JP5235864B2 - 窒化物単結晶の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、窒化物単結晶の製造方法に関するものである。

窒化ガリウム系III-V窒化物は、優れた青色発光素子として注目を集めており、発光ダイオードや半導体レーザーダイオード用材料として実用化されている。特開２００２−２９３６９６号公報、特開２００３−２９２４００号公報、ＷＯ２００５−０９５６８２ Ａ１、ＷＯ２００６−０３０７１８ Ａ１記載の方法では、フラックス法によってIII族窒化物単結晶を育成している。すなわち、均一に加熱したフラックス中に種結晶基板を配置し、単結晶を育成している。

特開２００４−２３１４４７には、気液界面と単結晶育成部との間にかなり大きい温度差を設けて、窒化物単結晶を育成することも開示されている。この文献の実施例における融液内での温度差は１５０℃以上である。

また、特開２００５−１５４２５４では、融液内部における温度差を１０℃以上、３００℃以下としており、好ましくは１００℃以上、２００℃以下としている。

原料ガスと接する気液界面から原料液内部に向かう流れが生じるように、装置を揺動及び、坩堝内に撹拌羽根の設置を行なう等の手法を組み合わせて、窒化物半導体を育成する方法が開示されている（特開２００５−２６３６２２）。

原料が熱対流で均一化になるように、ステンレス容器の下部に補助ヒーターを設置して、窒化物を育成する方法が開示されている（International Workshop on Nitride Semiconductors 2006 [IWN2006]
TuP1-17）。

一般に、気液界面において窒素濃度が高いことから雑晶が発生しやすい。そして、横置きされた種結晶上に雑晶が降り積もり、単結晶の成長を阻害する事が頻発した。この雑晶は、目的とする結晶に対して強く付着しており、除去が困難である。

種結晶基板を縦に設置すると、気液界面で発生した雑晶が、種結晶の成長面に降り積もる事は防止できる。しかし、気液界面近傍の成長面において、優先的に結晶成長が起こり、種結晶のうち融液の底部近くではほとんど結晶成長が起こらない。このため、面内厚み分布の大きい単結晶しか得ることができない。

特開２００５−２６３６２２記載の方法では、大型の装置が必要になり、また坩堝内部形状の複雑な加工が必要になる。

International
Workshop on Nitride Semiconductors 2006 [IWN2006] TuP1-17記載の方法では、補助ヒーターを下部に設置する事により、垂直方向に温度勾配を発生させている。この場合融液の上部が低温になり、下部が高温になる。この場合、融液は、融液上部と下部との間における熱対流で撹拌される。しかし、この熱対流の流れの向きは制御できないため、品質や厚さにばらつきが生じる事があった。

本発明の課題は、フラックス法によって窒化物単結晶を育成するのに際して、単結晶への雑晶の付着を抑制し、かつ単結晶の膜厚を均一化することである。

本発明は、育成容器内でフラックスおよび単結晶原料を含む融液中で種結晶上に窒化物単結晶を製造する方法であって、育成容器内の融液に、水平方向において温度勾配を設け、前記融液の気液界面と前記種結晶基板の育成面とがほぼ平行であることを特徴とする。

本発明者は、育成容器内の融液の底部を加熱する場合の融液の流れを種々検討した。育成容器の底部から加熱を行った場合には、融液の底部から上部へと向かって熱対流が生じ、融液が攪拌される。しかし、融液の底部から熱対流が上へと向かって無秩序に上昇するので、その流れは乱流となる。このため、融液と種結晶基板との接触は乱雑になり、単結晶膜が層状に規則的に成長しにくいと考えられる。この結果、得られた単結晶膜に膜厚不均一や欠陥が生じやすくなったものと考えられた。

