800 min −1 , a ScAlMgO 4 plate rotation speed of 100 min −1 , a processing speed of 0.3 μm / second, and a processing removal amount of 20 μm.
また、バッファ層５は、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４上に高品質のＩＩＩ族窒化物膜６を形成するために、ＳｃＡｌＭｇＯ４とＩＩＩ族窒化物との格子定数差を緩衝させるための層である。バッファ層５は、ＳｃＡｌＭｇＯ４と当該ＩＩＩ族窒化物の格子定数に近い材料が好ましく、ＧａＮなどのＩＩＩ族窒化物からなる層とすることができる。また、バッファ層は、４００℃以上７００℃以下の比較的低温で成長させた、アモルファスもしくは多結晶状の層であることが好ましい。このようなバッファ層を用いると、バッファ層上に形成するＩＩＩ族窒化物膜６に格子欠陥等が生じ難くなる。 The buffer layer 5 is a layer for buffering the lattice constant difference between the ScAlMgO 4 and the group III nitride in order to form a high-quality group III nitride film 6 on the ScAlMgO 4 substrate 4. The buffer layer 5 is preferably made of a material close to the lattice constant of ScAlMgO 4 and the group III nitride, and can be a layer made of a group III nitride such as GaN. The buffer layer is preferably an amorphous or polycrystalline layer grown at a relatively low temperature of 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. When such a buffer layer is used, lattice defects or the like are hardly generated in the group III nitride film 6 formed on the buffer layer.
バッファ層５の厚みは、１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上４０ｎｍ以下であることがより好ましい。バッファ層の厚みが１０ｎｍ以上であると、格子定数差の緩衝効果が発揮され、得られるＧａＮの結晶に格子欠陥等が生じ難くなる。一方、バッファ層の厚みが過度に厚いと、結晶格子の情報が失われて良好なエピタキシャル成長ができなくなる。 The thickness of the buffer layer 5 is preferably 10 nm or more and 50 nm or less, and more preferably 20 nm or more and 40 nm or less. When the thickness of the buffer layer is 10 nm or more, a buffering effect of a difference in lattice constant is exhibited, and lattice defects or the like hardly occur in the obtained GaN crystal. On the other hand, if the buffer layer is excessively thick, crystal lattice information is lost, and good epitaxial growth cannot be performed.
バッファ層５は、気相成長法で形成することができ、例えばＭＯＣＶＤ法で形成された層とすることができる。 The buffer layer 5 can be formed by a vapor deposition method, for example, a layer formed by the MOCVD method.
また、ＩＩＩ族窒化物膜６は、ＧａＮの結晶を作製する際に、ＧａＮ結晶成長の種となる層である。ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１が、ＩＩＩ族窒化物膜６を有すると、ＧａＮの結晶を均一に成長させることができ、高品質なＧａＮが得られやすくなる。ＩＩＩ族窒化物膜６は、ＧａＮからなる層とすることができる。 The group III nitride film 6 is a layer that becomes a seed for GaN crystal growth when a GaN crystal is produced. If the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 has the group III nitride film 6, GaN crystals can be grown uniformly, and high-quality GaN can be easily obtained. The group III nitride film 6 can be a layer made of GaN.
ＩＩＩ族窒化物膜６の厚みは、０．５〜２０μｍであることが好ましく、１μｍ以上５μｍ以下であることがより好ましい。ＩＩＩ族窒化物膜６の厚みが０．５μｍ以上であると、アモルファスもしくは多結晶状のバッファ層５上に形成したＩＩＩ族窒化物膜６が良好な単結晶となり、得られるＧａＮの結晶に格子欠陥等が生じ難くなる。ＩＩＩ族窒化物膜６は、気相成長法で形成することができ、例えばＭＯＣＶＤ法で形成することができる。ＩＩＩ族窒化物膜６形成時の温度は、バッファ層５形成時の温度よりも高い１０００℃以上１３００℃以下とすることが好ましく、１１００℃以上１２００℃以下とすることがより好ましい。このような温度で形成すると、結晶品質の良好なＩＩＩ族窒化物膜６が形成できる。 The thickness of group III nitride film 6 is preferably 0.5 to 20 μm, and more preferably 1 μm or more and 5 μm or less. When the thickness of the group III nitride film 6 is 0.5 μm or more, the group III nitride film 6 formed on the amorphous or polycrystalline buffer layer 5 becomes a good single crystal, and the obtained GaN crystal has a lattice. Defects are less likely to occur. The group III nitride film 6 can be formed by vapor deposition, for example, MOCVD. The temperature at the time of forming group III nitride film 6 is preferably 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, more preferably 1100 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, which is higher than the temperature at the time of forming buffer layer 5. When formed at such a temperature, a group III nitride film 6 with good crystal quality can be formed.
