JP5077985B2 - Method for forming nitride semiconductor layer - Google Patents
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Description
本発明は窒化物半導体層の形成方法に関し、特に無極性窒化物半導体層の形成方法の改善に関する。 The present invention relates to a method for forming a nitride semiconductor layer, and more particularly to an improvement in a method for forming a nonpolar nitride semiconductor layer.
ＩＩＩ族窒化物半導体は、直接遷移型半導体であって高い発光効率を有する材料である。したがって、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用した発光デバイスの研究開発が盛んに行われている。そのような発光デバイスの例として、紫外光から可視光までの波長領域内で発光し得る発光ダイオード（ＬＥＤ）および半導体レーザ素子（ＬＤ）が存在する。 The group III nitride semiconductor is a direct transition semiconductor and a material having high luminous efficiency. Therefore, research and development of light emitting devices using group III nitride semiconductors are actively conducted. Examples of such a light emitting device include a light emitting diode (LED) and a semiconductor laser element (LD) that can emit light in a wavelength region from ultraviolet light to visible light.
より具体的には、ＩＩＩ族窒化物半導体としては、ＢＮ、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮ、およびそれらの混晶であるＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどが含まれる。しかし、主に商品化されている発光デバイスは、結晶学的（０００１）面（いわゆるｃ面）に平行な主面を有するＧａＮ層（以下、ｃ面に平行な主面を有する層をｃ面層とも略称する）上に複数のＩＩＩ族窒化物半導体層を積層して作製されている。ここで、ＩＩＩ族窒化物半導体は、結晶構造として六方晶系のウルツ鉱構造を有し、分極性を有する材料である。 More specifically, the group III nitride semiconductor includes BN, AlN, GaN, InN, and mixed crystals such as AlGaN, InGaN, AlInN, AlGaInN, and the like. However, light-emitting devices that are mainly commercialized include a GaN layer having a principal plane parallel to the crystallographic (0001) plane (so-called c-plane) (hereinafter, a layer having a principal plane parallel to the c-plane is referred to as c-plane). A plurality of group III nitride semiconductor layers are stacked on the substrate). Here, the group III nitride semiconductor has a hexagonal wurtzite structure as a crystal structure and is a polarizable material.
図１は、ＩＩＩ族窒化物半導体の結晶構造の一例として、ＧａＮの結晶構造を模式的な斜視図で図解している。この図において、異種原子間を結ぶ実線は最近接のＧａ原子とＮ原子との結合を表している。他方、破線は、ＧａＮが有する六方晶構造の単位格子を表している。すなわち、結晶軸ａ１とａ２は互いに１２０度の角度をなし、ｃ軸はそれらの結晶軸ａ１とａ２に対して垂直の関係にある。 FIG. 1 is a schematic perspective view illustrating the crystal structure of GaN as an example of the crystal structure of a group III nitride semiconductor. In this figure, a solid line connecting different atoms represents the bond between the nearest Ga atom and N atom. On the other hand, the broken line represents a unit cell of hexagonal structure that GaN has. That is, the crystal axes a1 and a2 form an angle of 120 degrees with each other, and the c-axis is perpendicular to the crystal axes a1 and a2.
図１におけるＧａＮ結晶構造の図解から、ｃ軸方向に直交するｃ面に平行な原子面として、Ｇａ原子のみを含むＧａ原子面とＮ原子のみを含むＮ原子面とが交互に積層されていることがわかる。このような結晶構造において、Ｇａ原子とＮ原子が互いに異なる電気陰性度を有し、Ｇａ原子面はわずかにプラスに帯電し、Ｎ原子面はわずかにマイナスに帯電し、その結果としてｃ軸方向には自発分極が発生する。すなわち、ＧａＮ結晶はｃ軸方向に一軸異方性を有する分極性物質である。 From the illustration of the GaN crystal structure in FIG. 1, as atomic planes parallel to the c-plane orthogonal to the c-axis direction, Ga atomic planes containing only Ga atoms and N atomic planes containing only N atoms are alternately stacked. I understand that. In such a crystal structure, Ga atom and N atom have different electronegativity, Ga atom plane is slightly positively charged, N atom plane is slightly negatively charged, and as a result, c-axis direction Spontaneous polarization occurs. That is, the GaN crystal is a polarizable material having uniaxial anisotropy in the c-axis direction.
さらに、ＧａＮ結晶のｃ面上に異種半導体層を結晶成長させてヘテロ接合を形成した場合には、格子定数差に基づいてＧａＮ結晶に圧縮歪または引っ張り歪が生じ、ＧａＮ結晶内でｃ軸方向に圧電分極（ピエゾ分極）が発生する。たとえば、発光素子中の多重量子井戸（ＭＱＷ）発光層に含まれるｃ面に平行なＧａＮ障壁層上にＩｎＧａＮ量子井戸層を結晶成長させた場合、ＧａＮとＩｎＧａＮとの格子定数差に起因して歪応力が生じ、ｃ軸方向にピエゾ分極（圧電分極）が発生する。 Further, when a heterojunction is formed by growing a heterogeneous semiconductor layer on the c-plane of the GaN crystal, compressive strain or tensile strain is generated in the GaN crystal based on the difference in lattice constant, and the c-axis direction is generated in the GaN crystal. Piezoelectric polarization occurs. For example, when an InGaN quantum well layer is grown on a GaN barrier layer parallel to the c-plane included in a multiple quantum well (MQW) light-emitting layer in a light-emitting device, it is caused by a difference in lattice constant between GaN and InGaN. Strain stress occurs, and piezoelectric polarization (piezoelectric polarization) occurs in the c-axis direction.
したがって、障壁層と量子井戸層との界面には、ＧａＮ結晶とＩｎＧａＮ結晶との自発分極差により生じた固定電荷およびピエゾ分極により生じた固定電荷の双方が存在する。その結果、自発分極による内部電場に加えてピエゾ分極による内部電場が重畳されて、井戸層面に垂直なｃ軸方向に大きな分極電場が発生することになる。このような分極電場においては、ＩｎＧａＮ中のＩｎ組成比が大きくなるほど、自発分極に比べてピエゾ分極の影響が優勢になる。 Therefore, both the fixed charge generated by the spontaneous polarization difference between the GaN crystal and the InGaN crystal and the fixed charge generated by piezo polarization exist at the interface between the barrier layer and the quantum well layer. As a result, in addition to the internal electric field due to spontaneous polarization, the internal electric field due to piezo polarization is superimposed, and a large polarization electric field is generated in the c-axis direction perpendicular to the well layer surface. In such a polarization electric field, as the In composition ratio in InGaN increases, the influence of piezo polarization becomes more dominant than spontaneous polarization.