本発明者は、この知見に基づき、図１に模式的に示すように、融液２の一方の側壁部３を高温部とし、他方の側壁部４を低温部とすることを想到した。これによって、気液界面の近くでは、矢印Ａのように水平方向へと熱対流が生ずる。このとき、気液界面から窒素が溶解するので、融液の窒素濃度が上昇する。この対流は、低温部４側では矢印Ｂのように下降し、底部を矢印Ｃのように流れ、高温部では矢印Ｄのように上昇する。この場合、上下に温度勾配を設けた場合と比べて、流れの方向が定まっており、整流になりやすい。しかも、気液界面付近で窒素を融液に溶解させた後に、その融液を育成容器の全体に整流として供給することができる。この結果として、種結晶基板の育成面における融液の流れも整流になり、窒化物単結晶の膜厚を均一化しやすいことを見いだし、本発明に到達した。

図１は、育成容器１内での融液の流れを示す模式図である。 図２は、種結晶を縦に置いたときの溶質対流を示す模式図である。 図３は、育成容器１内で種結晶基板５上に単結晶７を育成している状態を示す模式図である。 図４は、種結晶基板上での溶質拡散と膜厚不均一との関係を説明する模式図である。 図５は、本発明における単結晶の膜厚が均一化する原理を説明するための模式図である。 図６は、本発明で使用可能な育成装置の模式図である。 図７は、ＧａＮ単結晶表面の微分干渉顕微鏡による写真である。 図８は、実施例１および比較例１において、ＧａＮ膜の厚さの分布を示すグラフである。

本発明においては、育成容器の側面から加熱または抜熱することによって、融液に水平方向に温度勾配を設ける。ただし、温度勾配の有無は、以下のようにして測定する。すなわち、育成容器内壁面の一方の側３に温度測定装置を設置し、融液の温度を測定する。また、これと同じ高さで反対側４に温度測定装置を設置し、融液の温度を測定する。そして３における温度と４における温度とが相違していれば、融液に温度勾配があると言える。この温度測定装置は、放射温度計、熱電対がある。

融液の高温部３における温度と低温部４における温度との差は、本発明の効果という観点からは、３℃以上であることが好ましく、５℃以上であることが更に好ましい。また、この温度差が大きくなりすぎると、熱対流によって乱流が発生しやすくなり、窒化物単結晶の品質が低下する可能性があるので、２０℃以下とすることが好ましく、１０℃以下とすることが更に好ましい。

好適な実施形態においては、融液の気液界面における温度と融液の底部における温度との差を８℃以下とする。これによって、上下方向の熱対流に起因する乱流の発生を抑制し、窒化物単結晶の品質を向上させることができる。この観点からは、融液の気液界面における温度と融液の底部における温度との差を５℃以下とすることが更に好ましく、３℃以下とすることが一層好ましい。

また、参考形態においては、融液の気液界面と種結晶基板の育成面とがなす角度θを４５°以上、１３５°以下とする。好ましくは、θを８０°以上、１００°以下とする。特に好ましくは、融液の気液界面と種結晶の成長面とをほぼ垂直とする。これによって、雑晶が一層単結晶に対して付着しにくくなる。

また、参考形態においては、種結晶基板の育成面を融液の低温領域に向ける。

本発明においては、融液の気液界面と種結晶の成長面とをほぼ平行とする。

図２、図３は、参考形態に係る例を示すものである。育成容器１内には融液２が収容され、融液２内には種結晶基板５が浸漬されている。種結晶基板の育成面５ａは低温部４に向けることが好ましく、また、種結晶基板は高温部３に近い側に設置することが好ましい。育成面５ａに窒化物単結晶７を育成する。２ａは気液界面であり、２ｂは融液底部である。融液内では溶質対流が生ずる。すなわち、例えばGaNなどの窒化物単結晶が育成面５ａでエピタキシャル成長すると、析出時の融液の密度変化に伴い、融液が、矢印６Ａ、６Ｂ、６Ｃで示すように、育成面５ａの近くで気液界面へと向かって上昇する。

ここで、本例では、融液の気液界面２ａと種結晶基板の育成面５ａとがなす角度θが４５°以上、１３５°以下であり、種結晶基板の育成面５ａは低温部４に向けられており、種結晶基板は高温部３に近い側に設置されている。この場合には、溶質対流６Ａ、６Ｂ、６Ｃの向きと、温度勾配に起因する上昇流Ｄの向きとがほぼ一致する。この結果、育成面５ａ近傍における整流はさらに安定になり、窒素の輸送がさらに促進される。

このように、窒素が融液内部へ輸送され、窒素濃度が均一になる事により、種結晶上に成長した窒化物単結晶の膜厚は、液位依存性が少なく、一層均一になった。更に、一方向に循環する淀みのない流れの中で成長させた事により、窒化物単結晶はステップ成長（2次元成長）を優先的に示すようになった。ステップ成長した窒化物単結晶は、不純物の取り込みが少なく、透明度が高い。

これらの点について更に述べる。図４のモデルでは、熱対流がなく、原料金属元素９が融液内での拡散１０によって種結晶基板５の育成面５ａに到達するものとする。この場合には、育成面５ａ上にテーブル状の単結晶１１がエピタキシャル成長していく。しかし、隣接する単結晶層１１間の隙間では淀み８が発生しやすく、淀み８の領域１２では膜厚，膜質が不均一になりやすい。

一方、本発明では、図５に示すように、矢印Ｂ、Ｃ，Ｄのように整流が生ずるので、育成面５ａ上では融液の淀みが発生しにくく、従って不均質な領域１２が発生しにくく、膜厚が均一化しやすい。

本発明において、融液に水平方向の温度勾配を設ける方法は限定されず、以下を例示できる。
（１） 高温部に発熱源を設置する。
（２） 高温部のヒーター発熱量を増加させ、低温部のヒーター発熱量を減少させる。
（３） 育成容器を設置している炉内空間の温度分布に水平方向の温度勾配を設けることによって、育成容器内の融液に水平方向の温度分布を設ける。

好適な実施形態においては、図６に模式的に示すように、複数の発熱体２６Ａ、２６Ｂ、２６Ｃ、２６Ｄ、２６Ｅ、２６Ｆ、２６Ｇを上下方向、水平方向に設置し、発熱体ごとに発熱量を独立して制御する。つまり、上下方向、水平方向へと向かって多ゾーン制御を行なう。各発熱体を発熱させ、気体タンク２１、圧力制御装置２２、配管２３を通して、雰囲気制御用容器１４内の育成容器１へと窒素含有雰囲気を流し、加熱および加圧すると、育成容器内で混合原料がすべて溶解し、融液を生成する。ここで、各発熱体の水平方向の発熱量を調整することで、本発明の単結晶育成条件を保持する。

本発明において、発熱体の材質は特に限定されないが、鉄-クロム-アルミ系、ニッケル-クロム系などの合金発熱体、白金、モリブデン、タンタル、タングステンなどの高融点金属発熱体、炭化珪素、モリブデンシリサイト、カーボンなどの非金属発熱体を例示できる。

本発明の単結晶育成装置において、原料混合物を加熱して融液を生成させるための装置は特に限定されない。この装置は熱間等方圧プレス装置が好ましいが、それ以外の雰囲気加圧型加熱炉であってもよい。

融液を生成するためのフラックスは特に限定されないが、アルカリ金属およびアルカリ土類金属からなる群より選ばれた一種以上の金属またはその合金が好ましい。この金属としては、例えば、リチウム、ナトリウム、カリウム、ルビジウム、セシウム、ベリリウム、マグネシウム、カルシウム、ストロンチウム、バリウムが例示でき、リチウム、ナトリウム、カルシウムが特に好ましく、ナトリウムが最も好ましい。

また、上記アルカリ金属およびアルカリ土類金属からなる群より選ばれた一種以上の金属と合金を形成する物質としては、以下の金属を例示できる。
ガリウム、アルミニウム、インジウム、ホウ素、亜鉛、ケイ素、錫、アンチモン、ビスマス。

本発明の育成方法によって、例えば以下の単結晶を好適に育成できる。
ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮ、これらの混晶（ＡｌＧａＩｎＮ）、ＢＮ。

単結晶育成工程における加熱温度、圧力は、単結晶の種類によって選択するので特に限定されない。加熱温度は例えば８００〜１５００℃とすることができる。好ましくは８００〜１２００℃であり、更に好ましくは９００〜１１００℃である。圧力も特に限定されないが、圧力は１ＭＰａ以上であることが好ましく、１０ＭＰａ以上であることが更に好ましい。圧力の上限は特に規定しないが、例えば２００ＭＰａ以下とすることができ、１００ＭＰａ以下が好ましい。

反応を行なうための育成容器の材質は特に限定されず、目的とする加熱および加圧条件において耐久性のある材料であればよい。こうした材料としては、金属タンタル、タングステン、モリブデンなどの高融点金属、アルミナ、サファイア、イットリアなどの酸化物、窒化アルミニウム、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化ホウ素などの窒化物セラミックス、タングステンカーバイド、タンタルカーバイドなどの高融点金属の炭化物、ｐ−BN（パイロリティックBN）、ｐ−Gr（パイロリティックグラファイト）などの熱分解生成体が挙げられる。

以下、更に具体的な単結晶およびその育成手順について例示する。
（窒化ガリウム単結晶の育成例）
本発明を利用し、少なくともナトリウム金属を含むフラックスを使用して窒化ガリウム単結晶を育成できる。このフラックスには、ガリウム原料物質を溶解させる。ガリウム原料物質としては、ガリウム単体金属、ガリウム合金、ガリウム化合物を適用できるが、ガリウム単体金属が取扱いの上からも好適である。

このフラックスには、ナトリウム以外の金属、例えばリチウムを含有させることができる。ガリウム原料物質とナトリウムなどのフラックス原料物質との使用割合は、適宜であってよいが、一般的には、ナトリウム過剰量を用いることが考慮される。もちろん、このことは限定的ではない。

この実施形態においては、窒素ガスを含む混合ガスからなる雰囲気下で、全圧１ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下の圧力下で窒化ガリウム単結晶を育成する。全圧を１ＭＰａ以上とすることによって、例えば８００℃以上の高温領域において、更に好ましくは９００℃以上の高温領域において、良質の窒化ガリウム単結晶を育成可能であった。

好適な実施形態においては、育成時雰囲気中の窒素分圧を１ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下とする。この窒素分圧を１ＭＰａ以上とすることによって、例えば８００℃以上の高温領域において、フラックス中への窒素の溶解を促進し、良質の窒化ガリウム単結晶を育成可能であった。この観点からは、雰囲気の窒素分圧を２ＭＰａ以上とすることが更に好ましい。また、窒素分圧は実用的には１００ＭＰａ以下とすることが好ましい。

雰囲気中の窒素以外のガスは限定されないが、不活性ガスが好ましく、アルゴン、ヘリウム、ネオンが特に好ましい。窒素以外のガスの分圧は、全圧から窒素ガス分圧を除いた値である。

好適な実施形態においては、窒化ガリウム単結晶の育成温度は、８００℃以上であり、９００℃以上とすることが好ましく、１０００℃以上とすることが更に好ましい。このような高温領域においても良質な窒化ガリウム単結晶が育成可能である。また、高温・高圧での育成により、生産性を向上させ得る可能性がある。

窒化ガリウム単結晶の育成温度の上限は特にないが、育成温度が高すぎると結晶が成長しにくくなるので、１５００℃以下とすることが好ましく、この観点からは、１２００℃以下とすることが更に好ましい。

窒化ガリウム結晶をエピタキシャル成長させるための育成用基板の材質は限定されないが、サファイア、ＡｌＮテンプレート、ＧａＮテンプレート、シリコン単結晶、ＳｉＣ単結晶、ＭｇＯ単結晶、スピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）、ＬｉＡｌＯ_２、ＬｉＧａＯ₂、ＬａＡｌＯ_３，ＬａＧａＯ_３，ＮｄＧａＯ_３等のペロブスカイト型複合酸化物を例示できる。また組成式〔Ａ_１−ｙ（Ｓｒ_１−ｘＢａ_ｘ）_ｙ〕〔（Ａｌ_１−ｚＧａ_ｚ）_１−ｕ・Ｄ_ｕ〕Ｏ_３（Ａは、希土類元素である；Ｄは、ニオブおよびタンタルからなる群より選ばれた一種以上の元素である；ｙ＝０．３〜０．９８；ｘ＝０〜１；ｚ＝０〜１；ｕ＝０．１５〜０．４９；ｘ＋ｚ＝０．１〜２）の立方晶系のペロブスカイト構造複合酸化物も使用できる。また、SCAM（ScAlMgO_４）も使用できる。

（ＡｌＮ単結晶の育成例）
本発明は、少なくともアルミニウムとアルカリ土類を含むフラックスを含む融液を特定の条件下で窒素含有雰囲気中で加圧することによって、ＡｌＮ単結晶を育成する場合にも有効であることが確認できた。

（参考例１）
図１〜図７を参照しつつ説明した方法に従い、ＧａＮ単結晶を育成した。

具体的には、ＩＩＩ族原料として金属ガリウム(Ga)を3g、フラックスとして金属ナトリウム(Na)を4g、種結晶基板５と共に、直径2cmの育成容器１内に秤量した。種結晶基板５としては、サファイア上にエピタキシャル成長させた窒化ガリウム単結晶薄膜を用いた。この育成容器１を、ガス導入口をもつ雰囲気制御用容器１４内に配置し密封した。これら一連の作業は、原料およびフラックス等の酸化を防ぐ為、不活性ガス雰囲気中で行なった。密封容器１４を、個別に発熱量をコントロールできる複数の発熱体２６Ａ〜２６Ｇを持つ電気炉内２７に配置した後、ガス導入口に圧力制御装置２２を介して気体タンク２１を接続した。

ここで、単結晶育成時には、融液と坩堝内壁面（側壁）との界面（高温部）３の温度ＴＷ１が８７０℃、融液と坩堝内壁面との界面（低温部）４の温度ＴＷ２が８６０℃、気液界面ＴＳの温度が８６５℃、融液底部の温度ＴＢが８６５℃となるように、電気炉に付属した複数の発熱体の出力を調整した。4.0ＭＰａの窒素ガス圧下で150時間育成した。プロセス終了後、冷却した雰囲気制御用容器から育成容器を取り出し、フラックスをエタノールと反応させ除去する事により、種結晶上に成長したＧａＮ単結晶の回収を行なった。

この結果、融液の気液界面での雑晶は発生していなかった。また、GaN単結晶上への雑晶の付着も見られなかった。結晶表面は、図7の微分干渉顕微鏡像で示されるように、ステップ成長しており、広い面積にわたって膜表面が平滑であった。成長したGaN単結晶の気液界面近傍部での厚さＹ1、中央部での厚さＹ2、融液底近傍部での厚さＹ3は各々、950μｍ、930μｍ、900μｍであった。

さらに2回、上と同様にして、種結晶基板上にＧａＮ単結晶を育成した。成長したＧａＮ単結晶の厚さ（Ｙ1，Ｙ2，Ｙ3）は、２回目の実験では、（900μｍ、960μｍ、800μｍ）となり、３回目の実験では、（1000μｍ、900μｍ、950μｍ）であった。

（実施例１）
ＩＩＩ族原料として金属ガリウム(Ga)と、フラックスとして金属ナトリウム(Na)と、種結晶基板とを共に、直径6cmの育成容器内に秤量した。Ga及びNaは融解時の液位が2cmとなるように秤量した。種結晶基板は成長面が気液界面とほぼ平行になるように育成容器底に配置した。種結晶基板としては、サファイア上にエピタキシャル成長させた窒化ガリウム単結晶薄膜を用いた。この育成容器を、ガス導入口をもつ雰囲気制御用容器１４内に配置し密封した。これら一連の作業は、原料およびフラックス等の酸化を防ぐ為、不活性ガス雰囲気中で行なった。密封容器１４を、個別に発熱量をコントロールできる複数の発熱体２６Ａ〜２６Ｇを持つ電気炉内２７に配置した後、ガス導入口に圧力制御装置２２を介して気体タンク２１を接続した。

ここで、単結晶育成時には、融液と坩堝内壁面（側壁）との界面（高温部）３の温度ＴＷ１が８８０℃、融液と坩堝内壁面との界面（低温部）４の温度ＴＷ２が８７０℃、気液界面ＴＳの温度が８７５℃、融液底部の温度ＴＢが８７５℃となるように、電気炉に付属した複数の発熱体の出力を調整した。4.5ＭＰａの窒素ガス圧下で２００時間育成した。プロセス終了後、冷却した雰囲気制御用容器から育成容器を取り出し、フラックスをエタノールと反応させ除去する事により、種結晶上に成長したＧａＮ単結晶の回収を行なった。

この結果、融液の気液界面での雑晶は発生していなかった。また、ＧａＮ単結晶上への雑晶の付着も見られなかった。結晶表面は比較的平滑であった。結晶成長量は最も厚い部分で1000μｍ、最も薄い部分で800μｍであった。

（比較例１）
参考例１と同様にしてＧａＮ単結晶を育成した。ただし、単結晶育成時には、融液と坩堝内壁面（側壁）との界面（高温部）３の温度ＴＷ１が８６５℃、融液と坩堝内壁面との界面（低温部）４の温度ＴＷ２が８６５℃、気液界面の温度ＴＳが８６０℃、融液底部の温度ＴＢが８７０℃となるようにした。4.0ＭＰａの窒素ガス圧下で150時間育成した。プロセス終了後、回収したＧａＮ単結晶厚さはＹ1＝500μｍ、Ｙ2＝350μｍ、Ｙ3＝540μｍであった。

さらに2回、上と同様にして、種結晶基板上にＧａＮ単結晶を育成した。成長したＧａＮ単結晶の厚さ（Ｙ1，Ｙ2，Ｙ3）は、２回目の実験では、（600μｍ、250μｍ、300μｍ）となり、３回目の実験では、（800μｍ、600μｍ、850μｍ）であった。

（比較例２）
実施例１と同様にしてＧａＮ単結晶を育成した。ただし、単結晶育成温度は、ＴＷ１＝ＴＷ２＝ＴＳ＝ＴＢ＝８７５℃と均熱になるように、電気炉に付属した複数の発熱体の出力を調整した。4.5ＭＰａの窒素ガス圧下で200時間育成した。プロセス終了後、冷却した雰囲気制御用容器から育成容器を取り出し、フラックスをエタノールと反応させ除去する事により、種結晶上に成長したＧａＮ単結晶の回収を行なった。この結果、融液の気液界面で雑晶が発生しており、また、GaN単結晶上への雑晶の付着が見られた。結晶成長量は最も厚い部分で400μｍ、最も薄い部分で100μmであった。

参考例1及び比較例1の結果をまとめて表1及び図8に示す。参考例１では、面内平均厚さは927μm、887μｍ、950μmであり、再現性が高かった。面内厚さバラツキ［（最大値−最小値）／平均値）は20%以下であり、膜厚の均一性も良好であった。

本発明の特定の実施形態を説明してきたけれども、本発明はこれら特定の実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲の範囲から離れることなく、種々の変更や改変を行いながら実施できる。

Claims (3)

1. 育成容器内でフラックスおよび単結晶原料を含む融液に種結晶基板を浸漬し、この種結晶基板の育成面上に窒化物単結晶を育成する方法であって、
   前記育成容器内の前記融液に、水平方向において温度勾配を設け、前記融液の気液界面と前記種結晶基板の育成面とがほぼ平行であることを特徴とする、窒化物単結晶の製造方法。
2. 前記育成容器内の前記融液の水平方向における温度差を３℃以上、２０℃以下とすることを特徴とする、請求項１記載の方法。
3. 前記融液の気液界面における温度と前記融液の底部における温度との差を８℃以下とすることを特徴とする、請求項１または２記載の方法。