なお、上記ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１は、ＧａＮ結晶を作製する前に、ＧａＮ結晶を成長させる面、つまり本実施の形態では、ＩＩＩ族窒化物膜６表面をクリーニング処理してもよい。クリーニング処理によって、表面の不純物等を除去することで、より高品質なＧａＮ結晶を得ることができる。クリーニング用のガスの例には、水素（Ｈ２）ガス、窒素（Ｎ２）ガス、アンモニア（ＮＨ３）ガス、希ガス（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、またはＲｎ）、またはこれらの混合ガスが含まれる。またクリーニング処理は、９００℃以上１１００℃以下の温度で、１分以上、好ましくは２分以上１０分以下、前述のガスと接触させることで行うことができる。 Note that the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 may be cleaned on the surface on which the GaN crystal is grown, that is, the surface of the group III nitride film 6 in this embodiment, before the GaN crystal is produced. By removing impurities and the like on the surface by the cleaning process, a higher quality GaN crystal can be obtained. Examples of the cleaning gas include hydrogen (H 2 ) gas, nitrogen (N 2 ) gas, ammonia (NH 3 ) gas, rare gas (He, Ne, Ar, Kr, Xe, or Rn), or these A gas mixture is included. The cleaning treatment can be performed at a temperature of 900 ° C. to 1100 ° C. for 1 minute or more, preferably 2 minutes or more and 10 minutes or less, by contacting with the above gas.
（ＧａＮ結晶形成工程）
続いて、前述のＲＡＭｇＯ４含有基板のＩＩＩ族窒化物膜６上に、ＧａＮ結晶をフラックス法により形成する。ＧａＮの結晶は、例えば、図４及び図５に示す装置を用いて、以下のように形成することができる。
(GaN crystal formation process)
Subsequently, a GaN crystal is formed on the group III nitride film 6 of the RAMgO 4 -containing substrate by a flux method. The GaN crystal can be formed as follows using the apparatus shown in FIGS. 4 and 5, for example.
図４に示すように、反応装置１００は、ステンレスや断熱材等で形成された反応室１０３を有し、反応室１０３内には、坩堝１０２が設置されている。当該坩堝は、ボロンナイトライド（ＢＮ）や、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等から形成されたものとすることができる。また、反応室１０３の周囲には、ヒータ１１０が配置されており、ヒータ１１０は、反応室１０３内部、特に坩堝１０２内部の温度を調整できるように設計されている。 As shown in FIG. 4, the reaction apparatus 100 has a reaction chamber 103 formed of stainless steel or a heat insulating material, and a crucible 102 is installed in the reaction chamber 103. The crucible may be formed from boron nitride (BN), alumina (Al 2 O 3 ), or the like. A heater 110 is disposed around the reaction chamber 103, and the heater 110 is designed so as to adjust the temperature inside the reaction chamber 103, particularly the crucible 102.
また、反応装置１００内には、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１を昇降可能に保持するための基板保持機構１１４も設置されている。また、反応室１０３には、窒素ガスを供給するための窒素ガス供給ライン１１３が接続されており、窒素ガス供給ライン１１３は、原料ガスタンク（図示せず）等と接続されている。 Further, a substrate holding mechanism 114 for holding the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 so as to be movable up and down is also installed in the reaction apparatus 100. Further, a nitrogen gas supply line 113 for supplying nitrogen gas is connected to the reaction chamber 103, and the nitrogen gas supply line 113 is connected to a raw material gas tank (not shown) or the like.
ＧａＮ結晶作製の際、まず、反応装置１００の反応室１０３内の坩堝１０２に、フラックスとなるＮａとＩＩＩ族元素であるＧａを入れる。このとき、必要に応じて、微量添加物を添加してもよい。なお、これらの作業を空気中で行うと、Ｎａが酸化する可能性がある。そこで、当該作業は、Ａｒや窒素ガス等の不活性ガスを充填した状態で行うことが好ましい。次に、反応室１０３内を密閉し、坩堝の温度を上述のバッファ層形成時の温度より高い温度、具体的には８００℃以上１０００℃以下、より好ましくは８５０℃以上９５０℃以下に調整し、さらに反応室１０３内に窒素ガスを送り込む。このとき、反応室１０３内のガス圧を１×１０６Ｐａ以上１×１０７Ｐａ以下、より好ましくは３×１０６Ｐａ以上５×１０６Ｐａ以下とする。反応室１０３内のガス圧を高めることで、高温で溶融したＮａ中に窒素が十分に溶解しやすくなり、前記の温度及び圧力とすることによりＧａＮ結晶が高速に成長できる。その後、Ｎａ、Ｇａ、および微量添加物が均一に混合するまで、保持もしくは攪拌混合等を行う。保持もしくは攪拌混合は、１〜５０時間行うことが好ましく、１０〜２５時間行うことがより好ましい。このような時間の保持もしくは攪拌混合を行うと、Ｎａ、Ｇａ、および微量添加物を均一に混合できる。またこのとき、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１が所定温度より低い、もしくは均一に混合していないＮａやＧａの混合液１２と接触すると、ＩＩＩ族窒化物膜６のエッチングや品質の悪いＧａＮ結晶の析出などが発生してしまうため、基板保持機構１１４により、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１を反応室１０３の上部に保持しておくことが好ましい。 When producing a GaN crystal, first, Na serving as a flux and Ga, which is a group III element, are put into a crucible 102 in the reaction chamber 103 of the reactor 100. At this time, you may add a trace additive as needed. If these operations are performed in the air, Na may be oxidized. Therefore, the operation is preferably performed in a state filled with an inert gas such as Ar or nitrogen gas. Next, the inside of the reaction chamber 103 is sealed, and the temperature of the crucible is adjusted to a temperature higher than the temperature at the time of forming the buffer layer, specifically 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, more preferably 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower. Further, nitrogen gas is fed into the reaction chamber 103. At this time, the gas pressure in the reaction chamber 103 is set to 1 × 10 6 Pa to 1 × 10 7 Pa, more preferably 3 × 10 6 Pa to 5 × 10 6 Pa. By increasing the gas pressure in the reaction chamber 103, nitrogen is sufficiently easily dissolved in Na melted at a high temperature, and the GaN crystal can be grown at a high speed by setting the above temperature and pressure. Thereafter, holding or stirring and mixing are performed until Na, Ga, and a trace amount of additives are uniformly mixed. The holding or stirring and mixing is preferably performed for 1 to 50 hours, and more preferably for 10 to 25 hours. When holding or stirring and mixing for such a time, Na, Ga, and a trace amount additive can be mixed uniformly. At this time, if the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 comes into contact with a mixed solution 12 of Na or Ga that is lower than a predetermined temperature or is not uniformly mixed, etching of the group III nitride film 6 or precipitation of poor quality GaN crystals, etc. Therefore, it is preferable to hold the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 on the upper part of the reaction chamber 103 by the substrate holding mechanism 114.