上述のような分極電場の影響によって、ｃ面に平行な発光層（ｃ面発光層）を含むＧａＮ系発光デバイスにおいては、発光効率の低下や、必要な注入電流の増大にともなう発光のピーク波長シフトなどの問題が生じる。これらの問題が生じるメカニズムとしては、分極電場に起因して量子井戸層中の電子と正孔の波動関数が空間的に分離されて発光確率が激減する量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）が考えられている。 In a GaN-based light-emitting device including a light-emitting layer (c-plane light-emitting layer) parallel to the c-plane due to the influence of the polarization electric field as described above, the peak wavelength of light emission accompanying a decrease in light emission efficiency or an increase in required injection current Problems such as shifting occur. As a mechanism that causes these problems, the quantum confined Stark effect (QCSE) is considered, in which the wave function of electrons and holes in the quantum well layer is spatially separated due to the polarization electric field and the emission probability is drastically reduced. Yes.
そこで、近年では、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用する発光デバイスのさらなる発光効率の向上のために、分極電場の影響を回避し得る無極性面に平行なＩＩＩ族窒化物半導体層（以下、無極性面に平行な層を無極性層とも略称する）を利用することが期待されている。たとえば、ＧａＮ結晶の極性面であるｃ面に直交する無極性面である（１１−２０）面（いわゆるａ面）または（１−１００）面（いわゆるｍ面）上に歪量子井戸層を形成し、それによって、極性面であるＧａＮのｃ面に起因する分極電場の影響を回避する方法が検討されている。すなわち、ＧａＮ結晶のａ面上またはｍ面上に結晶成長させられるＩＩＩ族窒化物半導体層（ａ面層またはｍ面層）においては、その厚さ方向に平行な成長軸方向とｃ軸とが垂直になるので、その成長軸方向（厚さ方向）には分極電場が発生しない。 Therefore, in recent years, a group III nitride semiconductor layer (hereinafter referred to as a nonpolar group) parallel to a nonpolar plane capable of avoiding the influence of a polarization electric field, in order to further improve the light emission efficiency of a light emitting device using a group III nitride semiconductor. It is expected that a layer parallel to the surface is also referred to as a nonpolar layer). For example, a strained quantum well layer is formed on a (11-20) plane (so-called a-plane) or a (1-100) plane (so-called m-plane) which is a nonpolar plane orthogonal to the c-plane which is the polar plane of the GaN crystal. Therefore, a method for avoiding the influence of the polarization electric field caused by the c-plane of GaN, which is a polar plane, has been studied. That is, in a group III nitride semiconductor layer (a-plane layer or m-plane layer) grown on the a-plane or m-plane of the GaN crystal, the growth axis direction parallel to the thickness direction and the c-axis are Since it becomes perpendicular, no polarization electric field is generated in the growth axis direction (thickness direction).
Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８１，（２００２），ｐｐ．４６９−４７１および特表２００５−５２２８８９号公報は、（１−１０２）面（いわゆるｒ面）に平行な主面を有するサファイア基板（以下、ｒ面サファイア基板とも称す）上に平滑な表面を有するａ面ＧａＮ層を結晶成長させる方法を開示している。その方法では、ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）によって、ｒ面サファイア基板上に比較的低温でＧａＮバッファ層（低温バッファ層）を形成した後に、高温でａ面ＧａＮ層を成長させる。その際に、低温ＧａＮバッファ層の成長温度は４００℃〜９００℃の範囲内であり、その厚さは１〜１００ｎｍの範囲内である。
しかしながら、特許文献１または非特許文献１の方法によって高品質のａ面窒化物半導体層を形成するためには、低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要がある。より具体的には、低温バッファ層の最適な成長条件の範囲は非常に狭く、その成長温度に関して許容される変動範囲は±１０℃以内であって、最適な層厚に関して許容される変動範囲は±５ｎｍ以内である。したがって、そのような低温バッファ層は、再現性および生産性の観点から問題がある。 However, in order to form a high-quality a-plane nitride semiconductor layer by the method of Patent Document 1 or Non-Patent Document 1, it is necessary to strictly manage the growth conditions of the low-temperature buffer layer. More specifically, the range of optimum growth conditions for the low-temperature buffer layer is very narrow, the allowable variation range for the growth temperature is within ± 10 ° C., and the allowable variation range for the optimum layer thickness is Within ± 5 nm. Therefore, such a low temperature buffer layer has a problem from the viewpoint of reproducibility and productivity.
上述のような先行技術の状況に鑑み、本発明は、サファイア基板と窒化物半導体層との間に低温バッファ層を介在させることなく、平坦で高品質の無極性窒化物半導体層を得ることを目的としている。 In view of the state of the prior art as described above, the present invention provides a flat and high-quality nonpolar nitride semiconductor layer without interposing a low-temperature buffer layer between the sapphire substrate and the nitride semiconductor layer. It is aimed.
本発明によるＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法を用いた窒化物系半導体層の形成方法では、サファイア基板の一主面を窒化処理して、その窒化処理された基板面上に窒化物半導体層を結晶成長させる場合に、サファイア基板の主面は（１−１０２）面に平行であり、Ｈ ２ ガス雰囲気中においてサファイア基板の表面を熱クリーニングし、サファイア基板の窒化処理はＮＨ ３ ガスの供給を開始して１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において１分以上３０分以下の処理時間で行われ、窒化物半導体層は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴としている。 In the method for forming a nitride-based semiconductor layer using the MOVPE (metal organic vapor phase epitaxy) method according to the present invention, one main surface of the sapphire substrate is nitrided, and the nitride semiconductor layer is formed on the nitrided substrate surface. when the then crystallized, the main surface of the sapphire substrate is parallel to the (1-102) plane, thermally clean the surface of the sapphire substrate in in H 2 gas atmosphere, nitriding a sapphire substrate of the NH 3 gas The nitride semiconductor layer is a GaN layer parallel to the (11-20) plane, which is supplied at a temperature in the range of 1100 ° C. to 1200 ° C. for a processing time of 1 minute to 30 minutes. It is said.
