JP5668602B2 - 半絶縁性窒化物半導体層の成長方法及び成長装置 - Google Patents

Description

本発明は、半絶縁性窒化物半導体ウエハ、半絶縁性窒化物半導体自立基板及びトランジスタ、並びに半絶縁性窒化物半導体層の成長方法及び成長装置に関する。

近年、窒化物半導体材料は、従来の発光デバイス用途ばかりではなく、高速・ハイパワー材料としても注目されてきており、この方向での研究開発が活発化している。高速・ハイパワー用途として用いられる素子構造は、横型のいわゆる高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ：High Electron Mobility Transistor）構造であり、この場合に用いられる基板としては、高速応答性及び絶縁性の観点から半絶縁のものが望まれる。

このような基板としては、従来、窒化物半導体層を成長するためのサファイアやＳｉＣなどの異種基板と、窒化物半導体から構成された自立基板が用いられている。自立基板は、例えばサファイア基板上のＧａＮ薄膜表面にＴｉを蒸着して熱処理を施すことによりＧａＮ薄膜表面にボイドを形成し、その上にハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ：Hydride Vapor Phase Epitaxy）によりＧａＮを厚く成長した後、ボイド部分からサファイア基板を剥離するボイド形成剥離法（ＶＡＳ：Void‐Assisted Separation）により作製される（例えば、非特許文献１参照）。

窒化物半導体結晶を半絶縁化（抵抗率≧１×１０^５Ωｃｍ）するためには、結晶中にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどの金属をドーピングする方法が用いられる。例えば、特許文献１には、鉄をドーピングする方法が開示されている。

特開２００８−３０８３７７号公報

Y.Oshima et.al., Japanese Journal of Applied Physics vol.42, L1-L3, 2003.

しかしながら、窒化物半導体層の成長に用いられる通常の成長方法、例えば有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ：Metal-Organic Vapor Phase Epitaxy）やハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）などの方法を用いた場合、大面積で均一に高抵抗化された半絶縁性のウエハや自立基板を得にくいという問題がある。

例えば、ＨＶＰＥ法で有機金属であるＣｐ_２Ｆｅ（ビスシクロペンタジエニル鉄、（Ｃ_２Ｈ_５）_２Ｆｅ）を鉄ドーパント原料として用いてＧａＮなどの窒化物半導体層を３インチウエハ上に成長した場合、抵抗率としては平均として１×１０^５〜１×１０^９Ωｃｍが得られる。しかし、ウエハの表面積の８０％に相当するウエハ内周側で抵抗率の分布を測定した場合、±６０％程度のバラツキが生じる。更に、このように抵抗率に大きなバラツキが生じた半絶縁性の窒化物半導体層は、結晶性が低下するという問題も生じる。

このように半絶縁性ではあるものの抵抗率が不均一な窒化物半導体層上に、例えば、ＭＯＶＰＥ法などを用いて例えばアンドープＧａＮ層２μｍ／Ａｌ_０．２Ｇａ_０．８Ｎ層３０ｎｍというＨＥＭＴ構造を成長した場合、ＧａＮ層の膜厚やＡｌＧａＮ層の膜厚・組成に±１０〜２０％程度の不均一が生じてしまう。これは、下地のＦｅドープＧａＮ層の抵抗率が基板／ウエハ面内において異なる。基板／ウエハ面内において熱伝導率にも違いが生じ、そのためにＨＥＭＴ構造成長中のウエハ表面の温度に違いが生じる結果である。

また、このような窒化物半導体層は、抵抗率の不均一化とともに結晶性の低下を伴う場合がほとんどなため、その上に成長したＨＥＭＴ構造にソース、ドレイン、ゲート電極を形成して素子化した場合には、結晶性の低下が原因となり、半絶縁性ではない窒化物半導体層上に成長したものよりもゲートリーク電流が大幅に増大するという問題も生じる。

本発明の目的は、高い抵抗率（例えば、１×１０^５Ωｃｍ以上、１×１０^１２Ωｃｍ以下）、良好な抵抗率の均一性（例えば、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±３０％以下）、及び良好な結晶性（例えば、Ｘ線回折の半値幅が３０〜３００秒）を有する半絶縁性窒化物半導体ウエハ、半絶縁性窒化物半導体自立基板及びトランジスタ、並びに半絶縁性窒化物半導体層の成長方法及び成長装置を提供することにある。

本発明者は、半絶縁性ＧａＮにおける抵抗率の不均一性を改善すべく鋭意検討を行った結果、成長装置内にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどの半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアを同時に供給すると、気相中で局所的に金属のシアノ錯体からなる微粒子が形成され、気相中のドーパント濃度が局所的に極度に減少し、これが原因で抵抗率の大きなバラツキを生じることを見出した。この現象に関してはこれまで類似の報告は無く、本発明者が独自に見出した知見である。また、気相中で形成された金属のシアノ錯体微粒子自体は非常に安定なため分解することなく成長中に窒化物半導体結晶中に取り込まれる。その濃度が大きい場合、結晶性を劣化させる原因ともなる。

半絶縁性ドーパント原料を有機金属ではなく、例えば金属に塩酸ガスを吹き付けるなどして炉内で金属塩化物を生成し、これを成長領域に導入する場合には、シアノ錯体の発生は抑制可能であり、上記のような問題は生じない。ただし、半絶縁性ドーパント原料となる金属の多くは、現状では半導体製造に適した高純度なものが安価に得られない。このため、上記の方法を用いた場合には、例えば装置内に存在する石英製の部材から放出されるＳｉや酸素などの導電性を付与するドーパントも同時に供給されることになり、そもそも半絶縁性を得るのが困難になるという問題がある。このため、半絶縁性ドーパント原料としては、有機金属が現実的な選択となる。

このように、現実的に半絶縁性ドーパント原料としては有機金属（炭素を含む）しか選択肢が無く、かつ、半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアの気相反応が原因となり、抵抗率が均一な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得ることが困難であるというのが従来の状況であった。本発明者は、交互供給などの手段で、少なくとも半絶縁性ドーパント原料の有機金属とアンモニアを同時に成長領域に供給するのを避けることが、この問題を回避し、均一で高い抵抗率を有し、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得るために必須であることを明らかにし、本発明に至った。

本発明の一態様は、上記目的を達成するため、直径１０ｍｍ以上の基板と、前記基板上に形成され、金属のシアノ錯体からなる微粒子を１×１０^１２／ｃｍ^３以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体層とを備えた半絶縁性窒化物半導体ウエハを提供する。

前記半絶縁性窒化物半導体層に半絶縁性を付与する不純物は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属であるのが好ましい。

前記シアノ錯体中の金属が、遷移金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属であるのが好ましい。

前記基板は、直径１０ｍｍ以上であり、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗率の平均値が１×１０^５Ωｃｍ以上、１×１０^１２Ωｃｍ以下であり、その抵抗率のバラツキが±３０％以内であるのが好ましい。