その後、図５に示すように、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１を混合液１２に浸漬させる。また、混合液１２の攪拌等を行ってもよい。混合液１２の攪拌は、揺動、回転などによって坩堝１０２を物理的に運動させてもよく、攪拌棒や攪拌羽根などを用いて混合液１２を攪拌してもよい。また、混合液１２に熱勾配を生じさせ、熱対流によって、混合液１２を攪拌してもよい。攪拌することにより、混合液１２中のＧａおよびＮの濃度を均一な状態に保ち、安定して結晶を成長させることができる。そして、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板１１のＩＩＩ族窒化物膜６上でＧａＮの結晶がエピタキシャル成長する。この状態で、一定時間結晶成長させることで、１００μｍ〜５ｍｍ程度の厚みを有するＧａＮ結晶を得ることができる。 Thereafter, as shown in FIG. 5, the ScAlMgO 4 -containing substrate 11 is immersed in the mixed solution 12. In addition, the mixture 12 may be stirred. Agitation of the mixed liquid 12 may physically move the crucible 102 by swinging, rotating, or the like, and the mixed liquid 12 may be stirred using a stirring rod, a stirring blade, or the like. Further, a thermal gradient may be generated in the mixed solution 12, and the mixed solution 12 may be stirred by thermal convection. By stirring, the concentration of Ga and N in the mixed liquid 12 can be kept uniform, and crystals can be stably grown. Then, a GaN crystal is epitaxially grown on the group III nitride film 6 of the ScAlMgO 4 -containing substrate 11. In this state, a GaN crystal having a thickness of about 100 μm to 5 mm can be obtained by growing the crystal for a certain period of time.
ここで、ＧａＮ結晶成長時の温度が８００℃以上の高温であるため、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板４を構成する元素であるマグネシウム（Ｍｇ）がバッファ層５やＩＩＩ族窒化物膜６を通して、成長するＧａＮ結晶中に拡散する。例えば、８８０℃の成長温度で１ｍｍの厚みを有するＧａＮ結晶を形成した場合、ＧａＮ結晶中のＭｇの濃度を測定した結果は表１の通りであった。
表１に記載のように、本実施の形態の製造方法を用いると、表面側と裏面側（ＳｃＡｌＭｇＯ４基板側）のＭｇ濃度が異なるＧａＮ結晶が得られる。なお、前述した通り、Ｍｇを添加するとＧａＮ結晶の格子定数は大きくなる。表１に記載の通り、ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板との境界付近（裏面側）ではＭｇ濃度が高くなっており、ＧａＮ結晶の格子定数が大きくなっていると考えられる。これにより、ＳｃＡｌＭｇＯ４との格子不整率が小さくなり、高品質のＧａＮ結晶が得られる。一方、ＧａＮ結晶の表面付近ではＭｇ濃度が低くなっており、Ｍｇ添加によるＧａＮ結晶の格子定数の増大は抑制され、ＧａＮ結晶本来の格子定数に近くなっていると考えられる。これにより、ＧａＮ結晶の上に、発光ダイオードなどの電子デバイスを作製する際に必要となるＧａＮなどのＩＩＩ族窒化物層を形成する際、ＧａＮ結晶とＩＩＩ族窒化物層との格子不整が小さくなり、高品質な単結晶層（ＩＩＩ族窒化物層）が得られる。 As shown in Table 1, when the manufacturing method of the present embodiment is used, GaN crystals having different Mg concentrations on the front surface side and the back surface side (ScAlMgO 4 substrate side) are obtained. As described above, the addition of Mg increases the lattice constant of the GaN crystal. As described in Table 1, it is considered that the Mg concentration is high near the boundary (back side) with the ScAlMgO 4 -containing substrate, and the lattice constant of the GaN crystal is large. Thereby, the lattice mismatch rate with ScAlMgO 4 is reduced, and a high-quality GaN crystal is obtained. On the other hand, the Mg concentration is low in the vicinity of the surface of the GaN crystal, and an increase in the lattice constant of the GaN crystal due to the addition of Mg is suppressed, which is considered to be close to the original lattice constant of the GaN crystal. As a result, when forming a group III nitride layer such as GaN required for manufacturing an electronic device such as a light emitting diode on the GaN crystal, the lattice irregularity between the GaN crystal and the group III nitride layer is small. Thus, a high-quality single crystal layer (group III nitride layer) is obtained.