なお、ＭＯＰＶＰＥ（有機金属気相成長）法において、ＧａＮ層の堆積時に反応室内に導入されるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は１５２〜７３６の範囲内にあることが好ましい。 In the MOPVPE ( metal organic vapor phase epitaxy ) method, the volume ratio of ammonia gas to trimethylgallium gas introduced into the reaction chamber during the deposition of the GaN layer is preferably in the range of 152 to 736.
サファイア基板の窒化処理は、実質的に約１１５０℃において１分以上３０分以下の処理時間で行われることが好ましい。また、その窒化処理は、１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において実質的に約１０分の処理時間で行われてもよい。 The nitriding treatment of the sapphire substrate is preferably performed at a processing time of about 1 minute to 30 minutes substantially at about 1150 ° C. The nitriding treatment may be performed at a temperature within a range of 1100 ° C. to 1200 ° C. for a processing time of substantially about 10 minutes.
以上のような本発明によれば、良質の窒化物半導体層を結晶成長させるために、低温バッファ層が不要であり、窒化物半導体層の高温における成長条件を管理するだけでよい。より具体的には、サファイア基板の表面を窒化処理することによって高品質の窒化物半導体層を結晶成長させることができる。 According to the present invention as described above, a low-temperature buffer layer is not required for crystal growth of a high-quality nitride semiconductor layer, and it is only necessary to manage the growth conditions of the nitride semiconductor layer at a high temperature. More specifically, a high quality nitride semiconductor layer can be crystal-grown by nitriding the surface of the sapphire substrate.
以下においては、本発明を実施するための種々の形態に関する種々の条件についてより詳細に説明する。 In the following, various conditions relating to various modes for carrying out the present invention will be described in more detail.
（無極性のＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法）
まず、本発明の一実施形態による無極性のＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法について説明する。より具体的には、常圧ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法によって、ｒ面サファイア基板上に無極性のａ面ＧａＮ層を形成する方法について説明する。なお、本発明におけるａ面ＧａＮ層とは、とくに断らない限りｒ面サファイア基板上に成長させたａ面ＧａＮ層を意味する。なお、ＧａＮ層を成長させるためには、周知のように、Ｖ族元素原料ガスとしてのＮＨ3（アンモニア）、ＩＩＩ族元素原料ガスとしてのＴＭＧａ（トリメチルガリウム）、およびキャリアガスとしてのＨ2ガスとＮ2ガスが用いられ得る。
(Method for forming nonpolar group III nitride semiconductor layer)
First, a method for forming a nonpolar group III nitride semiconductor layer according to an embodiment of the present invention will be described. More specifically, a method for forming a nonpolar a-plane GaN layer on an r-plane sapphire substrate by atmospheric pressure MOVPE (metal organic vapor phase epitaxy) will be described. The a-plane GaN layer in the present invention means an a-plane GaN layer grown on an r-plane sapphire substrate unless otherwise specified. In order to grow the GaN layer, as is well known, NH 3 (ammonia) as a group V element source gas, TMGa (trimethylgallium) as a group III element source gas, and H 2 gas as a carrier gas are known. And N 2 gas may be used.
図２は、サファイア基板の単位格子を模式的な斜視図で図解している。この図中でハッチングが施された面が、サファイア結晶のｒ面を表している。このｒ面に平行な主面を有するｒ面サファイア基板上に、本発明にしたがってＧａＮ層を結晶成長させれば、無極性のａ面ＧａＮ層を成長させることができる。 FIG. 2 illustrates a unit cell of a sapphire substrate in a schematic perspective view. In this figure, the hatched surface represents the r-plane of the sapphire crystal. If a GaN layer is crystal-grown according to the present invention on an r-plane sapphire substrate having a principal plane parallel to the r-plane, a nonpolar a-plane GaN layer can be grown.
図３の模式的斜視図においては、ｒ面サファイア基板１０２上に成長するａ面ＧａＮ層１０１の結晶軸方向［０００１］GaN、［１−１００］GaN、および［１１−２０］GaNとそのサファイア基板の結晶軸方向［０００１］Sapphireとの関係が図解されている。ｒ面サファイア基板の主面に関する面加工精度は、ｒ面に対するずれ角が±２°以下の範囲内であることが望まれる。 In the schematic perspective view of FIG. 3, the crystal axis directions [0001] GaN , [1-100] GaN , and [11-20] GaN of the a-plane GaN layer 101 grown on the r-plane sapphire substrate 102 and sapphire thereof. The relationship with the crystal axis direction [0001] Sapphire of the substrate is illustrated. As for the surface processing accuracy regarding the main surface of the r-plane sapphire substrate, the deviation angle with respect to the r-plane is desirably within a range of ± 2 ° or less.
図４の模式的グラフは、本発明においてＭＯＶＰＥ法によってａ面ＧａＮ層を結晶成長させる温度プロファイルの一例を示している。すなわち、このグラフの横軸は成長時間を表し、縦軸は成長温度を表している。このグラフの下部において横軸に沿って挿入されているタイミングチャートは、原料ガスであるＴＭＧａとＮＨ3およびキャリアガスであるＨ2ガスをそれぞれ供給するタイミングを示している。すなわち、それらのタイミングチャートの高レベルはガスの供給を表し、低レベルはガスの供給の停止を表している。なお、図４においてはキャリアガスに含まれ得るＮ2ガスの供給に関するタイミングチャートが示されていないが、キャリアガスはＧａＮ層成長過程のいずれの時点においてＮ2ガスを含んでいてもよい。 The schematic graph of FIG. 4 shows an example of a temperature profile for crystal growth of an a-plane GaN layer by the MOVPE method in the present invention. That is, the horizontal axis of this graph represents the growth time, and the vertical axis represents the growth temperature. The timing chart inserted along the horizontal axis at the bottom of the graph shows the timing of supplying the source gases TMGa and NH 3 and the carrier gas H 2 gas. That is, the high level in these timing charts represents gas supply, and the low level represents gas supply stoppage. Although not shown the timing chart for the supply of N 2 gas that may be included in the carrier gas in FIG. 4, the carrier gas may comprise N 2 gas at any point in the GaN layer growth process.