前記半絶縁性窒化物半導体層は、Ｓｉ若しくは酸素、又はそれらの両方をｎ型不純物として含み、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置で、前記ｎ型不純物の濃度の合計が前記遷移金属の濃度の１０分の１以下であるのが好ましい。

また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、金属のシアノ錯体からなる微粒子を１×１０^１２／ｃｍ^３以上の濃度で含まない半絶縁性窒化物半導体自立基板を提供する。

また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、上記半絶縁性窒化物半導体ウエハ又は上記半絶縁性窒化物半導体自立基板と、前記半絶縁性窒化物半導体ウエハの前記半絶縁性窒化物半導体層上、又は前記半絶縁性窒化物半導体自立基板上に形成され、電子走行層となる第１の窒化物半導体層と、前記第１の窒化物半導体層上に形成され、電子供給層となる第２の窒化物半導体層とを備えたトランジスタを提供する。

また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、基板上にIII族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、窒素原料と半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる半絶縁性窒化物半導体層の成長方法を提供する。

前記III族原料、前記窒素原料及び前記半絶縁性ドーパント原料の各原料の前記基板上への供給は、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材を用いて行うのが好ましい。

また、本発明の一態様は、上記目的を達成するため、III族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料の各原料を、供給管を介して基板上に供給する原料供給手段と、前記原料供給手段の前記供給管と前記基板との間に設けられ、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材とを備えた半絶縁性窒化物半導体層の成長装置を提供する。

前記原料供給手段は、前記基板上に前記III族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給するのが好ましい。

本発明によれば、高い抵抗率（例えば、１×１０^５Ωｃｍ以上、１×１０^１２Ωｃｍ以下）、良好な抵抗率の均一性（例えば、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±３０％以下）、及び良好な結晶性（例えば、Ｘ線（００４）回折の半値幅が３０〜３００秒）を有する半絶縁性窒化物半導体層が得られる。

図１は、ガス供給シーケンスの一例を示し、（ａ）〜（ｃ）は本発明の実施例のシーケンス図、（ｄ）は比較例のシーケンス図である。 図２は、本発明の実施例に係るＨＶＰＥ成長装置の概略の構成を示す図である。 図３（ａ）〜（ｃ）は、実施例１により得られたＧａＮ層の特性を示す図である。 図４は、比較例に係るＨＶＰＥ成長装置の概略の構成を示す図である。 図５（ａ）〜（ｃ）は、比較例１により得られたＧａＮ層の特性を示す図である。 図６は、ＶＡＳ法の概要を示す図である。 図７は、本発明の実施例６に係るＨＥＭＴ構造のトランジスタを示し、（ａ）は半絶縁性窒化物半導体ウエハを用いたトランジスタの断面図、（ｂ）は半絶縁性窒化物半導体自立基板を用いたトランジスタの断面図である。

［実施の形態］
本発明の実施の形態に係る半絶縁性窒化物半導体層の成長方法は、基板上にIII族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料を供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる半絶縁性窒化物半導体層の成長方法において、前記III族原料は、連続的又は断続的に前記基板上に供給し、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料は、交互に前記基板上に供給するものである。

ここで、「交互」とは、窒素原料の供給と、半絶縁性ドーパント原料の供給との間に両者のいずれも供給していない時間帯があってもよく、両者がともに供給している時間帯があってもよい。

窒素原料と半絶縁性ドーパント原料とを交互に基板上に供給することで、金属のシアノ錯体微粒子の形成が抑制され、抵抗値のバラツキが小さくなる。

また、III族原料、窒素原料及び半絶縁性ドーパント原料の各原料の基板上への供給は、各原料を基板の上方から基板の表面の中央部に導入し、基板の表面の中央部に導入した各原料を基板の表面に沿って基板の表面全体に導く整流部材を用いて行うのが好ましい。

上記の成長方法によって得られた半絶縁性窒化物半導体層は、金属のシアノ錯体からなる微粒子（シアノ錯体微粒子）を１×１０^１２／ｃｍ^３以上の濃度で含まないことに特徴がある。金属のシアノ錯体微粒子が窒化物半導体層に混入すると、半絶縁性窒化物半導体層の結晶性が低下する。シアノ錯体微粒子の濃度としては、１×１０^１２／ｃｍ^３未満が実用レベルであるが、１×１０^１０／ｃｍ^３未満であるのがより好ましく、シアノ錯体微粒子を含まないのが最も好ましい。

上記の窒化物半導体層の成長方法としては、ＨＶＰＥ法あるいはＭＯＶＰＥ法が好ましいが、分子線エピタキシー（ＭＢＥ：Molecular Beam Epitaxy）法や昇華法でも良い。

上記の窒素原料としては、アンモニアが好ましいが、例えばＭＢＥ法においては窒素プラズマを用いても良い。

上記の半絶縁性ドーパント原料としては、有機金属が好ましい。例えば、鉄ドープを行う場合には、Ｃｐ_２Ｆｅ（ビスシクロペンタジエニル鉄、（Ｃ_５Ｈ_５）_２Ｆｅ）やＭｅＣｐ_２Ｆｅ（ビスメチルシクロペンタジエニル鉄、（ＣＨ_３Ｃ_５Ｈ_４）_２Ｆｅ）が挙げられる。また、半絶縁性ドーパント原料は、水素、窒素などで希釈して供給されるのが好ましい。また、成長装置内でのガス供給管の管壁への半絶縁性ドーパント原料の析出を防止するために、半絶縁性ドーパント原料の供給時に塩酸などと混合して供給しても良い。

上記の窒化物半導体層の原料となる窒素（希釈の窒素ではなく）含有Ｖ族原料と、半絶縁性ドーパント原料は同時に供給しないのが好ましい。窒素原料と半絶縁性ドーパント原料を交互に供給するのは、本発明の好ましい実施方法である。この場合、窒化物半導体層を構成するもう一方の原料であるIII族原料は連続的に供給しても良いし、半絶縁性ドーパント原料と同じタイミングで断続的に供給しても良い。交互供給の周期としては、１秒〜１分程度が好ましい。また、この周期内での半絶縁性ドーパント原料と窒素原料の供給時間の比率は１０：１〜１：１０の間であるのが好ましい。更に、半絶縁性ドーパント原料と窒素原料の供給の間には、金属のシアノ錯体微粒子の生成を抑制する観点から、１〜１０秒程度のパージ（浄化）時間を設けるのが好ましい。

上記の窒化物半導体層が成長する成長装置としては、後述する図２のＨＶＰＥ成長装置１Ａのように、原料ガスが供給口〜成長部〜排気にわたって、逆流や滞留せずに一方通行で流れる配置とするのが好ましい。原料ガスの流れに逆流や滞留があると、交互供給の効果が薄れ、金属のシアノ錯体微粒子が発生しやすくなるためである。また、交互供給の効果を高めるためには、窒素原料の供給口と半絶縁性ドーパント原料の供給口は分離されているのが好ましい。

以上の方策により、気相中での金属のシアノ錯体微粒子の生成が抑制され、抵抗率が均一で、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハを得ることができる。

上記の窒化物半導体ウエハのサイズとしては、直径１０ｍｍ以上であるのが好ましい。ウエハがこれよりも小さい場合には、金属のシアノ錯体微粒子を含んでいても実用上問題ない均一性が得られる場合があるが、ウエハが大きくなればなるほど均一性の確保が困難になり、本実施の形態の方法が有効となる。産業応用上はウエハサイズとしては、直径２インチ（５０ｍｍ）以上が好ましく、４〜８インチであるのがより好ましい。

上記の半絶縁性ドーパント原料に含まれる不純物としては、遷移金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属であるのが好ましい。半絶縁性を付与する不純物として、これらを用いた場合には、上記のシアノ錯体を構成する金属は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つである。

本実施例により実現される半絶縁性窒化物半導体層のウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗率の平均値が１×１０^５Ωｃｍ以上である窒化物半導体ウエハは、高速・ハイパワーデバイス用の基板として好適である。上記の抵抗率の平均値としては、１×１０^８Ωｃｍ以上であるのがより好ましく、１×１０^１１Ωｃｍ以上であるのが更に好ましい。また、上記の抵抗率のバラツキ（＝±｛（（最大値−最小値）／平均値）／２｝×１００）は±３０％以内であるのが好ましく、±１０％以内であるのが更に好ましく、±５％以内であるのが最も好ましい。

上記の半絶縁性窒化物半導体層は、結晶中にＳｉあるいは酸素などのｎ型伝導性を付与する不純物を含んでも良いが、上記ウエハの表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置で、その不純物濃度の合計が上記遷移金属の濃度の１０分の１以下であるのが好ましい。

上記の窒化物半導体ウエハは、サファイア、ＳｉＣ、ＺｎＯ、Ｓｉ、ＧａＡｓなどの異種基板上に窒化物半導体層を成長したもの、窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を成長したものでもよい。また、窒化物半導体ウエハの代わりに窒化物半導体自立基板それ自体でもよい。

ここで「異種基板」とは、当該基板上に形成しようとする薄膜などの材質と異なる材質からなる基板のことをいう。「自立基板」とは、自らの形状を保持でき、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度を有する基板をいう。このような強度を具備するようにするため、自立基板の厚みは２００μｍ以上であることが好ましい。

異種基板上に成長した窒化物半導体層の場合、転位密度が１×１０^１０／ｃｍ^２以下、１×１０^９／ｃｍ^２以下、又は１×１０^８／ｃｍ^２以下のものを得ることができる。

上記窒化物半導体ウエハが窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を成長したものか、又は窒化物半導体自立基板それ自体である場合には、成長条件に依存するが、転位密度が１×１０^７／ｃｍ^２以下、１×１０^６／ｃｍ^２以下、又は１×１０^５／ｃｍ^２以下のものを得ることができる。

また、上記の窒化物半導体ウエハ、あるいは窒化物半導体自立基板上に窒化物半導体層を積層してなる、ＨＥＭＴなどの窒化物半導体電界効果トランジスタは、本発明の好ましい実施形態である。更に、ＨＥＭＴ上にヘテロバイポーラトランジスタを積層した構造にも適用可能である。

（実施の形態の効果）
本実施の形態によれば、以下の効果を奏する。
（１）均一で高い抵抗率を有し、かつ結晶性の良好な半絶縁性窒化物半導体ウエハ及び自立基板が初めて実現される。すなわち、高い抵抗率（例えば、１×１０^５Ωｃｍ以上、１×１０^１２Ωｃｍ以下）、良好な抵抗率の均一性（例えば、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での抵抗率のバラツキが±３０％以下）、及び良好な結晶性（例えば、Ｘ線（００４）回折の半値幅が３０〜３００秒）を有する半絶縁性窒化物半導体層が得られる。
（２）また、これらのウエハや自立基板上に成長したＨＥＭＴ構造は、従来法による同様のウエハや自立基板上に形成したものよりも膜厚・組成の均一性が高くできるため、特性の均一性が高くなる。また、ゲートリーク電流も大幅に低減することができる。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

まず、以下に説明する比較例の方法により半絶縁性ＧａＮウエハを製作する方法とその場合のウエハ特性について説明する。

（比較例１）
図４は、比較例に係るＨＶＰＥ成長装置の概略の構成を示す図である。比較例１においては、図４に示す構成のＨＶＰＥ成長装置１Ｂを用いて基板１０、例えばサファイア基板上に、低温成長ＧａＮバッファ層を介して窒化物半導体層としての５μｍのＧａＮ層を成長した。ＨＶＰＥ成長装置１Ｂは、原料部３ａと成長部３ｂに分かれており、それぞれが別々の原料部ヒータ４ａ、成長部ヒータ４ｂによりそれぞれ約８００℃、５００〜１２００℃に加熱される。

原料部３ａから成長部３ｂに向けて、Ｖ族ライン６１、III族ライン６２、エッチング／ドープライン６３の３系統のガス供給ライン（供給管）６が設置されている。Ｖ族ライン６１からは、窒素原料としてのＮＨ_３とともに、キャリアガスとして水素、窒素あるいはこれらの混合ガスが供給される。III族ライン６２からは、ＨＣｌとともに、キャリアガスとして水素、窒素、又はこれらの混合ガスが供給される。III族ライン６２の途中にはＧａ融液タンク７が設置されており、ここでＨＣｌガスと金属ガリウムが反応してIII族原料としてのＧａＣｌガスが生成され、ＧａＣｌガスが成長部３ｂへと送り出される。エッチング／ドープライン６３からは、未成長時及びアンドープＧａＮ層成長時に水素／窒素の混合ガスが導入され、ドープされたＧａＮ層成長時にドーパント原料、ＨＣｌガス、水素及び窒素が導入される。比較例１では、後述する図１（ｄ）に示すように、ＮＨ_３、ＨＣｌ、ＣＰ_２Ｆｅを連続的に供給した。なお、ガス供給ライン６及びＧａ融液タンク７は、原料供給手段を構成する。

半絶縁性ドーパント原料としては、反応炉２外に保管されたＣｐ_２Ｆｅを水素でバブリングして供給した。また、成長後にＨＶＰＥ成長装置１Ｂ内に付着したＧａＮを除去するために行う１１００℃程度の温度でのベーキング時には、エッチング／ドープライン６３から塩酸ガス、水素及び窒素が導入される。成長部３ｂには、３〜１００ｒｐｍ程度の回転数で回転するトレー５が設置され、そのガス供給ライン６の出口と対向した面（設置面）５ａ上に基板１０が設置される。原料ガスは基板１０上へのＧａＮ成長に使用された後、最下流部から排気管９を介して排気される。比較例及び実施例での成長は全て常圧（１気圧）にて実施した。

各ライン６１、６２、６３の配管、Ｇａ融液タンク７、トレー５の回転軸５ｂは、高純度石英製であり、トレー５は、ＳｉＣコートのカーボン製である。また、各ライン６１、６２、６３の配管は、外径１０ｍｍ、内径８ｍｍを有し、５ｍｍの間隔を設けて互いに隣接している。また、各ライン６１、６２、６３の配管の先端は、基板１０に正対しており、基板１０の表面から１０ｃｍの範囲にある。

基板１０として用いるサファイア基板としては、表面がＣ面からＭ軸方向に０．３°傾斜した表面を有し、厚さが９００μｍ、直径が１００ｍｍのものを用いた。

（ＨＶＰＥ成長）
ＨＶＰＥ成長は、以下のように実施した。サファイア基板をＨＶＰＥ成長装置１Ｂのトレー５にセットした後、純窒素を流し、反応炉２内の大気を追い出す。次に、水素３ｓｌｍと窒素７ｓｌｍの混合ガス中で基板温度を１１００℃とし、１０分間保持した。その後、基板温度を５５０℃とし、低温成長ＧａＮバッファ層を１２００ｎｍ／時の成長速度で２０ｎｍ成長した。この際に流すガスとしては、III族ライン６２からＨＣｌを１ｓｃｃｍ、水素を２ｓｌｍ、窒素を１ｓｌｍ、Ｖ族ライン６１からアンモニアを１ｓｌｍ、水素を２ｓｌｍ、エッチング／ドープライン６３から水素を３ｓｌｍとした。

低温成長ＧａＮバッファ層の成長後、基板温度を１０５０℃に上昇させ、５μｍの鉄ドープＧａＮ層を１２０μｍ／時の成長速度で成長した。この際に流すガスとしては、III族ライン６２からＨＣｌを１００ｓｃｃｍ、水素を２ｓｌｍ、窒素を１ｓｌｍ、Ｖ族ライン６１からアンモニアを２ｓｌｍ、水素を１ｓｌｍとした。エッチング／ドープライン６３から水素を２．８ｓｌｍ、ＨＣｌを１００ｓｃｃｍ、水素を１００ｓｃｃｍとし、バブリングしたＣｐ_２Ｆｅを導入した。Ｃｐ_２ＦｅとＧａＣｌとのモル比（以下、「[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比」という。）は、１０^−６〜１０^−２の範囲とした。比較のために、鉄ドープを行わないアンドープＧａＮ層も同様にして成長した。

鉄ドープＧａＮ層の成長後にアンモニアを２ｓｌｍ、窒素を８ｓｌｍ流しつつ、基板温度を室温付近まで冷却した。その後、数１０分間窒素パージを行い、反応炉２内を窒素雰囲気としてから基板１０を取り出した。

（ＧａＮ層の特性）
図５は、比較例１により得られたＧａＮ層の特性を示す。図５（ａ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比と抵抗率との関係を示す図、図５（ｂ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比と抵抗率のバラツキとの関係を示す図、図５（ｃ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比とＸ線（００４）回折の半値幅（秒）との関係を示す図である。

[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が１０^−５より小さい場合と１０^−３以上の場合には、半絶縁性は得られず、抵抗率が０．１Ωｃｍ以下のｎ型伝導性を示した。このため、１０^−５より小さい場合と１０^−３以上の試料は、図５（ａ）、図５（ｂ）にはプロットされていない。[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が１０^−５以上１０^−３未満の場合には、抵抗率の面内の平均値が１．５×１０^５Ωｃｍ以上の半絶縁性となった。ここでの「抵抗率の面内の平均値」とは、ウエハ面内の中心側８０％の面積内での値のことである。

図５（ｂ）から明らかなように、ウエハ面内での抵抗率のバラツキは±６０％程度であり、非常に不均一であった。ここで、抵抗及びバラツキの測定は、以下のように行った。各試料とも、基板表面における所定の方向の半径（線分）上における、ウエハ外周縁より５ｍｍの位置と、ウエハ中心と、これら２点間の線分を４等分する３点との合計５点で測定した。さらに、中心角で±４５°、±９０°異なる半径（線分）上における、ウエハ外周縁から内側に５ｍｍの位置と、ウエハ外周縁から内側に５ｍｍの位置とウエハ中心との間の線分を４等分する３点との合計４点で測定した。そして合計２１点の測定点で測定し、バラツキを求めた。なお、上記測定は、円形基板の場合の一例を示したものであるが、測定点は、上記測定点、測定位置に限られず、基板サイズや形状により、基板面内の適宜分散した複数の位置で測定すればよい。

また、図５（ｃ）に示すように、結晶性を調べるためにＸ線回折測定を行ったところ、（００４）回折のロッキングカーブ半値幅はアンドープＧａＮで２００秒程度であり、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が２×１０^−４より小さい場合に２００秒台であった。しかし、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比の増加とともに半値幅が増加した。このことは、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比の増加に伴い結晶欠陥が増加していることを示唆している。

[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が１０^−５より小さい場合にｎ型伝導性を示すのは、結晶中のＳｉと酸素の濃度の和がＦｅの濃度よりも高いためであることが２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ：Secondary Ion Mass Spectrometry）による測定から確認された。Ｓｉと酸素は、成長装置１Ｂの内壁から放出され、成長中に結晶中に取り込まれる。ＳＩＭＳの測定によると、その濃度は、今回用いた成長条件ではＳｉが１×１０^１７／ｃｍ^３程度、酸素が３×１０^１６／ｃｍ^３程度であった。

[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が１０^−５以上となると、ＧａＮ中のＦｅ濃度の方がＳｉと酸素濃度よりも多くなり、半絶縁性を示すようになる。ここで得られた半絶縁性ＧａＮ層のＦｅ濃度は、３×１０^１７〜２×１０^１８／ｃｍ^３の範囲であった。

[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が１０^−３以上となると、Ｘ線回折測定の半値幅に示されるようにＧａＮ結晶の劣化により欠陥準位を介した伝導が支配的となり、再びｎ型伝導性を示すようになる。

結晶性劣化の原因を特定するために、上記の試料の一部に対して透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行った。その結果、アンドープＧａＮの転位密度が３×１０^８／ｃｍ^２であるのに対して、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が５×１０^−６以上の試料においては、これよりも転位密度が増大していることが判明した。また、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が５×１０^−６以上の試料においては、転位以外に、ＧａＮ結晶中に５０ｎｍ径の粒が含まれていた。電子線回折及び特性Ｘ線の測定などから、この粒は鉄のシアノ錯体が凝集した微粒子であることが判明した。また、この微粒子の密度は[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が５×１０^−６の試料でも１×１０^１２／ｃｍ^３程度の密度で面内に不均一に分布しており、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が高い試料では更に高濃度に分布していた。更に微粒子は、抵抗率の高い部分では少なく、抵抗率の低い部分ではより高い濃度で存在していた。

以上の結果から、次のようなモデルが考えられる。鉄ドープＧａＮ層成長時には、Ｃｐ_２Ｆｅ、ＧａＣｌ、ＮＨ_３が同時に基板１０上に供給される。この際に、Ｃｐ_２Ｆｅ分子中のＣとＮＨ_３中のＮが結合しＣＮ基を形成し、更にこれとＦｅ原子が結合して鉄シアノ錯体を構成する。この鉄シアノ錯体が気相中で凝集して微粒子を形成する。このような微粒子を形成する気相反応が生じない場所では、供給したＦｅ原子がＧａＮ中に取り込まれるため、比較的高い抵抗率が得られる。一方、成長装置１Ｂ内の別の場所では微粒子が形成されるため、気相中のＦｅが欠乏し、低抵抗となるとともに微粒子が結晶中に取り込まれ、結晶性が劣化する。また、気相中での微粒子生成反応はＦｅ、Ｃ、Ｎが出会う確率と時間に依存するため、原料ガス供給口から遠い場所や、原料が逆流や滞留してから基板１０に到達する位置などで、よりＦｅ濃度が低下し低抵抗となり、微粒子濃度が高くなると考えられる。すなわち、比較例で見られる抵抗率の不均一性は、鉄シアノ錯体微粒子の生成の結果であると考えられる。

表１は、以上の結果を示すものである。

なお、表１において、最大の抵抗率が得られる条件において、半絶縁性では、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗率の平均値が１×１０^１０Ωｃｍ以上を○、１０^８〜１０^１０Ωｃｍ以下を△、１×１０^８Ωｃｍ未満を×で表した。また、抵抗率の均一性は、最大の抵抗率が得られる条件においてウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗値のバラツキが±３０％以内を○、±５０％以上を×、±３０％を超え、±５０％未満を△で表した。また、結晶性は、最大の抵抗率が得られる条件においてＸ線回折の半値幅が３０〜３００秒を○、５００秒以上を×、３００〜５００秒を△で表した。

（比較例２〜４）
図１は、ガス供給シーケンスの一例を示し、（ａ）〜（ｃ）は本発明の実施例のシーケンス図、（ｄ）は比較例のシーケンス図である。

次に、気相中での微粒子生成を抑制するために、成長装置１Ｂは図４の構成のままで、ＧａＣｌ、ＮＨ_３、Ｃｐ_２Ｆｅのガス供給シーケンスを図１（ａ）〜（ｃ）に示すように、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅを同時に供給しないように変えて、上記と同様の実験を行った。比較例２は、ガス供給シーケンスとして図１（ａ）、比較例３は、ガス供給シーケンスとして図１（ｂ）、比較例４は、ガス供給シーケンスとして図１（ｃ）を用いた。結果としては、若干の抵抗率の向上、抵抗率の均一性・結晶性の改善はみられたものの、比較例と大差ない結果しか得られなかった。

この原因としては、図４に示すように、各原料が供給口から放出されてから、ほぼ経路が規定されていない空間をただよって基板１０に到達するという配置であるため、各原料が成長装置１Ｂ内を逆流・滞留し長時間、成長装置１Ｂ内に留まり、その間に微粒子を生成してしまうためと考えられる。

図２は、本発明の実施例に係るＨＶＰＥ成長装置の概略の構成を示す図である。本実施例のＨＶＰＥ成長装置１Ａは、図２に示すように、図４に示すＨＶＰＥ成長装置１Ｂにおいて、ガス流路を制限する整流部材８を追加し、ガスが逆流・滞留することなく、一方通行に流れる構成とし、上記と同様の実験を行った。

整流部材８は、Ｖ族ライン６１、III族ライン６２及びエッチング／ドープライン６３の出口部を収容するとともに、上端から下方に向かって径が小さくなるようにすり鉢状に形成された導入部８１と、導入部８１の下部に接続された直胴部８２と、基板１０との間に僅かに隙間が形成されるように基板１０に平行なドーナツ状の水平板８３とを備える。導入部８１は、上端が内径５０ｍｍ、下端が内径２０ｍｍ、軸方向の長さが５０ｍｍとなっている。導入部８１の上端の位置は、各ライン６１、６２、６３の先端と一致してもよい。直胴部８２は、内径２０ｍｍを有し、基板１０の表面から２０ｍｍの位置まで達している。直胴部８２と水平板８３との角には、ガスが円滑に流れるようにするために、半径５ｍｍのＲ加工が施されている。整流部材８の材料として、カーボン、ＳｉＣ、石英等を用いることができる。

整流部材８は、上記のように構成されているので、各ライン６１〜６３から供給された原料ガスは、基板１０の上方から基板１０の表面の中央部に導入される。そして、基板１０の表面の中央部に導入された原料ガスは、基板１０の表面に沿って基板１０の表面全体に導かれる。

（比較例５）
比較例５は、図２に示すＨＶＰＥ成長装置１Ｂを用い、図１（ｄ）の比較例と同じガス供給シーケンスを用いた。この場合、比較例１と同様の結果しか得られなかった。

しかし、図１（ａ）に示すように、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅを交互に流すガス供給シーケンスを採用したところ、得られたＧａＮウエハの特性に劇的な改善が見られた。この場合、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅを流す時間Ｔｆは両方とも２秒であった。

（ＧａＮ層の特性）
図３は、実施例１により得られたＧａＮ層の特性を示す。図３（ａ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比と抵抗率との関係を示す図、図３（ｂ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比と抵抗率のバラツキとの関係を示す図、図３（ｃ）は、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比とＸ線（００４）回折の半値幅（秒）との関係を示す図である。

図３（ａ）から明らかなように、比較例よりも低い[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が５×１０^−６から抵抗率の平均値が２×１０^５Ωｃｍの半絶縁性が得られており、また比較例のｎ型伝導を示したよりも高い[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比の４×１０^−３まで半絶縁性を示し、その場合の抵抗率は２×１０^１１Ωｃｍという極めて高い値であった。更に、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比の５×１０^−６から４×１０^−３までの範囲に渡り、比較例よりも高い抵抗率を得ることができた。また、シアノ錯体の濃度は、Ｎｏ．１試料は１×１０^６未満、Ｎｏ．２試料は２×１０^７、Ｎｏ．３試料は３×１０^８、Ｎｏ．４試料は５×１０^８、Ｎｏ．５試料は８×１０^８、Ｎｏ．６試料は１×１０^１１、Ｎｏ．７試料は１×１０^１１であった。

また、図３（ｂ）から明らかなように、抵抗率の面内均一性も大幅に向上し、半絶縁性が得られた全範囲に渡り±３０％以下のバラツキに抑えられ、最良の場合には±５％以下のバラツキとなった。これらのウエハの結晶性をＸ線回折測定により調べたところ、図３（ｃ）に示すように、（００４）回折の半値幅は[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が高くなるとともに減少する傾向が観察された。[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が８×１０^−４の場合には、抵抗率が８．５×１０^９Ωｃｍでありながら、Ｘ線（００４）回折の半値幅が３３秒という非常に結晶性の良い半絶縁性のＧａＮ層が得られた。今回得られた半絶縁性ＧａＮ層の（００１）回折半値幅は１００〜６００秒の範囲であり、（１０２）回折の半値幅は１２０〜８００秒の範囲であった。本実施例１で得られた半絶縁性ＧａＮ層の転位密度は、１×１０^８／ｃｍ^２台前半から１×１０^７／ｃｍ^２台後半の間であった。また、本実施例１による半絶縁性ＧａＮ結晶中の鉄シアノ錯体微粒子の濃度としては、１×１０^１２／ｃｍ^３未満であった。

以上の結果は、鉄シアノ錯体微粒子の濃度が１×１０^１２／ｃｍ^３未満の場合には、鉄ドープ量が適切な範囲内では、鉄ドープにより転位密度が減少し、Ｘ線回折半値幅が減少する効果があるということを示している。

また、ＳＩＭＳによる測定の結果、[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]比が同じ場合には、本実施例１によるＧａＮの方が比較例よりもＦｅが高濃度にドーピングされており、その範囲は３×１０^１７〜５×１０^１９／ｃｍ^３の範囲であった。また、同様の実験を複数回繰り返した結果から、安定的に半絶縁性を得るためには、ＧａＮ層中のＦｅ濃度がＳｉと酸素濃度の合計の１０倍以上の濃度が必要であることが確認された。

以上の結果から、本実施例１の方法により、気相中での鉄シアノ錯体微粒子の生成が抑制された結果、比較例のような気相中でのＦｅの局所的な欠乏が抑制され、均一かつ高効率なＦｅのドーピングとＧａＮ結晶性劣化の抑制が実現されたものと解釈される。

また、図３は室温での測定結果であるが、図３で１×１０^５Ωｃｍ以上の高い抵抗率を示した試料は、２００℃においても若干抵抗が低下するものの、依然として１×１０^５Ωｃｍ以上の抵抗率を有していた。

なお、実施例１の方法において、図１（ａ）に示すように、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅを交互に流すガス供給シーケンスを採用し、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅを流す時間Ｔｆを１秒〜１分の間で様々に変えて実験を行った。その結果、実施例１の結果とほぼ同じ結果を得た。

実施例２は、実施例１の方法において、図１(ｂ)に示すガス供給シーケンスを採用し、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅ及びＧａＣｌを流す時間Ｔｆを１秒〜１分の間で様々に変え、また図１（ｃ）の場合には原料を流さないインターバル時間Ｔｉを１〜１０秒の間で変えて実験を行った。その結果、実施例１の結果とほぼ同じ結果を得た。

実施例３は、実施例１の方法において、図１(ｃ)に示すガス供給シーケンスを採用し、ＮＨ_３とＣｐ_２Ｆｅ及びＧａＣｌを流す時間Ｔｆを１秒〜１分の間で様々に変え、また図１（ｃ）の場合には原料を流さないインターバル時間Ｔｉを１〜１０秒の間で変えて実験を行った。その結果、実施例１の結果とほぼ同じ結果を得た。

実施例１では、５μｍ厚のＧａＮ層を形成したが、実施例４は、実施例１〜３と同様の実験を１〜１０μｍ厚のＧａＮ層に対して行ったところ、実施例１〜３とほぼ同じ結果を得た。

実施例１の方法を、非特許文献１に記載のボイド形成剥離法（ＶＡＳ法）によるＧａＮ自立基板の製作に適用した。

図６は、ＶＡＳ法の概要を示す図である。まず、種結晶基板としてボイド基板を準備した。ボイド基板は、サファイア基板２１上に有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）などで低温成長ＧａＮ上に厚さ３００ｎｍ程度のＧａＮ薄膜２２を成長し、その表面にＴｉ薄膜２３を蒸着し、水素、アンモニア中で熱処理することでＴｉ薄膜２３をＴｉＮの網目構造に変換しつつ、ＧａＮ薄膜２２をボイド化（ボイド構造２４）したものである。その上にＨＶＰＥ法によりＧａＮ層２５を厚く成長し、その後、ボイド部分よりサファイア基板２１を剥離して自立したＧａＮ単結晶からなる半絶縁性窒化物半導体自立基板２０を得る。

サファイア基板２１としては、Ｃ面からＡ軸あるいはＭ軸方向、またはその間の方向に０．０５〜２°の範囲で傾斜した表面を有し、厚さが９００μｍ、直径が１００ｍｍのものを用いた。上記のボイド基板製作時のＴｉ薄膜２３の厚さは２２ｎｍとした。

ＨＶＰＥ成長の条件としては、例えば、基板温度８００〜１２００℃、圧力１０ｋＰａ〜１２０ｋＰａで、３０〜１０００μｍ／時の成長速度とし、３５〜２００ｍｍ径で５０μｍ〜１０ｍｍ厚のＧａＮ単結晶を製作した。成長装置としては、図２に示すＨＶＰＥ成長装置１Ａを用いた。各ライン６１〜６３の流量は以下の範囲とした。III族ライン６２からＨＣｌを２５〜１０００ｃｃｍ、水素を２ｓｌｍに加え、窒素をIII族ライン６２の総流量が３ｓｌｍとなる流量とした。Ｖ族ライン６１からアンモニアを１〜２ｓｌｍと水素を１ｓｌｍに加えて、窒素をＶ族ライン６１の総流量が３ｓｌｍとなる流量とした。また、エッチング／ドープライン６１からは、水素を２．８ｓｌｍ、ＨＣｌを１００ｓｃｃｍ、水素１００ｓｃｃｍでバブリングしたＣｐ２Ｆｅを導入した。[Ｃｐ_２Ｆｅ]／[ＧａＣｌ]のモル比は、実施例１などと同様に１０^−６〜１０^−２の範囲とした。比較のために、鉄ドープを行わないアンドープＧａＮ層も同様にして成長した。

アンドープの場合についてまず説明する。アンドープの場合には、成長装置や供給シーケンスによる特性の違いはわずかであった。具体的には、成長厚により得られる転位密度は異なるが、成長厚が５０〜１０ｍｍの間で増えるにつれて、転位密度は５×１０^７〜１×１０^４／ｃｍ^２の範囲で減少した。またそれにつれて、Ｘ線の（００４）回折半値幅は１２０〜３０秒の範囲で減少した。

これに対して、比較例で説明した図４に示すＨＶＰＥ成長装置１Ｂ、あるいは図１（ｄ）に示す供給シーケンスにて成長した半絶縁性ＧａＮ自立基板は、実施例１〜３と同様に、抵抗率が不均一であり、またアンドープの場合と比較して転位密度が増大し、Ｘ線回折の半値幅が増加した。

一方、実施例１〜３の図２に示すＨＶＰＥ成長装置１Ａ、及び図１（ａ）〜（ｃ）に示す供給シーケンスを用いた場合には、抵抗率及びその均一性は、ほぼ実施例１〜３の場合と同じ結果となり、抵抗率の増大と均一性の大幅な向上が見られた。これにより、本実施例の方法が異種基板上の薄膜のみならず自立基板の製造にも有効であることが示された。

また、本実施例の方法により成長した半絶縁性ＧａＮ自立基板の転位密度は、アンドープＧａＮ自立基板の約８０〜９０％に低減されていた。すなわち、Ｆｅドープによる結晶性の向上は、自立基板においても同様に得られるということが示された。

図７は、本発明の実施例６に係るＨＥＭＴ構造のトランジスタを示し、（ａ）は半絶縁性窒化物半導体ウエハを用いたトランジスタの断面図、（ｂ）は半絶縁性窒化物半導体自立基板を用いたトランジスタの断面図である。

図７（ａ）に示すトランジスタ３０Ａは、上記の比較例及び実施例により製造した半絶縁性窒化物半導体ウエハ４０上にＭＯＶＰＥ法によりＨＥＭＴ構造を成長した。半絶縁性窒化物半導体ウエハ４０は、サファイア基板３１上に低温成長ＧａＮバッファ層３２を形成し、ＧａＮバッファ層３２上にＦｅドープの半絶縁性ＧａＮ層３３を形成したものである。ＨＥＭＴ構造は、半絶縁性ＧａＮ層３３上に形成され、電子走行層となる第１の窒化物半導体層としての２μｍ厚のアンドープＧａＮ層３４と、アンドープＧａＮ層３４上に形成され、電子供給層となる第２の窒化物半導体層としての３０ｎｍ厚のＡｌ_０．２Ｇａ_０．８Ｎ層３５である。また、このトランジスタ３０Ａは、ＡｌＧａＮ層３５上にソース電極３６、ドレイン電極３７、ゲート電極３８を形成している。

図７（ｂ）に示すトランジスタ３０Ｂは、上記実施例５により製造した半絶縁性窒化物半導体自立基板２０上に、図７（ａ）と同様に、ＭＯＶＰＥ法によりＨＥＭＴ構造として２μｍ厚のアンドープＧａＮ層３４を形成し、アンドープＧａＮ層３４上に３０ｎｍ厚のＡｌ_０．２Ｇａ_０．８Ｎ層３５を形成した。また、このトランジスタ３０Ｂは、ＡｌＧａＮ層３５上にソース電極３６、ドレイン電極３７、ゲート電極３８を形成している。

比較例の方法で製作した抵抗率の分布が大きいウエハを用いた場合には、アンドープＧａＮ層３４の膜厚やＡｌＧａＮ層３５の膜厚・組成に±１０〜２０％程度の不均一が生じた。これは、下地のＦｅドープＧａＮ層３３の抵抗率が異なる結果、その熱伝導率にも違いが生じ、その結果ＨＥＭＴ構造成長中のウエハ表面の温度に違いが生じた結果と考えられる。

この場合には、ＨＥＭＴウエハ面内のシート抵抗が±２０％程度の分布を持ち、製品として要求される基準（＜±５％）を満たさないものであった。またこのＨＥＭＴウエハの表面に直径１００μｍのＮｉ／Ａｕショットキー電極を面内全体に２００個形成し、その電流―電圧特性を調べてところ、その８０％が大きな逆方向リーク電流（＞1Ａ／ｃｍ^２、１０Ｖ）を示し、トランジスタのゲート電極としての機能を果たさないということが明らかとなった。これは、半絶縁性ＧａＮ結晶の結晶性の低下による現象と思われる。

一方、本実施例による均一性が高く、結晶性の良いＧａＮウエハを用いた場合には、サファイア基板上のＧａＮ薄膜でも、自立基板を用いた場合でも、ＨＥＭＴのシート抵抗分布は面内で±５％以下に抑えられ、また、逆方向にリーク電流も２％程度の電極以外は、ゲート電極として十分な小さなリーク電流（＜１０^−３Ａ／ｃｍ^２）しか示さなかった。

［変形例１］
実施例１では、直径１００ｍｍに対して行ったが、変形例１では、実施例１〜６と同様の実験を、直径５〜２００ｍｍのウエハに対して行った。ウエハ径が直径１０ｍｍ未満の場合には、比較例でもある程度の抵抗率の均一性は確保されたが、ウエハ径が直径１０ｍｍ以上の場合には均一性を得るためには、本実施例の方法を用いる必要があった。抵抗率自体と、結晶性に関しては実施例１〜６とほぼ同様の結果が得られた。

［変形例２］
実施例１では、サファイア基板の表面がＣ面からＭ軸方向に０．３°傾斜したものを用いたが、変形例２では、実施例１〜６、変形例１と同様の実験を、サファイア基板の表面をＣ面から０．１〜２度、Ａ軸、Ｍ軸あるいはその中間の方向に傾いた面や、Ａ面、Ｍ面、Ｒ面やその他の半極性面や、それらの微傾斜面などとした場合にも行った。これらの場合得られるＧａＮ層の表面は、Ｇａ極性のＣ面、Ｎ極性のＣ面、Ａ面、Ｍ面、Ｒ面やその他の半極性面やその微傾斜面となったが、実施例１〜６及び変形例１とほぼ同様の結果が得られた。

［変形例３］
変形例３では、実施例１〜６、変形例１、２と同様の実験を、サファイア基板をサファイア、ＳｉＣ、ＺｎＯ、Ｓｉ、ＧａＡｓ基板に代えて行ったが、実施例１〜６、変形例１、２と同様に、本発明の効果が確認された。

［変形例４］
変形例４では、実施例１〜６、変形例１〜３と同様の実験を、バッファ層を低温成長ＧａＮバッファ層から、低温成長ＡｌＮバッファ層、高温成長ＡｌＮバッファ層に変えて行った。各バッファ層の厚さは１０ｎｍ〜２μｍの間であった。いずれの場合においても、実施例１〜６、変形例１〜３と同様の結果が得られた。

［変形例５］
変形例５として、成長方法をＨＶＰＥ法からＭＯＶＰＥ、ＭＢＥ法、昇華法に変えたものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。

［変形例６］
変形例６は、ＧａＮ以外の窒化物半導体材料、例えば、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＢＮや、ＧａＮを含むこれらの材料の混晶に対しても適用したものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。

［変形例７］
変形例７は、半絶縁性ドーパントとして鉄のかわりに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉを用いたものである。この場合においても、本発明の適用が可能である。

本発明は、トランジスタとして、高周波・ハイパワーデバイスに好適であり、通信機の送受信機部、レーダー、電子レンジなどに適用可能である。

なお、本発明は、上記実施の形態及び上記実施例に限定されず、発明の要旨を変更しない範囲で種々に変形実施が可能である。

１Ａ、１Ｂ…ＨＶＰＥ成長装置、２…反応炉、３ａ…原料部、３ｂ…成長部、４ａ…原料部ヒータ、４ｂ…成長部ヒータ、５…トレー、５ａ…設置面、５ｂ…回転軸、６…ガス供給ライン、７…Ｇａ融液タンク、８…整流部材、９…排気管、１０…基板、２０…半絶縁性窒化物半導体自立基板、２１…サファイア基板、２２…ＧａＮ薄膜、２３…Ｔｉ薄膜、２４…ボイド構造、２５…ＧａＮ層、３０Ａ、３０Ｂ…トランジスタ、３１…サファイア基板、３２…低温成長ＧａＮバッファ層、３３…半絶縁性ＧａＮ層、３４…アンドープＧａＮ層、３５…ＡｌＧａＮ層、３６…ソース電極、３７…ドレイン電極、３８…ゲート電極、４０…半絶縁性窒化物半導体ウエハ、６１…Ｖ族ライン、６２…III族ライン、６３…エッチング／ドープライン、８１…導入部、８２…直胴部、８３…水平板

Claims (10)

1. 基板上にIII族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、窒素原料と半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料としての有機金属とを交互に供給して前記基板上に半絶縁性窒化物半導体層を成長させる、金属のシアノ錯体からなる微粒子を１×１０ ^１２ ／ｃｍ ^３ 以上の濃度で含まない１×１０ ^５ Ωｃｍ以上、１×１０ ^１２ Ωｃｍ以下の抵抗率を有する半絶縁性窒化物半導体層の成長方法であって、
   前記III族原料、前記窒素原料及び前記半絶縁性ドーパント原料の各原料の前記基板上への供給は、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材を用いて行う半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。
2. 前記半絶縁性窒化物半導体層に半絶縁性を付与する、前記半絶縁性ドーパント原料に含まれる不純物は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属である請求項１に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。
3. 前記シアノ錯体中の金属が、遷移金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属である請求項１又は２に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。
4. 前記基板は、直径１０ｍｍ以上であり、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗率の平均値が１×１０ ^５ Ωｃｍ以上、１×１０ ^１２ Ωｃｍ以下であり、その抵抗率のバラツキ（＝±｛（（前記基板面内の分散した複数の位置で測定した前記抵抗率の最大値−同最小値）／前記平均値）／２｝×１００）が±３０％以内である（但し、前記複数の位置は、前記基板表面における所定の方向の半径（線分）における、ウエハ外周縁よりαｍｍの位置（αは前記基板の半径をＲｍｍとしたときに（（Ｒ−α） ^２ ／Ｒ ^２ ）×１００＝８０％を満たす値）と、ウエハ中心と、これら２点間の線分を４等分する３点との合計５点及び当該所定の方向の半径（線分）に対し中心角で±４５°、±９０°異なる半径（線分）上における、ウエハ外周縁から内側にαｍｍの位置と、ウエハ外周縁から内側にαｍｍの位置とウエハ中心との間の線分を４等分する３点との合計４点×４の合計２１点である）請求項１〜３のいずれか１項に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。
5. 前記半絶縁性窒化物半導体層は、Ｓｉ若しくは酸素、又はそれらの両方をｎ型不純物として含み、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置で、前記ｎ型不純物の濃度の合計が前記遷移金属の濃度の１０分の１以下である請求項３に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長方法。
6. III族原料、窒素原料、及び半絶縁性を付与する半絶縁性ドーパント原料としての有機金属の各原料を、供給管を介して基板上に供給する原料供給手段と、
   前記原料供給手段の前記供給管と前記基板との間に設けられ、前記各原料を前記基板の上方から前記基板の表面の中央部に導入し、前記基板の表面の中央部に導入した前記各原料を前記基板の表面に沿って前記基板の表面全体に導く整流部材とを備え、
   前記原料供給手段は、前記基板上に前記III族原料を連続的又は断続的に供給するとともに、前記窒素原料と前記半絶縁性ドーパント原料とを交互に供給する、金属のシアノ錯体からなる微粒子を１×１０ ^１２ ／ｃｍ ^３ 以上の濃度で含まない１×１０ ^５ Ωｃｍ以上、１×１０ ^１２ Ωｃｍ以下の抵抗率を有する半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。
7. 前記半絶縁性窒化物半導体層に半絶縁性を付与する、前記半絶縁性ドーパント原料に含まれる不純物は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属である請求項６に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。
8. 前記シアノ錯体中の金属が、遷移金属であるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つの金属である請求項６又は７に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。
9. 前記基板は、直径１０ｍｍ以上であり、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置での室温から２００℃における抵抗率の平均値が１×１０ ^５ Ωｃｍ以上、１×１０ ^１２ Ωｃｍ以下であり、その抵抗率のバラツキ（＝±｛（（前記基板面内の分散した複数の位置で測定した前記抵抗率の最大値−同最小値）／前記平均値）／２｝×１００）が±３０％以内である（但し、前記複数の位置は、前記基板表面における所定の方向の半径（線分）における、ウエハ外周縁よりαｍｍの位置（αは前記基板の半径をＲｍｍとしたときに（（Ｒ−α） ^２ ／Ｒ ^２ ）×１００＝８０％を満たす値）と、ウエハ中心と、これら２点間の線分を４等分する３点との合計５点及び当該所定の方向の半径（線分）に対し中心角で±４５°、±９０°異なる半径（線分）上における、ウエハ外周縁から内側にαｍｍの位置と、ウエハ外周縁から内側にαｍｍの位置とウエハ中心との間の線分を４等分する３点との合計４点×４の合計２１点である）請求項６〜８のいずれか１項に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。
10. 前記半絶縁性窒化物半導体層は、Ｓｉ若しくは酸素、又はそれらの両方をｎ型不純物として含み、ウエハ表面積の８０％に相当するウエハ内周側の位置で、前記ｎ型不純物の濃度の合計が前記遷移金属の濃度の１０分の１以下である請求項８に記載の半絶縁性窒化物半導体層の成長装置。

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