ここで、本実施の形態の製造方法で得られるＩＩＩ族窒化物結晶（上述の基材部）中のＭｇ濃度は、ＩＩＩ族窒化物結晶の厚み方向に沿って徐々に変化するのがよい。異種材料であるＳｃＡｌＭｇＯ４等からなる種基板（ＲＡＭＯ４含有基板）との格子不整合を修正しつつ、当該ＩＩＩ族窒化物結晶上に形成される、同材料（例えばＧａＮ等）からなるＩＩＩ族窒化物層やデバイスとの格子整合を維持できるからである。またこのとき、ＩＩＩ族窒化物結晶の表面側（ＲＡＭＯ４含有基板と反対側）のＭｇ濃度が裏面側（ＲＡＭＯ４含有基板側）のＭｇ濃度よりも低くなるよう、ＩＩＩ族窒化物結晶（基材部）中のＭｇ濃度が徐々に変化するのがよい。このようにＭｇ濃度が変化すると、ＩＩＩ族窒化物結晶（基材部）中の格子定数が、ＩＩＩ族窒化物結晶表面側に向かうにつれて、ＩＩＩ族窒化物層の格子定数に近くなるよう、変化する。そのため、上述のようにＩＩＩ族窒化物層との格子整合が維持されやすくなり、より高品質なＩＩＩ族窒化物基板を実現できるからである。そして、表１に記載のように、本実施の形態の製造方法を用いると、上記の通り、表面２のＭｇ濃度が裏面３のＭｇ濃度よりも低くなるように、Ｍｇ濃度が徐々に変化する基材部１（ＧａＮ結晶）が得られる。 Here, the Mg concentration in the group III nitride crystal (the above-mentioned base material portion) obtained by the manufacturing method of the present embodiment is preferably changed gradually along the thickness direction of the group III nitride crystal. Group III made of the same material (for example, GaN) formed on the Group III nitride crystal while correcting the lattice mismatch with a seed substrate (RAMO 4 containing substrate) made of ScAlMgO 4 or the like which is a different material This is because the lattice matching with the nitride layer and the device can be maintained. At this time, III-nitride surface side of the crystal so that the Mg concentration (RAMO 4 containing substrate opposite) is lower than the Mg concentration of the back surface side (RAMO 4 containing the substrate side), III-nitride crystal (group The Mg concentration in the material part) should be gradually changed. When the Mg concentration changes in this manner, the lattice constant in the group III nitride crystal (base material portion) changes so as to approach the lattice constant of the group III nitride layer toward the surface of the group III nitride crystal. To do. Therefore, the lattice matching with the group III nitride layer is easily maintained as described above, and a higher quality group III nitride substrate can be realized. Then, as described in Table 1, when the manufacturing method of the present embodiment is used, the Mg concentration gradually changes so that the Mg concentration on the front surface 2 becomes lower than the Mg concentration on the back surface 3 as described above. The base material part 1 (GaN crystal) is obtained.
なお、ＩＩＩ族窒化物結晶（基材部１）におけるＭｇ濃度は、具体的には、ＲＡＭＯ４含有基板と反対側の面（表面２）において、５×１０１７［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］以下であることが好ましく、より好ましくは１×１０１７〜２×１０１７［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］である。また、ＲＡＭＯ４含有基板側の面（裏面３）において、５×１０１７［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］超であることが好ましく、より好ましくは８×１０１７〜１×１０１８［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］である。また、ＩＩＩ族窒化物結晶（基材部１）の厚さ方向の中央におけるＭｇ濃度は、４×１０１７〜５×１０１７［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］であることが好ましい。ここで、ＩＩＩ族窒化物結晶のＭｇ濃度は、二次イオン質量法（ＳＩＭＳ）により測定される値である。ここで、ＩＩＩ族窒化物結晶の厚さ方向におけるＭｇ濃度は、ＩＩＩ族窒化物結晶の表面２及び裏面３と直交する方向に切断して厚さ方向の断面を形成し、当該断面における厚さ方向の中央部を二次イオン質量法で測定することで得られる。また、ＩＩＩ族窒化物結晶の表面と裏面におけるＭｇ濃度は、バッファ層５又はＩＩＩ族窒化物膜６の膜厚や、ＩＩＩ族窒化物結晶の成長時の温度や時間を調整することにより、上記範囲に調整することができる。具体的には、バッファ層５又はＩＩＩ族窒化物膜６の膜厚を薄くすることでＭｇ濃度を増加させることができ、それに伴い表裏面の濃度差を拡大させることができる。一方、バッファ層５又はＩＩＩ族窒化物膜６の膜厚を厚くすることでＭｇ濃度を減少させることができ、それに伴い表裏面の濃度差を縮小させることができる。また、ＩＩＩ族窒化物結晶の成長時の温度を上げる又は成長時間を長くすることでＭｇ濃度を増加させることができ、ＩＩＩ族窒化物結晶の成長時の温度を下げる又は成長時間を短くすることでＭｇ濃度を減少させることができる。 