ａ面ＧａＮ層を結晶成長させる具体的例示として、図４に示されているように、まずＭＯＶＰＥ反応室内において基板温度を室温から１１５０℃まで昇温させる。基板温度が１１５０℃に安定した後に反応室内へＨ2ガスの供給を開始して、Ｈ2ガス雰囲気中においてサファイア基板の表面を１０分間で熱クリーニングする。次に、ＮＨ3ガスの供給を開始して、サファイア基板の表面を窒化処理する。この窒化処理中において、例えば基板温度は１１５０℃、処理時間は１０分間、そしてＮＨ3ガスの供給量は１分間に５Ｌであることが好ましい。 As a specific example of crystal growth of the a-plane GaN layer, as shown in FIG. 4, first, the substrate temperature is raised from room temperature to 1150 ° C. in the MOVPE reaction chamber. After the substrate temperature is stabilized at 1150 ° C., supply of H 2 gas is started into the reaction chamber, and the surface of the sapphire substrate is thermally cleaned for 10 minutes in an H 2 gas atmosphere. Next, the supply of NH 3 gas is started, and the surface of the sapphire substrate is nitrided. During this nitriding treatment, for example, the substrate temperature is preferably 1150 ° C., the treatment time is 10 minutes, and the supply amount of NH 3 gas is preferably 5 L per minute.
サファイア基板の窒化処理の終了後に、ＴＭＧａの供給を開始して、所望の厚さのａ面ＧａＮ層を結晶成長させる。この結晶成長時において、例えば基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａの供給量は毎分２５０マイクロモル（μｍｏｌ）、ＮＨ3ガスの供給量は１分間に０．８５Ｌ、そしてＶ族元素／ＩＩＩ族元素（以下、Ｖ／ＩＩＩと略称する）の供給モル比は１５２であることが好ましい。ａ面ＧａＮ層の成長が終了すれば、ＴＭＧａと水素ガスの供給を停止して、Ｎ2ガスとＮＨ3ガスの混合雰囲気中で基板温度の降下を開始させる。基板温度が５００℃まで下がった時点でＮＨ3の供給を停止し、Ｎ2ガス雰囲気中で基板を室温まで降温させる。 After the nitriding treatment of the sapphire substrate is completed, supply of TMGa is started to grow an a-plane GaN layer having a desired thickness. During this crystal growth, for example, the substrate temperature is 1150 ° C., the supply amount of TMGa is 250 micromol (μmol) per minute, the supply amount of NH 3 gas is 0.85 L per minute, and the group V element / group III element ( Hereinafter, the supply molar ratio of V / III) is preferably 152. When the growth of the a-plane GaN layer is completed, the supply of TMGa and hydrogen gas is stopped, and the substrate temperature starts to drop in a mixed atmosphere of N 2 gas and NH 3 gas. When the substrate temperature drops to 500 ° C., the supply of NH 3 is stopped, and the substrate is cooled to room temperature in an N 2 gas atmosphere.
（窒化物半導体層の特性）
上述のように窒化処理されたサファイア基板上に直接結晶成長した窒化物半導体層（以下、ダイレクト窒化物半導体層とも称す）の表面は、きわめて平坦でありかつ鏡面であり得る。より具体的には、ダイレクト窒化物半導体層の光学顕微鏡による観察からその表面の優れた平坦性を確認することができ、その表面にはピットおよびクラックの発生がみられない。さらに、その表面の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による自乗平均粗さ（Ｒｍｓ）は縦１０μｍで横１０μｍの測定領域において５ｎｍ以下であり得て、原子レベルでも極めて平坦な表面の得られることが確認され得る。
(Characteristics of nitride semiconductor layer)
The surface of the nitride semiconductor layer (hereinafter also referred to as the direct nitride semiconductor layer) directly grown on the sapphire substrate nitrided as described above can be extremely flat and mirror-like. More specifically, excellent flatness of the surface can be confirmed from observation of the direct nitride semiconductor layer with an optical microscope, and generation of pits and cracks is not observed on the surface. Furthermore, the root mean square roughness (Rms) by the atomic force microscope (AFM) on the surface can be 5 nm or less in the measurement region of 10 μm in length and 10 μm in width, and it is confirmed that an extremely flat surface can be obtained even at the atomic level. Can be done.
得られる窒化物半導体層の結晶性の評価では、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による解析においてａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅が、例えば６８１ａｒｃｓｅｃ程度に小さくなり得る。もちろん、Ｘ線回折ピークの半値全幅が小さいほど、結晶性が良好であることを表している。なお、このＸ線測定の際のＸ線入射方向は、ａ面ＧａＮ層の＜１−１００＞方向（いわゆるｍ軸方向）に平行である。 In the evaluation of the crystallinity of the obtained nitride semiconductor layer, the full width at half maximum of the rocking curve related to the (11-20) plane reflection of the a-plane GaN layer in the analysis by X-ray diffraction (XRD) can be as small as, for example, 681 arcsec. Of course, the smaller the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak, the better the crystallinity. Note that the X-ray incident direction in the X-ray measurement is parallel to the <1-100> direction (so-called m-axis direction) of the a-plane GaN layer.
また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による断面観察の結果では、サファイア基板とダイレクト窒化物半導体層との界面には多数の小さな空隙が存在していることを認識することができる。 Further, as a result of cross-sectional observation with a scanning electron microscope (SEM), it can be recognized that there are many small voids at the interface between the sapphire substrate and the direct nitride semiconductor layer.
（窒化物半導体層の成長の初期過程）
次に、サファイア基板上におけるＧａＮ層の結晶成長の初期過程について説明する。より具体的には、異なる面方位の主面を有する２種類のサファイア基板を用いて、それらの基板面方位とＧａＮ層の成長初期過程との関係を調査した結果について詳細に説明する。この調査において用いられた２種類の基板は、ｃ面サファイア基板とｒ面サファイア基板である。
(Initial process of growth of nitride semiconductor layer)
Next, an initial process of crystal growth of the GaN layer on the sapphire substrate will be described. More specifically, the results of investigating the relationship between the substrate surface orientation and the initial growth process of the GaN layer using two types of sapphire substrates having main surfaces with different surface orientations will be described in detail. The two types of substrates used in this investigation are a c-plane sapphire substrate and an r-plane sapphire substrate.