The Mg concentration in the group III nitride crystal (base material portion 1) is specifically 5 × 10 17 [atoms / cm 3 ] or less on the surface (surface 2) opposite to the RAMO 4 -containing substrate. It is preferable that it is 1 × 10 17 to 2 × 10 17 [atoms / cm 3 ]. Further, in RAMO 4 containing substrate-side surface (back surface 3) is preferably from 5 × 10 17 [atoms / cm 3] , more preferably above 8 × 10 17 ~1 × 10 18 [atoms / cm 3] It is. Further, Mg concentration in the middle of the thickness direction of the group III nitride crystal (base unit 1) is preferably 4 × 10 17 ~5 × 10 17 [atoms / cm 3]. Here, the Mg concentration of the group III nitride crystal is a value measured by a secondary ion mass method (SIMS). Here, the Mg concentration in the thickness direction of the group III nitride crystal is cut in a direction perpendicular to the front surface 2 and the back surface 3 of the group III nitride crystal to form a cross section in the thickness direction. It is obtained by measuring the central part of the direction by the secondary ion mass method. Further, the Mg concentration on the front and back surfaces of the group III nitride crystal is adjusted by adjusting the film thickness of the buffer layer 5 or the group III nitride film 6 and the temperature and time during the growth of the group III nitride crystal. Can be adjusted to the range. Specifically, the Mg concentration can be increased by reducing the thickness of the buffer layer 5 or the group III nitride film 6, and the concentration difference between the front and back surfaces can be increased accordingly. On the other hand, by increasing the thickness of the buffer layer 5 or the group III nitride film 6, the Mg concentration can be reduced, and the concentration difference between the front and back surfaces can be reduced accordingly. Also, the Mg concentration can be increased by increasing the temperature during the growth of the group III nitride crystal or by increasing the growth time, and the temperature during the growth of the group III nitride crystal can be decreased or the growth time can be shortened. The Mg concentration can be reduced.
なお、上記の実施形態におけるＧａＮ結晶形成の際に、ＮａやＧａと共に微量添加物を添加すると、得られるＧａＮ結晶の電気伝導性やバンドギャップを調整することが可能となる。また、添加物によっては、ＧａＮ結晶の成長を促進したり、坩堝などへの結晶析出を抑制したりすることが可能である。微量添加物の例には、ボロン（Ｂ）、タリウム（Ｔｌ）、カルシウム（Ｃａ）、カルシウム（Ｃａ）を含む化合物、珪素（Ｓｉ）、硫黄（Ｓ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、炭素（Ｃ）、酸素（Ｏ）、アルミニウム（Ａｌ）、インジウム（Ｉｎ）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化珪素（Ｓｉ３Ｎ４）、酸化珪素（ＳｉＯ２）、酸化インジウム（Ｉｎ２Ｏ３）、亜鉛（Ｚｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）、およびゲルマニウム（Ｇｅ）等が含まれる。これらの微量添加物は、１種類のみ添加してもよく、２種以上を添加してもよい。 In addition, when forming a GaN crystal in the above-described embodiment, if a trace amount additive is added together with Na or Ga, it becomes possible to adjust the electrical conductivity and band gap of the obtained GaN crystal. In addition, depending on the additive, it is possible to promote the growth of GaN crystals or to suppress crystal precipitation in a crucible or the like. Examples of trace additives include boron (B), thallium (Tl), calcium (Ca), compounds containing calcium (Ca), silicon (Si), sulfur (S), selenium (Se), tellurium (Te) , Carbon (C), oxygen (O), aluminum (Al), indium (In), alumina (Al 2 O 3 ), indium nitride (InN), silicon nitride (Si 3 N 4 ), silicon oxide (SiO 2 ) Indium oxide (In 2 O 3 ), zinc (Zn), magnesium (Mg), zinc oxide (ZnO), magnesium oxide (MgO), germanium (Ge), and the like are included. These trace additives may be added alone or in combination of two or more.
また、フラックスとしてＮａを用いる形態を説明したが、本開示はこれに限定されず、Ｎａ以外のアルカリ金属を用いてもよい。具体的には、Ｎａ、Ｌｉ、Ｋ、Ｒｂ、ＣｓおよびＦｒからなる群から選択される少なくとも１つを含み、例えば、ＮａとＬｉとの混合フラックスなどであってもよい。 Moreover, although the form which uses Na as a flux was demonstrated, this indication is not limited to this, You may use alkali metals other than Na. Specifically, it includes at least one selected from the group consisting of Na, Li, K, Rb, Cs, and Fr, and may be a mixed flux of Na and Li, for example.
（その他の実施の形態）
なお、上記では、ＩＩＩ族窒化物結晶（ＧａＮ結晶）の成長にＮａフラックス法を用いる形態を説明したが、本開示はこれに限定されず、ＨＶＰＥ法やＯＶＰＥ法などの気相成長法を用いてもよい。気相成長法を用いる場合、ＮＨ３など窒素元素を含む気体とＧａＣｌやＧａ２ＯなどＩＩＩ族化合物を含む気体を原料ガスとして用い、バッファ層５の形成時よりも高温の１０００℃以上１４００℃以下でＩＩＩ族窒化物結晶を成長させることができる。気相成長法を用いた場合にも、フラックス法の場合と同様に高温で結晶成長が行われるため、ＲＡＭｇＯ４含有基板からのＭｇの拡散により、ＧａＮ結晶中にＭｇが添加される。またこのとき、得られるＧａＮ結晶において、ＲＡＭｇＯ４含有基板に近い側、すなわち裏面側ではＭｇ濃度が高くなり、ＲＡＭｇＯ４含有基板から遠い側、すなわち表面側では、裏面側よりＭｇ濃度が低くなる。
(Other embodiments)
In the above description, the Na flux method is used for the growth of the group III nitride crystal (GaN crystal). However, the present disclosure is not limited to this, and a vapor phase growth method such as the HVPE method or the OVPE method is used. May be. When the vapor phase growth method is used, a gas containing a nitrogen element such as NH 3 and a gas containing a group III compound such as GaCl or Ga 2 O are used as source gases, and the temperature is 1000 ° C. or higher and 1400 ° C. higher than that at the time of forming the buffer layer 5. Group III nitride crystals can be grown in the following. Even when the vapor phase growth method is used, crystal growth is performed at a high temperature as in the case of the flux method. Therefore, Mg is added into the GaN crystal by diffusion of Mg from the RAMgO 4 -containing substrate. At this time, in the GaN crystal obtained, the side close to RAMgO 4 containing substrate, i.e. the higher the Mg concentration in the rear side, remote from RAMgO 4 containing substrate, in other words the surface side, the Mg concentration than the back side becomes lower.
また、上記では、ＲＡＭｇＯ４含有基板に、ＳｃＡｌＭｇＯ４基板を含む形態を説明したが、本開示は、これに限定されない。ＲＡＭｇＯ４含有基板が含む基板は、一般式ＲＡＭｇＯ４で表されるほぼ単一結晶材料から構成される基板であればよい。ここで、一般式において、Ｒは、Ｓｃ、Ｉｎ、Ｙ、およびランタノイド系元素（原子番号６７−７１）から選択される一つまたは複数の三価の元素を表し、Ａは、Ｆｅ（ＩＩＩ）、Ｇａ、およびＡｌから選択される一つまたは複数の三価の元素を表す。なお、ほぼ単一結晶材料とは、ＲＡＭｇＯ４で表される構造が９０ａｔ％以上含まれ、かつ、任意の結晶軸に注目したとき、エピタキシャル成長面のどの部分においてもその向きが同一であるような結晶質固体をいう。ただし、局所的に結晶軸の向きが変わっているものや、局所的な格子欠陥が含まれるものも、単結晶として扱う。なお、Ｍｇはマグネシウムであり、Ｏは酸素である。また、上記の通り、ＲはＳｃ、ＡはＡｌとするのが特に好ましい。 In the above description, the RAMgO 4 -containing substrate includes the ScAlMgO 4 substrate. However, the present disclosure is not limited to this. The substrate included in the RAMgO 4 -containing substrate may be a substrate composed of a substantially single crystal material represented by the general formula RAMgO 4 . Here, in the general formula, R represents one or more trivalent elements selected from Sc, In, Y, and a lanthanoid element (atomic number 67-71), and A represents Fe (III) Represents one or more trivalent elements selected from, Ga, and Al. Note that the substantially single crystal material includes a structure represented by RAMgO 4 of 90 at% or more, and when attention is paid to an arbitrary crystal axis, the direction is the same in any part of the epitaxial growth surface. A crystalline solid. However, those in which the orientation of the crystal axis is locally changed and those containing local lattice defects are also treated as single crystals. Note that Mg is magnesium and O is oxygen. Further, as described above, it is particularly preferable that R is Sc and A is Al.
さらに上記では、ＩＩＩ族窒化物としてＧａＮの結晶を作製する形態について説明したが、本開示はこれに限定されない。本開示のＩＩＩ族窒化物は、ＩＩＩ族元素（Ａｌ、Ｇａ、またはＩｎ）および窒素を含む２元、３元、または４元の化合物とすることができ、例えば、一般式Ａｌ１−ｘ−ｙＧａｙＩｎｘＮ（式中、ｘおよびｙは０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦１−ｘ−ｙ≦１を満たす）で表される化合物とすることができる。また、ＩＩＩ族窒化物は、ｐ型またはｎ型の不純物を含んでいてもよい。なお、バッファ層５、ＩＩＩ族窒化物膜６についても、材料としてＧａＮを記載したが、上記に示した化合物とすることができる。 Further, in the above description, a mode of producing a GaN crystal as a group III nitride has been described, but the present disclosure is not limited to this. The Group III nitride of the present disclosure can be a binary, ternary, or quaternary compound containing a Group III element (Al, Ga, or In) and nitrogen, for example, the general formula Al 1-x- (wherein, x and y are 0 ≦ x ≦ 1,0 ≦ y ≦ 1,0 ≦ 1-x-y satisfy ≦ 1) y Ga y in x N may be a compound represented by. Further, the group III nitride may contain p-type or n-type impurities. Although the buffer layer 5 and the group III nitride film 6 are also described as GaN as materials, the compounds shown above can be used.