なお、この場合にサファイア基板上にＧａＮ層を成長させるＭＯＶＰＥにおける成長温度プロファイルとガス供給のタイミングは、図４に示された条件と同じである。すなわち、ｃ面サファイア基板とｒ面サファイア基板のいずれもが窒化処理される。しかし、ガスの供給量に関しては、ｃ面サファイア基板上にＧａＮ層を成長させる場合に最適な条件が採用される。より具体的には、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ3供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ2ガスとＮ2ガスである。上述の条件においてｃ面サファイア基板およびｒ面サファイア基板上にそれぞれ厚さ２０ｎｍのＧａＮ層を成長させ、両サファイア基板上に生じるＧａＮ層の成長初期過程が比較された。 In this case, the growth temperature profile and gas supply timing in MOVPE for growing a GaN layer on the sapphire substrate are the same as the conditions shown in FIG. That is, both the c-plane sapphire substrate and the r-plane sapphire substrate are nitrided. However, regarding the gas supply amount, the optimum conditions are employed when a GaN layer is grown on the c-plane sapphire substrate. More specifically, the TMGa supply rate is 88 μmol / min, the NH 3 supply rate is 5 L / min, the V / III molar ratio is 2500, and the carrier gas is H 2 gas and N 2 gas. Under the above-mentioned conditions, a GaN layer having a thickness of 20 nm was grown on each of the c-plane sapphire substrate and the r-plane sapphire substrate, and the initial growth processes of the GaN layers generated on both sapphire substrates were compared.
図６は、このような比較の一例におけるＡＦＭ像を示している。すなわち、図６（ａ）と図６（ｂ）は、それぞれｒ面サファイア基板上とｃ面サファイア基板上において厚さ２０ｎｍに成長したＧａＮ層の表面のＡＦＭ像を示している。図６（ａ）から、ｒ面サファイア基板上には高密度かつ均一なＧａＮ結晶成長核の生じることがわかる。他方、図６（ｂ）からわかるように、ｃ面サファイア基板上においては、結晶成長核の発生密度が小さく、結晶成長核のサイズも不均一である。すなわち、サファイア基板面の方位が異なれば、ＧａＮ層の結晶成長初期過程に違いの生じることがわかる。 FIG. 6 shows an AFM image in an example of such comparison. That is, FIG. 6A and FIG. 6B show AFM images of the surface of the GaN layer grown to a thickness of 20 nm on the r-plane sapphire substrate and the c-plane sapphire substrate, respectively. FIG. 6A shows that high-density and uniform GaN crystal growth nuclei are generated on the r-plane sapphire substrate. On the other hand, as can be seen from FIG. 6B, on the c-plane sapphire substrate, the generation density of crystal growth nuclei is small and the size of the crystal growth nuclei is not uniform. That is, it can be seen that if the orientation of the sapphire substrate surface is different, a difference occurs in the initial crystal growth process of the GaN layer.
さらに、ｒ面サファイア基板上とｃ面サファイア基板上において十分に厚く成長させたＧａＮ層の表面状態が比較された。すなわち、この場合のＧａＮ層の厚さは１０μｍに増大されている。この比較において、ｒ面サファイア基板上のＧａＮ層は、平坦かつ鏡面である良好な表面を有し得る（このような平坦な鏡面は、光学顕微鏡においてノーコントラストの面として観察される）。すなわち、ｒ面サファイア基板上においては、バッファ層を介さずとも平坦かつ鏡面である表面を有するＧａＮ層を得ることができる。他方、ｃ面サファイア基板上のＧａＮ層においては、その表面に無数のピットの発生が観察され、白濁した外観の表面を呈する。サファイア基板面の方位の相違に依存するＧａＮ層の表面状態におけるこのような相違は、ＧａＮ層の結晶成長初期における結晶核生成の様相の違いに起因していると考えられる。 Furthermore, the surface states of the GaN layers grown sufficiently thick on the r-plane sapphire substrate and the c-plane sapphire substrate were compared. That is, the thickness of the GaN layer in this case is increased to 10 μm. In this comparison, the GaN layer on the r-plane sapphire substrate can have a good surface that is flat and specular (such a flat specular surface is observed as a no-contrast surface in an optical microscope). That is, on the r-plane sapphire substrate, it is possible to obtain a GaN layer having a flat and mirror surface without using a buffer layer. On the other hand, in the GaN layer on the c-plane sapphire substrate, the generation of innumerable pits is observed on the surface, and the surface has a cloudy appearance. Such a difference in the surface state of the GaN layer depending on the difference in the orientation of the sapphire substrate surface is considered to be caused by a difference in the appearance of crystal nucleation in the initial stage of crystal growth of the GaN layer.
（窒化処理時間とＧａＮ層の結晶性との関係）
以下においては、サファイア基板の窒化処理時間とＧａＮ層の結晶性との関係について調査した結果を説明する。この調査において、ｒ面サファイア基板の窒化処理は図４に示す温度プロファイルによって行われた。すなわち、基板の窒化処理温度は１１５０℃である。
(Relationship between nitriding time and crystallinity of GaN layer)
Below, the result of investigating the relationship between the nitriding time of the sapphire substrate and the crystallinity of the GaN layer will be described. In this investigation, the nitriding treatment of the r-plane sapphire substrate was performed according to the temperature profile shown in FIG. That is, the nitriding temperature of the substrate is 1150 ° C.
他方、基板の窒化処理を行わないで形成されるＧａＮ層（以下、ノン窒化ＧａＮ層とも称す）は、図４に類似した図５のグラフに示す温度プロファイルにて成長させた。すなわち、ノン窒化ＧａＮ層は、１１５０℃における基板のＨ2クリーニング後に、その基板の窒化処理を行わずにＧａＮ層を成長させたサンプルである。 On the other hand, a GaN layer formed without nitriding the substrate (hereinafter also referred to as a non-nitrided GaN layer) was grown with a temperature profile shown in the graph of FIG. 5 similar to FIG. That is, the non-nitride GaN layer is a sample obtained by growing a GaN layer without performing nitriding treatment on the substrate after H 2 cleaning of the substrate at 1150 ° C.