例えば、ＩＩＩ族元素（Ａｌ、Ｇａ、またはＩｎ）のうちの少なくとも一部をボロン（Ｂ）やタリウム（Ｔｌ）等で置換したものであってもよく、窒素（Ｎ）の少なくとも一部をリン（Ｐ）、砒素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）、ビスマス（Ｂｉ）等で置換したものであってもよい。また、ＩＩＩ族窒化物に添加するｐ形の不純物（アクセプター）としては、例えば、マグネシウム（Ｍｇ）や、或いはカルシウム（Ｃａ）等の公知のｐ形不純物を添加することができる。一方、ｎ形の不純物（ドナー）としては、例えば、シリコン（Ｓｉ）や、硫黄（Ｓ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、酸素（Ｏ）、或いはゲルマニウム（Ｇｅ）等の公知のｎ形不純物とすることができる。また、これらの不純物（アクセプター又はドナー）は、同時に２元素以上を添加してもよい。このようなＩＩＩ族窒化物の結晶は、上述と同様の方法で作製することができる。なお、上記した様々な形態は、適宜組み合わせることが可能であり、組み合わせることで、それぞれの効果を奏することが可能である。 For example, at least a part of group III elements (Al, Ga, or In) may be substituted with boron (B), thallium (Tl), or the like, and at least a part of nitrogen (N) may be phosphorus. It may be substituted with (P), arsenic (As), antimony (Sb), bismuth (Bi), or the like. Moreover, as a p-type impurity (acceptor) added to the group III nitride, for example, a known p-type impurity such as magnesium (Mg) or calcium (Ca) can be added. On the other hand, as an n-type impurity (donor), for example, known n such as silicon (Si), sulfur (S), selenium (Se), tellurium (Te), oxygen (O), or germanium (Ge). It can be a shape impurity. Moreover, two or more elements may be added simultaneously to these impurities (acceptor or donor). Such a group III nitride crystal can be produced by the same method as described above. Note that the various forms described above can be combined as appropriate, and by combining them, the respective effects can be achieved.
本開示に係る製造方法を利用することで、高品質なＩＩＩ族窒化物結晶を得ることができ、例えば発光ムラや、輝度低下の少ないＬＥＤ素子等を得ることが可能となる。 By using the manufacturing method according to the present disclosure, a high-quality group III nitride crystal can be obtained. For example, it is possible to obtain an LED element or the like with less light emission unevenness and lower luminance.
１ 基材部（ＩＩＩ族窒化物）
２ 表面
３ 裏面
４ ＲＡＭｇＯ４基板（ＳｃＡｌＭｇＯ４基板）
５ バッファ層
６ ＩＩＩ族窒化物膜
１０ ＩＩＩ族窒化物基板
１１ ＲＡＭｇＯ４含有基板（ＳｃＡｌＭｇＯ４含有基板）
１２ 混合液
１０２ 坩堝
１０３ 反応室
１１０ ヒータ
１１３ 窒素ガス供給ライン
１１４ 基板保持機構
1 Substrate (Group III nitride)
2 Front 3 Back 4 RAMgO 4 substrate (ScAlMgO 4 substrate)
5 Buffer Layer 6 Group III Nitride Film 10 Group III Nitride Substrate 11 RAMgO 4 Containing Substrate (ScAlMgO 4 Containing Substrate)
12 liquid mixture 102 crucible 103 reaction chamber 110 heater 113 nitrogen gas supply line 114 substrate holding mechanism
Claims (14)
前記基材部の前記表面と前記裏面とのＭｇ濃度が異なる、ＩＩＩ族窒化物基板。 A base portion of a group III nitride having a front surface and a back surface;
A group III nitride substrate in which the Mg concentration is different between the front surface and the back surface of the base material portion.
前記基材部の表面のＭｇ濃度が、前記裏面のＭｇ濃度よりも低い、請求項１に記載のＩＩＩ族窒化物基板。 The surface of the base material portion is a surface for growing a group III nitride crystal thereon;
The group III nitride substrate according to claim 1, wherein the Mg concentration on the surface of the base material portion is lower than the Mg concentration on the back surface.
前記基材部の裏面のＭｇ濃度は、５×１０１７［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］超である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物基板。 Mg concentration of the surface of the base material portion is 5 × 10 17 [atoms / cm 3 ] or less,
Mg concentration of the back surface of the substrate unit, 5 × a 10 17 [atoms / cm 3] greater, III-nitride substrate according to any one of claims 1 to 3.
前記基材部の裏面のＭｇ濃度は、８×１０１７〜１×１０１８［ａｔｏｍｓ／ｃｍ３］である、請求項４に記載のＩＩＩ族窒化物基板。 Mg concentration of the surface of the base material portion is 1 × 10 17 to 2 × 10 17 [atoms / cm 3 ],
The group III nitride substrate according to claim 4, wherein the Mg concentration on the back surface of the base material portion is 8 × 10 17 to 1 × 10 18 [atoms / cm 3 ].