ここで、ＧａＮ層の成長条件はすべてのサンプルおいて同一であり、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ3供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ2ガスとＮ2ガスである。成長させられるＧａＮ層の最終的厚さは、５μｍに設定された。以上のような調査の結果、得られたＧａＮ層の表面状態には基板の窒化処理時間による違いはほとんど見られず、その表面には多数のピットが発生していた。 Here, the growth conditions of the GaN layer are the same in all samples, the substrate temperature is 1150 ° C., the TMGa supply rate is 88 μmol / min, the NH 3 supply rate is 5 L / min, the V / III molar ratio is 2500, and Carrier gases are H 2 gas and N 2 gas. The final thickness of the grown GaN layer was set to 5 μm. As a result of the above investigations, the surface state of the obtained GaN layer showed almost no difference due to the nitriding time of the substrate, and many pits were generated on the surface.
図７のグラフは、この調査に関するＸＲＤ解析におけるＧａＮ層の（１１−２０）面反射のロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）の結果を示している。このときのＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。すなわち、図７のグラフの横軸はサファイア基板の窒化処理時間［ｍｉｎ］を表し、縦軸はＦＷＨＭ［ａｒｃｓｅｃ］を表している。 The graph of FIG. 7 shows the result of the full width at half maximum (FWHM) of the rocking curve of the (11-20) plane reflection of the GaN layer in the XRD analysis related to this investigation. The incident direction of the X-ray at this time is the <1-100> direction along the m-axis of the GaN layer. That is, the horizontal axis of the graph of FIG. 7 represents the nitriding time [min] of the sapphire substrate, and the vertical axis represents FWHM [arcsec].
この図７から明らかなように、基板の窒化処理時間に依存して、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅に変化がみられる。より具体的には、ノン窒化ＧａＮ層（すなわち、基板の窒化処理時間が０分の場合）におけるＸ線回折ピークの半値全幅は１７５５ａｒｃｓｅｃであるのに対して、窒化処理時間が１分の場合のＧａＮ層における半値全幅は８８０ａｒｃｓｅｃであって劇的に減少している。もちろん、前述のように、Ｘ線回折ピークの半値全幅の値が小さいほど、結晶性がよいことを表している。すなわち、基板の窒化処理を行うことによって、ＧａＮ層の結晶性の向上することがわかる。他方、基板の窒化処理時間が３０分より長くなれば、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅が漸増する。したがって、基板の窒化処理温度が１１５０℃の場合には、窒化処理時間は３０分以下であることが好ましい。 As is apparent from FIG. 7, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak in the GaN layer varies depending on the nitriding time of the substrate. More specifically, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak in the non-nitride GaN layer (that is, when the nitriding time of the substrate is 0 minute) is 1755 arcsec, whereas the nitriding time is 1 minute. The full width at half maximum in the GaN layer is 880 arcsec, which decreases dramatically. Of course, as described above, the smaller the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak, the better the crystallinity. That is, it can be seen that the crystallization of the GaN layer is improved by nitriding the substrate. On the other hand, if the nitriding time of the substrate is longer than 30 minutes, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak in the GaN layer gradually increases. Accordingly, when the nitriding temperature of the substrate is 1150 ° C., the nitriding time is preferably 30 minutes or less.
（窒化処理温度とＧａＮ層の結晶性との関係）
さらに、サファイア基板の窒化処理温度とＧａＮ層の結晶性との関係について調査した結果を説明する。この場合も、基板の窒化処理は、図４に示す温度プロファイルにしたがって行われた。ただし、窒化処理時間は、１０分間に設定された。他方、ＧａＮ層の成長条件はすべてのサンプルにおいて同一であり、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ3供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ2ガスとＮ2ガスである。成長させられるＧａＮ層の最終的厚さは、５μｍに設定された。
(Relationship between nitriding temperature and crystallinity of GaN layer)
Furthermore, the result of investigating the relationship between the nitriding temperature of the sapphire substrate and the crystallinity of the GaN layer will be described. Also in this case, the nitriding treatment of the substrate was performed according to the temperature profile shown in FIG. However, the nitriding time was set to 10 minutes. On the other hand, the growth conditions of the GaN layer are the same in all samples, the substrate temperature is 1150 ° C., the TMGa supply rate is 88 μmol / min, the NH 3 supply rate is 5 L / min, the V / III molar ratio is 2500, and the carrier gas Are H 2 gas and N 2 gas. The final thickness of the grown GaN layer was set to 5 μm.
この調査の結果、得られたＧａＮ層の表面状態には基板の窒化処理時間による違いがほとんど見られず、その表面には多数のピットが発生していた。 As a result of this investigation, the surface state of the obtained GaN layer was hardly different depending on the nitriding time of the substrate, and a large number of pits were generated on the surface.
図８のグラフは、この調査に関するＸＲＤ解析におけるＧａＮ層の（１１−２０）面反射のロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）の結果を示している。このときのＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。すなわち、図８のグラフの横軸はサファイア基板の窒化処理温度［℃］を表し、縦軸はＦＷＨＭ［ａｒｃｓｅｃ］を表している。 The graph of FIG. 8 shows the result of the full width at half maximum (FWHM) of the rocking curve of the (11-20) plane reflection of the GaN layer in the XRD analysis related to this investigation. The incident direction of the X-ray at this time is the <1-100> direction along the m-axis of the GaN layer. That is, the horizontal axis of the graph of FIG. 8 represents the nitriding temperature [° C.] of the sapphire substrate, and the vertical axis represents FWHM [arcsec].
この図８から明らかなように、基板の窒化処理温度に依存して、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅に変化がみられる。より具体的には、基板の窒化処理温度が８００℃の場合にＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅は１５３３ａｒｃｓｅｃであるのに対して、窒化処理温度が１１５０℃の場合のＧａＮ層における半値全幅は８５０ａｒｃｓｅｃである。また、図８から明らかなように、窒化処理温度が８００℃から１１５０℃までの範囲では、その温度の上昇とともにＸ線回折ピークの半値全幅の値が小さくなっている。他方、窒化処理温度を１２００℃まで上げれば、その半値全幅は８７２ａｒｃｓｅｃとなり、１１５０℃の場合に比べてわずかに大きくなっている。したがって、窒化処理時間が１０分の場合には、サファイア基板の窒化処理温度は８００℃から１２００℃の範囲内にあることが好ましい。 As is apparent from FIG. 8, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak in the GaN layer varies depending on the nitriding temperature of the substrate. More specifically, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak in the GaN layer is 1533 arcsec when the nitriding temperature of the substrate is 800 ° C., whereas the full width at half maximum in the GaN layer when the nitriding temperature is 1150 ° C. Is 850 arcsec. Further, as apparent from FIG. 8, when the nitriding temperature is in the range from 800 ° C. to 1150 ° C., the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak decreases as the temperature rises. On the other hand, when the nitriding temperature is increased to 1200 ° C., the full width at half maximum is 872 arcsec, which is slightly larger than that at 1150 ° C. Therefore, when the nitriding time is 10 minutes, the nitriding temperature of the sapphire substrate is preferably in the range of 800 ° C. to 1200 ° C.
（ＴＭＧａ供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係）
以下においては、ＭＯＶＰＥにおけるＴＭＧａ供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係について調査した結果を説明する。この調査においても、ＭＯＶＰＥにおける温度プロファイルは、図４に示されたものと同じである。ただし、ＧａＮ層の成長に関しては、ＴＭＧａ供給量を４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎに変化させて５種類のサンプルを作製した。ＮＨ3供給量は、すべてのサンプルにおいて２．５Ｌ／ｍｉｎである。したがって、ＴＭＧａ供給量が４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎのときに、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比はそれぞれ２５３７、１２６８、８８３、７３６、４４６に対応する。すなわち、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比は、ＩＩＩ族元素原料であるＴＭＧａ供給量に反比例する。
(Relationship between TMGa supply amount and surface flatness of GaN layer)
Below, the result of investigating the relationship between the TMGa supply amount in MOVPE and the surface flatness of the GaN layer will be described. Also in this investigation, the temperature profile in MOVPE is the same as that shown in FIG. However, regarding the growth of the GaN layer, five types of samples were prepared by changing the TMGa supply amount to 44, 88, 126, 152, and 250 μmol / min. The NH 3 feed rate is 2.5 L / min for all samples. Therefore, when the TMGa supply amount is 44, 88, 126, 152, 250 μmol / min, the V / III supply molar ratio corresponds to 2537, 1268, 883, 736, 446, respectively. That is, the V / III supply molar ratio is inversely proportional to the supply amount of TMGa, which is a Group III element raw material.
ここで、ＧａＮ層の表面の平坦性を評価する指標として、サファイア基板面の全表面積に対する平坦なＧａＮ層が成長した面積の割合を「平坦なＧａＮ面の面積占有率」と定義する。その面積の測定は、光学顕微鏡像から算出した。 Here, as an index for evaluating the flatness of the surface of the GaN layer, the ratio of the area where the flat GaN layer has grown to the total surface area of the sapphire substrate surface is defined as “area occupation ratio of the flat GaN surface”. The measurement of the area was calculated from the optical microscope image.
図９のグラフは、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比と平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフにおいて、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が７３６から２５３７までの範囲では、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比の減少にともなって平坦なＧａＮ面の面積占有率が増加している。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が７３６よりも小さい範囲では、平坦なＧａＮ面の面積占有率が減少傾向を示している。このことは、ＮＨ3供給量が２．５Ｌ／ｍｉｎの場合、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を７３６より小さくしても（すなわち、ＴＭＧａ供給量を増やしても）、平坦なＧａＮ面の面積占有率のさらなる増大を図ることができないことを意味している。 The graph of FIG. 9 shows the relationship between the V / III supply molar ratio and the area occupancy [%] of the flat GaN surface. In this graph, when the V / III supply molar ratio is in the range from 736 to 2537, the area occupancy ratio of the flat GaN surface increases as the V / III supply molar ratio decreases. On the other hand, in the range where the V / III supply molar ratio is smaller than 736, the area occupancy of the flat GaN surface tends to decrease. This means that when the NH 3 supply rate is 2.5 L / min, even if the V / III supply molar ratio is smaller than 736 (ie, the TMGa supply rate is increased), the area occupancy of the flat GaN surface It means that further increase in the amount cannot be achieved.
図１０のグラフは、ＸＲＤ解析によるａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）に及ぼすＶ／ＩＩＩ供給モル比の影響を示している。この場合のＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に平行な＜１−１００＞方向である。図１０のグラフに示されているように、Ｘ線回折ピークの半値全幅は、ＴＭＧａ供給量が４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎのときに、それぞれ９７７、８６４、７２６、７４５、６００ａｒｃｓｅｃであった。このことは、ＴＭＧａ供給量の増加とともにＧａＮ層の結晶性が向上していることを意味している。 The graph of FIG. 10 shows the influence of the V / III supply molar ratio on the full width at half maximum (FWHM) of the rocking curve related to the (11-20) plane reflection of the a-plane GaN layer by XRD analysis. In this case, the incident direction of the X-ray is a <1-100> direction parallel to the m-axis of the GaN layer. As shown in the graph of FIG. 10, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak is 977, 864, 726, 745, and 600 arcsec when the TMGa supply amount is 44, 88, 126, 152, and 250 μmol / min, respectively. Met. This means that the crystallinity of the GaN layer is improved as the TMGa supply amount is increased.
したがって、平坦かつ結晶性のよいＧａＮ層を得るためには、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を７３６より小さくすることに加えて、ＮＨ3供給量を最適化することも望まれる。 Therefore, in order to obtain a flat and crystallizable GaN layer, it is also desired to optimize the NH 3 supply amount in addition to making the V / III supply molar ratio smaller than 736.
（ＮＨ3供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係）
以下においては、ＮＨ3供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係について調査した結果を説明する。この調査においても、基板温度プロファイルは図４の場合と同じである。ただし、ＧａＮ層の成長に関しては、ＮＨ3供給量を０．４５、０．８５、１．７５、２．５０、４．１０Ｌ／ｍｉｎに変化させて５つのサンプルを作製した。ＴＭＧａ供給量は、すべてのサンプルにおいて２５０μｍｏｌ／ｍｉｎである。したがって、ＮＨ3供給量が０．４５、０．８５、１．７５、２．５０、４．１０Ｌ／ｍｉｎのとき、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比はそれぞれ８０、１５２、３１３、４４６、７３２となる。
(Relationship between NH 3 supply amount and surface flatness of GaN layer)
Below, the result of investigating the relationship between the NH 3 supply amount and the surface flatness of the GaN layer will be described. Also in this investigation, the substrate temperature profile is the same as in FIG. However, regarding the growth of the GaN layer, five samples were produced by changing the NH 3 supply amount to 0.45, 0.85, 1.75, 2.50, and 4.10 L / min. The TMGa feed rate is 250 μmol / min for all samples. Therefore, when the NH 3 supply amount is 0.45, 0.85, 1.75, 2.50, 4.10 L / min, the V / III supply molar ratio is 80, 152, 313, 446, 732, respectively. .
ここでも、ＧａＮ層表面の平坦性を評価する指標として、基板の全表面積に対する平坦なＧａＮ層が成長した面積の割合を「平坦なＧａＮ面の面積占有率」と定義する。その面積の測定は、光学顕微鏡像から算出した。 Again, as an index for evaluating the flatness of the surface of the GaN layer, the ratio of the area where the flat GaN layer has grown to the total surface area of the substrate is defined as the “area occupation ratio of the flat GaN surface”. The measurement of the area was calculated from the optical microscope image.
図１１のグラフは、ＮＨ3供給量と平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフから、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２から７３２までの範囲では、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が少ないほど平坦なＧａＮ面の面積占有率も増加することがわかる。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２よりも少なくなれば、逆に平坦なＧａＮ面の面積占有率が減少している。 The graph of FIG. 11 shows the relationship between the NH 3 supply amount and the area occupancy [%] of the flat GaN surface. From this graph, it can be seen that when the V / III supply molar ratio is in the range of 152 to 732, the smaller the V / III supply molar ratio, the larger the area occupation ratio of the flat GaN surface. On the other hand, if the V / III supply molar ratio is less than 152, the area occupancy of the flat GaN surface decreases.
図１２のグラフは、ＸＲＤ解析によるａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）に対するＶ／ＩＩＩ供給モル比の影響を示している。この場合のＸ線の入射方向も、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。この図１２に示されているように、Ｘ線回折ピークの半値全幅は、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が８０、１５２、３１３、４４６、７３２のときに、それぞれ７７４、６８１、６２４、６００、５７７ａｒｃｓｅｃであった。すなわち、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２から７３２範囲では、ＮＨ3供給量の変化による半値全幅の変化が小さくて約６００ａｒｃｓｅｃである。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が小さい８０の場合には、半値全幅が顕著に大きくなっていることがわかる。 The graph of FIG. 12 shows the influence of the V / III supply molar ratio on the full width at half maximum (FWHM) of the rocking curve related to the (11-20) plane reflection of the a-plane GaN layer by XRD analysis. The incident direction of the X-ray in this case is also the <1-100> direction along the m-axis of the GaN layer. As shown in FIG. 12, the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak is 774, 681, 624, 600, 577 arcsec when the V / III supply molar ratio is 80, 152, 313, 446, 732, respectively. Met. That is, when the V / III supply molar ratio is in the range of 152 to 732, the change in the full width at half maximum due to the change in the NH 3 supply amount is small and about 600 arcsec. On the other hand, it can be seen that when the V / III supply molar ratio is 80, the full width at half maximum is significantly increased.
したがって、平坦かつ結晶性のよいＧａＮ層を得るためには、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を１５２より大きくすることが好ましい。 Therefore, in order to obtain a flat and good crystallinity GaN layer, it is preferable that the V / III supply molar ratio is larger than 152.
なお、以上の例示ではａ面ＧａＮ層の成長について説明されたが、前述のように窒化物半導体層における無極性面にはａ面のほかにｍ面もあり、半極性面には｛１１−２２｝面や｛１０−１１｝面などがある。本発明は、ａ面窒化物系半導体層の成長のみならずｍ面窒化物系半導体層の成長にも適用可能であり、望まれる場合には半極性窒化物半導体層の成長にも適用可能である。 In the above example, the growth of the a-plane GaN layer has been described. As described above, the nonpolar plane in the nitride semiconductor layer includes the m-plane in addition to the a-plane, and the semipolar plane has {11− 22} plane and {10-11} plane. The present invention can be applied not only to the growth of a-plane nitride semiconductor layers but also to the growth of m-plane nitride semiconductor layers and, if desired, to the growth of semipolar nitride semiconductor layers. is there.
従来では、高品質の窒化物半導体層を形成するためには、サファイア基板上の低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要があった。しかし、以上のような本発明によれば、低温バッファ層を介在させることなく、平坦で高品質の窒化物半導体層を得ることができ、その高品質の窒化物半導体層の再現性および生産性が向上する。 Conventionally, in order to form a high-quality nitride semiconductor layer, it is necessary to strictly control the growth conditions of the low-temperature buffer layer on the sapphire substrate. However, according to the present invention as described above, a flat and high-quality nitride semiconductor layer can be obtained without interposing a low-temperature buffer layer, and the reproducibility and productivity of the high-quality nitride semiconductor layer can be obtained. Will improve.
１０１ ａ面ＧａＮ層、１０２ ｒ面サファイア基板。 101 a-plane GaN layer, 102 r-plane sapphire substrate.
Claims (4)
サファイア基板の一主面を窒化処理し、
前記窒化処理された前記主面上に窒化物半導体層を結晶成長させる窒化物半導体層の形成方法であって、
前記サファイア基板の前記主面は（１−１０２）面に平行であり、
Ｈ ２ ガス雰囲気中において前記サファイア基板の表面を熱クリーニングし、
前記窒化処理はＮＨ ３ ガスの供給を開始して１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において１分以上３０分以下の処理時間で行われ、
前記窒化物半導体層は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴とする窒化物半導体層の形成方法。 A method for forming a nitride semiconductor layer using a MOVPE (metal organic chemical vapor deposition) method,
Nitriding one main surface of the sapphire substrate,
A method of forming a nitride semiconductor layer in which a nitride semiconductor layer is crystal-grown on the nitrided main surface,
The main surface of the sapphire substrate is parallel to a (1-102) plane;
Thermally cleaning the surface of the sapphire substrate in an H 2 gas atmosphere;
The nitriding treatment is performed at a temperature within a range of 1100 ° C. to 1200 ° C. for a treatment time of 1 minute or more and 30 minutes or less after the supply of NH 3 gas is started ,
The method for forming a nitride semiconductor layer, wherein the nitride semiconductor layer is a GaN layer parallel to a (11-20) plane.
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