前記ＲＡＭｇＯ４基板上にＭｇを含有するＩＩＩ族窒化物結晶を成長させる工程と、を含む、ＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法。 A single crystal represented by the general formula RAMgO 4 (in the general formula, R represents one or more trivalent elements selected from the group consisting of Sc, In, Y, and lanthanoid elements; Preparing a RAMgO 4 substrate consisting of one or more trivalent elements selected from the group consisting of Fe, (III), Ga, and Al;
Growing a group III nitride crystal containing Mg on the RAMgO 4 substrate.
前記ＩＩＩ族窒化物結晶を成長させる工程は、前記バッファ層上に前記第１温度よりも高温の第２温度で、ＩＩＩ族窒化物を成長させる工程である、請求項１１に記載のＩＩＩ族窒化物結晶の製造方法。 Forming a buffer layer on the RAMgO 4 substrate at a first temperature;
The group III nitride according to claim 11, wherein the step of growing the group III nitride crystal is a step of growing a group III nitride on the buffer layer at a second temperature higher than the first temperature. Method for producing physical crystals.
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201710056925.1A CN107230737B (en) | 2016-03-25 | 2017-01-25 | Group III-nitride substrate and the manufacturing method of group III-nitride crystallization |
| US15/429,167 US11248310B2 (en) | 2016-03-25 | 2017-02-10 | Group III nitride substrate and method for producing group III nitride crystal |
| US17/563,853 US20220119984A1 (en) | 2016-03-25 | 2021-12-28 | Group iii nitride substrate and method for producing group iii nitride crystal |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016061042 | 2016-03-25 | ||
| JP2016061042 | 2016-03-25 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017178765A true JP2017178765A (en) | 2017-10-05 |
| JP6268505B2 JP6268505B2 (en) | 2018-01-31 |
Family
ID=
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019151519A (en) * | 2018-03-02 | 2019-09-12 | 国立大学法人大阪大学 | Method for manufacturing group iii nitride crystal |
| CN111560648A (en) * | 2019-02-14 | 2020-08-21 | 松下知识产权经营株式会社 | ScAlMgO4Single crystal substrate and method for producing same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010235318A (en) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Ngk Insulators Ltd | Epitaxial substrate, semiconductor element structure, and production method of the epitaxial substrate |
| JP2015178448A (en) * | 2014-02-28 | 2015-10-08 | 国立大学法人東北大学 | Method for manufacturing single crystal substrate and method for manufacturing laser device |
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010235318A (en) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Ngk Insulators Ltd | Epitaxial substrate, semiconductor element structure, and production method of the epitaxial substrate |
| JP2015178448A (en) * | 2014-02-28 | 2015-10-08 | 国立大学法人東北大学 | Method for manufacturing single crystal substrate and method for manufacturing laser device |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019151519A (en) * | 2018-03-02 | 2019-09-12 | 国立大学法人大阪大学 | Method for manufacturing group iii nitride crystal |
| JP7072769B2 (en) | 2018-03-02 | 2022-05-23 | 国立大学法人大阪大学 | Method for Producing Group III Nitride Crystal |
| CN111560648A (en) * | 2019-02-14 | 2020-08-21 | 松下知识产权经营株式会社 | ScAlMgO4Single crystal substrate and method for producing same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5251893B2 (en) | Method for producing conductive group III nitride crystal and method for producing conductive group III nitride substrate | |
| US8092596B2 (en) | Bulk GaN and AlGaN single crystals | |
| US6656285B1 (en) | Reactor for extended duration growth of gallium containing single crystals | |
| CN103765559B (en) | SiC epitaxial wafer and manufacture method thereof | |
| US20220119984A1 (en) | Group iii nitride substrate and method for producing group iii nitride crystal | |
| JP5125098B2 (en) | Manufacturing method of nitride semiconductor free-standing substrate | |
| CN104878449B (en) | β-Ga2O3Base monocrystal substrate | |
| US6844084B2 (en) | Spinel substrate and heteroepitaxial growth of III-V materials thereon | |
| TW201601341A (en) | [beta]-Ga2O3-based single crystal substrate | |
| JP6241831B2 (en) | Group III nitride crystal production method and RAMO4-containing substrate | |
| US20230399770A1 (en) | Group iii nitride crystal, group iii nitride semiconductor, group iii nitride substrate, and method for producing group iii nitride crystal | |
| JP7264343B2 (en) | Group III nitride crystal production method and seed substrate | |
| CN107002283A (en) | 13 race's element nitride crystal substrates and function element | |
| CN110219047B (en) | Method for producing group III nitride crystal | |
| JP6268505B2 (en) | Group III nitride substrate and group III nitride crystal manufacturing method | |
| JP2017178765A (en) | Group iii nitride substrate, and production method of group iii nitride crystal | |
| JP5640427B2 (en) | Group III nitride semiconductor crystal manufacturing method | |
| JP2011213557A (en) | Method for producing conductive group iii nitride single crystal substrate | |
| CN101978102A (en) | Process for producing zno single crystal, self-supporting zno single-crystal wafer obtained by the same, self-supporting wafer of mg-containing zno mixed single crystal, and process for producing mg-containing zno mixed single crystal for use in the same | |
| WO2024009683A1 (en) | Method for producing group iii nitride crystals | |
| TWI778220B (en) | GaN crystal substrate |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170905 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20171013 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20171205 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20171212 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6268505 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |