JP5696767B2 - 自立基板、およびその製造方法 - Google Patents
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Description
さらに詳しくは、良質なGaN系自立基板として有用な、GaN系半導体からなる自立基板、およびその製造方法に関する。
さて、こうしたGaNを代表とする窒化物半導体ショットキーダイオードでは、リーク電流が多い、電流電圧特性における理想因子n値が悪い、耐圧が低い、オン抵抗が高い、素子寿命が短いなどの問題があり、電子デバイス特性の改善が望まれている。
り、前記III族窒化物基板上に設けられた第1の窒化ガリウム系エピタキシャル層とを備
え、前記第1の窒化ガリウム系エピタキシャル層にはドナードーパントが添加されており、前記窒化ガリウム系エピタキシャル層は2×1016cm−3未満の炭素濃度を有しており、前記第1 の窒化ガリウム系エピタキシャル層は1×5×108cm−2未満の転
位密度を有する窒化物半導体が開示されている。
形成されたテンプレート(貫通転位密度は1×108cm−3)とGaNウエハ(貫通転位密度は1×106cm−3)のものを用い、この上に有機金属気相成長(MOCVD)
法でエピタキシャル層を形成したもので良好な電子デバイス特性が得られることが開示されている。例えば上記、エピタキシャル層上に形成されたショットキーダイオードの電流電圧特性における理想因子、いわゆるn値は1.03〜1.05という良い値が提示されており、GaNが電子デバイス用材料としてもポテンシャルの高いものであることが裏付けられている。
非特許文献1では様々なCMP(Chemical Mechanical Polishing)で処理したGaN自立基板に直接ショットキーダイオードに加工した例が示されているが、n値は1.5以上であり、障壁高さも、本来Ni/GaNから期待される値よりもかなり小さく、結果として極めて大きな逆方向リーク電流を招いている。
テンシャルを評価する上で重要なデバイスであることに鑑み、ショットキーダイオードの電子デバイス特性をGaN系半導体ウェハーの品質特性の指標とすることに着目した。その上で、前記品質特性が高いGaN系半導体からなる自立基板とその製造方法を見出した。
〔1〕GaN系半導体からなる自立基板であって、前記自立基板の表面に直接Niを金属電極としてショットキーダイオードを形成した場合、電流−電圧特性における理想因子n値が1以上1.3以下となることを特徴とする自立基板。
〔2〕前記〔1〕に記載の自立基板であって、前記自立基板の表面に直接Niを金属電極としてショットキーダイオードを形成した場合、逆方向電圧−5V印加時の電流値が、熱電界放出モデルおよび熱電子放出モデルの計算値の和として計算した理論電流値の50倍以下となることを特徴とする自立基板。
〔4〕TEMによる断面格子像観察での格子の乱れを観察することにより測定される表面のダメージ深さが10nm以下である前記〔1〕から〔3〕の自立基板。
マススペクトルのピーク強度比が0.01以下である前記〔1〕から〔4〕の自立基板。
〔6〕AFM(Atomic Force Microscopy)により、周辺1mmを除いた領域において測定される、1×1μm2におけるRMS値が1nm以下である前記〔1〕〜〔5〕の自立基板。
〔8〕GaN系半導体がAlxInyGa(1−x−y)N(但し、0≦x≦1、0≦y≦1、[x+y]<1)からなる前記〔1〕から〔7〕の自立基板。
〔9〕x+y<0.5である前記〔8〕の自立基板。
〔10〕室温での熱伝導率が250(W/m・K)以上である前記〔1〕から〔9〕の自立基板。
(2)研磨工程
(3)こすり洗浄工程
を含むことを特徴とする自立基板の製造方法。
〔13〕前記成長工程において、
H2ガスを含むキャリアガスと、GaClガスと、NH3ガスとを反応室に供給し、成長温度を900℃以上1200℃以下とし、成長圧力を8.08×104Pa以上1.21×105Pa以下とし、GaClガスの分圧を1.0×102Pa以上1.0×104Pa以下とし、NH3ガスの分圧を9.1×102Pa以上かつ2.0×104Pa以下とする、前記〔11〕または〔12〕の自立基板の製造方法。
〔15〕前記成長工程の後に、こすり洗浄工程を含む前記〔12〕から〔14〕に記載の自立基板の製造方法。
[1]GaN系半導体からなる自立基板
本発明を構成するGaN系半導体とは、GaNを主成分とするIII−V族化合物半導体
材料であり、III族元素としては、一般に、Gaを最も多く含み、一部がAlやInによ
って置換されており、V族元素はNである。従って、一般式で表記すれば、AlxInyGa(1−x−y)N(但し、0≦x≦1、0≦y≦1、[x+y]<1)となる。なお、当該GaN系材料のIII族元素は過半数がGaであること、すなわち、上記x及びyは
、[x+y]<0.5の不等式を満足することが好ましい。また、このようなGaN系材料には、微量の不純物や導電型の調整用に意図的に添加されたp型又はn型の不純物がドーピングされたGaN系材料が含まれることは、言うまでもない。
ショットキーダイオードのデバイス特性は、言うまでもなく、ショットキー接合が形成される金属と半導体の界面特性に顕著に影響を受ける。そして、デバイス特性が損なされる要因としては、半導体表面の研磨等によるダメージや汚染、或いは凹凸などが考えられる。
また、金属/半導体界面の凹凸は局所的電界集中の原因となり、順方向電流のトンネリング電流成分を増加させるが、当該トンネリング電流成分が大きい場合には、n値は2よりもさらに大きな値となる場合がある。また、電界集中の影響は逆方向電流特性において顕著であり、低電圧印加時においてもトンネリングや局所的ななだれ増倍を発生させるため、逆方向電流を増大させる原因となる。
このような原理を応用して、本発明では、GaN系半導体からなる自立基板として、下記の諸特性(表面状態、表面不純物レベル、転位密度、熱伝導率)を有することを特徴とする。
なお、下記の値のうち測定値(例えば、後述するショットキーダイオード形成して測定した場合のn値、および電流値等)および、理論値(例えば、熱電界放出モデルの計算値、熱電子放出モデルの計算値、およびこれらの和として計算した理論電流値等)は、自立基板の温度が16℃を想定した場合の数値とする。
本発明の自立基板は、表面に直接Niを金属電極としてショットキーダイオードを形成した場合、電流−電圧特性における理想因子n値が、1以上1.3以下となることが特徴である。かかる特性を有することにより、結晶性が優れ、かつ基板用ウェハーとして実用に耐える高品質な自立基板を得ることができる。なお、n値は、1に近い程好ましく、好ましい上限は、1.2以下であり、さらに好ましくは1.1以下である。
また、本発明の自立基板は、前記特性に加え、または独立して、表面に直接Niを金属電極としてショットキーダイオードを形成した場合、逆方向電圧−5V印加時の電流値が熱電界放出モデルおよび熱電子放出モデルの計算値の和として計算した理論電流値の50倍以下、好ましくは10倍以下であり、さらに好ましくは3倍以下であることが特徴である。かかる特性を有することにより、結晶性が優れ、かつ実用に耐える高品質な自立基板を得ることができる。
また、本発明の自立基板の更に好ましい態様としては、前述のショットキーダイオードを形成し、逆方向電圧−50V印加時の電流値が熱電界放出モデルおよび熱電子放出モデルの計算値の和として計算した理論電流値の50倍以下、好ましくは10倍以下であり、さらに好ましくは3倍以下であることが特徴である。
かかる特性を有する自立基板がこれまでに存在しなかったことはもとより、かかる評価法をもって自立基板の特性を確認することは、これまで当業者において行われていなかった。本発明において、かかる簡便かつ正確な評価により特性を把握し、これを満たす自立基板を製品化することは、電気的特性に優れる高品質な自立基板を提供する上で、技術的意義が極めて高いものである。
ショットキーダイオード特性は金属と半導体の界面特性に顕著に影響を受ける。電子
デバイス特性を損なう原因としては、表面の研磨等によるダメージや汚染、凹凸などが考えられる。
半導体領域にダメージや汚染に起因する欠陥準位が多く存在するショットキーダイオードに順方向電圧を印加すると、金属/半導体界面付近で理想状態と異なる電流輸送が生じる結果、ショットキーダイオードの順方向電流における理想因子(n値)は理想値である1から大きく外れ、また、逆方向電流の電流値も増大する。
順方向電圧印加時のn値の増大は、オン抵抗の増加につながり、ダイオード損失の原因となる。また、逆方向電流成分の増大はショットーダイオードの整流特性を損ない、これもまた、ダイオードを使用する回路における損失の原因となる。このため、本発明者らは良好なショットキーダイオードの形成には半導体表面の研磨等によるダメージや汚染、あるいは凹凸などの軽減が重要であることを見出した。
[3−1]表面のダメージ深さ
本発明の自立基板は、表面のダメージ深さが通常10nm以下、好ましくは5nm以下、さらに好ましくは3nm以下である。ダメージ深さは、TEM(透過型電子顕微鏡、Transmission Electron Microscope)による断面格子像観察での格子の乱れを観察することにより測定できる。断面TEM像により観察される基板表層には、完全結晶部分とは明らかに格子配列の異なる、不完全結晶領域と非晶質層が確認できる。この2つの部分の厚みをダメージ層として測定する。
また、TEMで観察される格子像の乱れた領域にはダメージと共に研磨や洗浄工程において不純物が取り込まれている可能性が高い。
[3−2]不純物濃度
本発明の自立基板はTOF−SIMS(飛行時間形二次イオン質量分析計、Time of Flight−Secondary Ion Mass Spectrometer)により、一次イオンAu、一次イオン加速電圧25kV、走査領域200μm角、二
次イオン積算時間150秒において測定されるSi/Gaのイオンマススペクトルのピーク強度比が、通常0.01以下、更に好ましくは0.005以下である。すなわち、製造工程において付着しやすいSiなどの不純物濃度が極めて低い。前記Si/Gaの強度比が大きすぎると、電子デバイス特性が顕著に低下する場合がある。また、同様の条件においてSiO2/Gaの強度比によっても測定することができる場合があり、その場合は、SiO2/Gaのイオンマススペクトルのピーク強度比が、通常0.1以下、更に好ましくは0.05以下である。
本発明の自立基板は、表面が極めて平坦で凹凸が少なく、AFM(原子間力顕微鏡、Atomic Force Microscopy)により、周辺1mmを除いた領域において測定される、1×1μm2におけるおけるRMS値が、通常1nm以下、好ましくは0.5nm以下、さらに好ましくは0.2nm以下である。
なお、本発明の自立基板(ウェハー)の周辺1mmを除いた領域においてRMS値を測定するのは、ウェハー周辺は、その他の加工により表面の凹凸差が大きくなる傾向があるためである。
本発明の自立基板は、転位由来の電流漏れ経路や抵抗などを低減し、良好な電気的特性を得る観点から、転位密度が通常1×107cm―2以下、好ましくは5×106cm―2以下、更に好ましくは3×106cm―2以下である。転位密度は、通常CL(カソードルミネッセンス)像で観察されたダークスポットの密度を計算することにより求めることができる。
[3−5]熱伝導率
GaN系の電子デバイスがパワーデバイスとして期待されるものであることは前記したところである。これは禁制帯幅が広く高温での動作が容易なためであるが、デバイスの安定な動作や長寿命化のためには出来る限り、温度上昇なく動作させる必要がある。
かかる観点より、本発明の自立基板は、室温(25℃)における熱伝導率が、通常250W/m・K以上、好ましくは300W/m・K以上、更に好ましくは345W/m・K以上のGaN系半導体であることが好ましい。
図1はレーザーフラッシュ法の測定原理を説明するための図で、この手法では、直径10mm、厚さ1〜5mm程度の円板状試料Sの表面を、パルス幅が数百μsのレーザー光により均一に加熱した後の試料Sの裏面温度変化から、熱拡散率を算出する測定法である。具体的には、熱拡散率αをレーザーフラッシュ法により計測し、他の方法により求めた密度p及び比熱容量Cpから、下式(1)式により熱伝導率λを算出する。
レーザーフラッシュ法は、直径10mm、厚さ1〜5mm程度の円板状試料Sの表面をパルス幅が数百μsのレーザー光により均一に加熱した後の試料Sの裏面温度変化から熱
拡散率を算出する測定法である。断熱条件を仮定した理論解によれば、パルス加熱後の試料Sの裏面温度は上昇し、試料S内の温度分布が均一化されるのに伴って一定値に収束する。レーザーフラッシュ法は、小さい試料を短時間に測定することができ、解析法が簡明であり、室温から200℃以上の高温に至るまでの計測が可能であるため、熱拡散率の標準的かつ実用的計測法として広く用いられる。
O. Kubasehewski, Thermochemical Propertie
s of Inorganic Substrates, Springer−Verlag, Berlin, 1977)。
試料Sの裏面温度の変化から熱拡散率αを算出するアルゴリズムとしては、t1/2法を使用した。t1/2法では、試料S裏面の過渡温度上昇の半分まで到達するのに要する時間から(2)式にしたがって熱拡散率αを算出する。ここで、dは試料Sの厚さである。
上記の熱伝導率を有する本発明のGaN系半導体は、例えば後述の本発明の自立基板の製造方法によって製造することができる。
本発明で用いたGaN系厚膜材料よりなる支持基体の熱伝導率を測定するに際しては、先ず、支持基体の両面を研磨て成形することにより、10mm×10mm×1mmの板状の評価用試料を作製し、次いで、当該評価用試料の両面に200nm程度の金膜を形成し、レーザー照射面側に更にカーボン膜(厚さ1μm弱)を形成して、これを熱伝導率測定試料とした。
[4]製造方法
本発明の自立基板の製造方法は、
(1)GaN系半導体を成長させる成長工程
を有する。
(2)研磨工程
(3)こすり洗浄工程
を有する。
以下、各工程について詳述する。
本発明の自立基板は、HVPE(Hydride Vapor Phase Epita
xial Growth)法、Naフラックス法、ソルボサーマル法などと呼ばれる公知
のGaNバルク成長法により結晶成長を行う成長工程を有する。中でもHVPE法によってGaN系半導体を成長させる成長工程を有するものが好ましい。
るという観点から、前述の特許文献1に記載の成長方法も用いるのが好ましい。以下、特許文献1で開示された成長方法を具体例に挙げてHVPE法による成長工程を説明する。
図2は、本発明のGaN系半導体(以下、適宜「GaN系材料」と称する。)の製造方法に好適なHVPE装置の概略構成を示す図である。HVPE装置100は、例えば、縦型のHVPE装置として構成されうる。縦型HVPE装置は、横型HVPE装置に比べて層流を形成しやすいために、高品質かつ高均一のエピタキシャル成長膜を再現性よく形成でき、バッチ処理(多数枚同時成長)に有利であるという特徴を有する。
GaN系材料を成長させる前記成長工程は、キャリアガスG1と、GaClガスG2と、NH3ガスG3とを導入室40から反応室10内の下地基板に供給する。
反応室10内の圧力(成長圧力)は、通常8.08×104Pa以上、好ましくは9.09×104Pa以上、更に好ましくは9.60×104Pa以上であり、通常1.21×105Pa以下、好ましくは1.11×105Pa以下、更に好ましくは1.06×105Pa以下である。
また、NH3ガス(G3)の分圧は、通常9.1×102以上、好ましくは1.5×103以上、更に好ましくは2.0×103Pa以上であり、通常2.0×104Pa以下、好ましくは1.5×104Pa以下、更に好ましくは1.0×104Paである。
GaN系材料或いは窒化ガリウム材料に導電性を持たせるためには、シリコン(n型の場合)などを意図的にドープすることが好ましい。一方で、高純度材料が必要な場合は、不純物を意図的にドープしない(アンドープ)ことが好ましい。また、不純物を意図的にドープしないサンプルは、意図的に不純物をドープしたサンプルよりも熱伝導率が高い傾向があり好ましい。不純物としては、例えば、酸素、シリコン、炭素、水素等を挙げることができる。意図的にドープしないサンプルの好ましい不純物濃度は、以下の通りである。
×1016atoms/cm3未満であることがより好ましく、2×1016atoms/cm3未満があることがさらに好ましい。ただし、酸素のSIMS検出下限は、2×1016atoms/cm3である。
また、上述の条件で成長させたGaN系厚膜材料をカソードルミネッセンス(CL)で評価したところ、転位密度は1×107cm−2以下であった。さらに、(002)面におけるX線ロッキングカーブの半値幅は300arcsec以下、(102)面におけるX線ロッキングカーブの半値幅は500arcsec以下であり、結晶性は良好であった。
下地基板としては、オフ基板を使用することもできる。例えば、サファイア基板であれば、その窒化物半導体結晶層を成長させる面が(ABCD)面又は(ABCD)面から微傾斜した面である基板を用いることができる。ここで、A、B、C、Dは自然数を示す。
この微傾斜の角度は、通常0°〜10°、好ましくは0°〜0.5°、より好ましくは0°〜0.2°である。例えば、(0001)面からm軸方向に微傾斜しているサファイア基板を好ましく用いることができる。この他に、例えばa(11−20)面、r(1−102)面、m(1−100)面、これらの面と等価な面及びこれらの面から微傾斜した面も用いることができる。ここで、等価な面とは、立方晶系では90°、六方晶系では60°回転させると結晶学的に原子の配列が同じになる面のことをいう。
下地層は、例えば、分子線エピタキシー法(MBE法)、有機金属気相成長法(MOCVD法)、PLD法(Pulsed Laser Deposition; J. Cryst. Growth, 237/239 (2002) 1153)、HVPE法等によって形成することができる。これらのうち、好ましいのはMBE法、MOCVD法及びPLD法であり、特に好ましいのはMBE法とMOCVD法である。
以下に、サファイアの下地基板上に下地層を介してGaN系材料層を形成する手順を例示的に説明する。先ず、サファイア基板上に、MBE法、MOCVD法、PLD法、HVPE法等により下地層を形成する。次に、下地層上に上述した手順でHVPE法によりGaN系厚膜材料層を形成する。Gaは、HClと反応させてGaClガスとして反応室10内に供給し、窒素原料はNH3ガスとして反応室10内に供給する。GaとHClとを反応させてGaClを生成する反応温度は、例えば、約850℃とする。
本発明においては、かかる成長工程の後、任意に公知の機械研削、ラッピング加工により表面を適度に平坦化する。
前述の成長工程の後、表面の凹凸や機械的損傷による結晶性の乱れを低減すべく、研磨処理が行われる。研磨処理は通常、前述の機械研削、ラッピング加工後に、CMP(Chemical Mechanical Polishing)法により行うのが好適である。
ここで、本発明において、研磨レートは、通常1000nm/時間以下、好ましくは500nm/時間以下、更に好ましくは100nm/時間以下である。研磨レートが早すぎると、研磨による表面のダメージが大きくなり、表面の凹凸差が大きくなる。この表面の凹凸差は、以後の工程における不純物の付着を助長する場合がある。また、後述のこすり洗浄工程において、付着した不純物の除去が困難になる場合もある。
本発明の自立基板の製造方法では、前述の成長工程や研磨工程により付着したGaN系半導体ウェハー表面の不純物を除去すべく、洗浄工程を行うのが好ましい。特に、前記研磨工程により付着しやすい研磨粒子がSiを含むものである場合は、電子デバイス特性に影響を与えやすいため、当該Si不純物の濃度を低減するため、こすり洗浄を行うことが好ましい。
洗浄液は、除去対象物や、自立基板の表面の結晶性に応じて最適なものが選択される。
通常、界面活性剤等の付着物の除去効果のある薬液を用いるが、例えば、Siを含む研磨粒子を除去対象とする場合は、アルカリ溶液が好ましく、特にKOH水溶液が好ましい。KOHの濃度は、通常1重量%以上、好ましくは3重量%以上、更に好ましくは5重量%であり、通常50重量%以下、好ましくは40重量%以下、更に好ましくは30重量%以下である。アルカリ濃度が高すぎるとエッチング作用により表面粗度が悪化する可能性があり、低すぎると十分な洗浄効果が得られない。
こすり洗浄は、通常、前述の研磨工程に引き続き行われるものであるため、研磨布は、不織布や、発泡性樹脂が用いられる。
[4−4]後工程
こすり洗浄工程後、仕上げ工程として、任意にワックス洗浄、純水洗浄、乾燥などの工程を経て製品としての自立基板を得ることができる。
純水洗浄は、不純物を最終的に除去する工程である。通常、純水を用いて流水洗浄する
。
[1]参考例1
下地基板として表面が(0001)面からなる厚さ430μm、直径2インチのサファイア基板を用意し、これを前処理として有機溶剤で洗浄した。その後、MOCVD装置により下地基板の上に厚さ2μmの下地GaN層を成長させた。
下地基板より分離して得られたGaN結晶の表面をAFMにて観察したところ、100nmを越えるような凹凸のある粗面であった。
前記GaN結晶の表面を、c面に平行な方向に、機械研削、ラッピング加工し、略平板状のGaN基板(ウェハー)を得た。次に、基板のGa面側表面を研磨液により研磨した。研磨液は、平均粒径80nmの酸性シリカスラリーに、10重量%の酸化剤(H2O2)を混合し、研磨速度が50nm/時間となるように調整を行ったものを使用した。
[2]参考例2
実施例1の成長方法と同様の条件で厚さが約1470μmの自立GaN単結晶基板を得た後、上記研磨液の組成を変更し、研磨速度が2000nm/時間となる条件で研磨した。得られた表面のRMS粗さは、1×1μm2面積内で0.2nm未満であったが、TEM観察による加工変質層の厚さは、100nmであった。
[3]実施例1
下地基板として表面が(0001)面からなる厚さ430μm、直径2インチのサファイア基板を用意し、これを前処理として有機溶剤で洗浄した。その後、MOCVD装置により下地基板の上に厚さ2μmの下地GaN層を成長させた。
2Paとし、NH3ガスG3の分圧を4.35×103Paとした。
下地基板より分離して得られた結晶の表面を、c面に平行な方向に、機械研削、ラッピング加工した。次に、基板のGa面側表面を研磨液により研磨した。研磨液は、平均粒径80nmの酸性シリカスラリーに、10重量%の酸化剤(H2O2)を混合し、研磨速度が50nm/時間となるように調整を行ったものを使用した。
マススペクトルのピーク強度比は、0.001であった。また、同様の条件におけるSiO2/Gaのピーク強度比は0.04であった。
導電型はn型、実効ドナー濃度は1×1016atoms/cm3であることが確認された。なお、同様の製造方法により得られた別の自立GaN単結晶基板において同様の測定をした結果、導電型はn型、実効ドナー濃度は8×1016atoms/cm3および1.5×1017atoms/cm3であった。
得られた自立GaN単結晶基板の周辺3mmを除いた場所で、残留不純物濃度評価、転位密度測定、結晶性評価、および、熱伝導率測定を行った。酸素、炭素および水素の不純物濃度は何れもSIMS測定の検出限界以下であった。この自立GaN単結晶基板の実効ドナー濃度は、残留不純物であるSiに由来していることを確認した。また、カソードルミネッセンス(CL)法およびAFMによる評価により、転位面密度は3×106cm−2であることが確認された。
図3はAFMによる表面粗さ測定の結果を示す図で、支持基体表面の凹凸が±1nmの範囲にあることがわかる。
また、断面TEM法により撮影した格子像を解析した結果、少なくとも、支持基体の最表面から2原子層目の結晶格子には乱れ(歪)は認められなかった。
実施例1の成長方法と同様の条件で厚さが約1370μmの自立GaN単結晶基板を得た後、研磨布を擦り付けることなく、洗浄液として、酸、アルカリ、界面活性剤による洗浄を行い、表面に残留した不純物を測定したところ、TOF−SIMS(加速電圧25Kv、150秒積算)による表面のSi/Gaの強度比は、0.02であった。また、同様の条件におけるSiO2/Gaのピーク強度比は0.16であった。
[5]ショットキー電極の形成
実施例1の表面処理を施した自立基板(以下、「支持基体」と称する。)の表面(主面)に、直接、ショットキー電極を形成した。
て窒素ガスを吹き付けて支持基体表面の純水を取り除き乾燥させた。なお、洗浄手順は、プロセス前のウエハーの保存環境などを考えて、汚染や表面の変質が心配されない場合には、一部を省略することも可能である。
ショットキー電極を形成するに先立ち、まずオーム性電極を形成する。本実施例の支持基体は自立GaN単結晶基板であるため、裏面にオーム性電極を形成した。当該電極は、Tiを20nm、Alを200nm蒸着したものを、N2中で、約750℃で3分間熱処理してオーム性電極とした。なお、下地基板がついたままの支持基体の場合には、上記オーム性電極は、GaN系自立基板よりなる主面の一部に形成すればよい。
図4は、上述の手順により得られたショットキーダイオードの構造を説明するための断面図で、支持基体であるn−GaN(40)の裏面にTi/Alのオーム性電極(50)が、表面に直径100〜300μmの複数のNiのショットキー電極(60)が、直接形成されている。なお、ショットキー電極の直径は100〜300μmである必要はないが、パターン形成が容易であることと、当該範囲内に存在することとなる転位の数(電極のサイズに応じて100〜2700程度)から、支持基体の平均的情報を得るために直径100〜300μmとした。
上述のショットキー電極を備えたショットキーダイオードの特性を評価した。
図5および図6は、実効ドナー濃度が1×1016atoms/cm3である自立GaN結晶基板上に作製した多数のショットキーダイオードについて測定した電流−電圧特性を説明するための図で、図5は順方向特性であり、図6は逆方向特性である。なお、作製後、簡易スクリーニング検査を実施し、プロセスの不具合などにより生じた不良ダイオード数個はデータから除外している。
なお、前記不良ダイオードのうち、いくつかのダイオードは逆方向リーク電流が増大し破壊に至る特性を示した。CL像観察により、これらのダイオードすべてにおいて、c面に平行な積層欠陥と考えられる細いダークラインが観察された。このことから、積層欠陥は逆方向リーク電流に寄与するという結果が得られた。
また、前記不良ダイオードのうち、別のいくつかのダイオードは順方向特性においてledge(階段状の電流−電圧特性)が観察され、かつ逆方向においてはリーク電流が著しく
大きいという特性を示した。CL像観察によりこれらのダイオードにも細いダークラインが観察された。このことから、積層欠陥が順方向特性においてledgeを生じさせる原因とな
っている可能性が示唆された。よって、本発明の自立基板としては、前記積層欠陥または前記ダークラインが少ないか、ないことが好ましい。これらのダイオードのデータは以下の議論では除外した。
逆方向電流電圧特性について述べる。欠陥や遷移層などの存在しない、理想的なショットキーダイオードの逆方向電流の電流輸送機構としては、熱電子放出(TE)、熱電界放出(TFE)の2つの機構が存在する。電流値は、この2つの機構の合計となるが障壁高さや、ドーピング密度、印加電圧などによって、どちらか一方が支配的になる。今回議論する範囲では、熱電界放出(TFE)が支配的となる。
なお、実測の電流値とモデル計算により得られた電流値の差の程度は、ダイオード毎に異なっている。この事実を考慮すると、実測の電流値がモデル計算よりも大きくなる原因としては、まだ完全には除去できていない表面の汚染、欠陥、結晶に含まれる貫通転位などの欠陥などが主な要因であると考えられる。従って、作製プロセスをさらに最適化すれば、少なくともバラツキを抑え、現在得られているもっとも電流値が小さいデバイスに全体を収束させることが可能であると考えられる。しかし、実用上は、理論値の50倍以下、好ましくは10倍以下に収まっていれば十分であり、今回のデバイスで実用上の要求は果たせていると考えられる。
次に、ダイオードの順方向電流の理論計算式について述べる。理想的なショットキー接合における順方向の電流−電圧特性は、下式(1)で与えられる。
、下式(4)で与えられる。
本発明においては、熱電子放出(TE)に関する理論計算は、ショットキーバリア障壁の低下を考慮した上式(7)を用いた。
また、計算に必要なGaNの物性定数としては、現時点である程度信頼されている値を用いた。具体的には、電子の有効質量として0.23m0(ここで、m0は電子の質量)、比誘電率として10.4、拡散電位の計算に必要な伝導帯実効状態密度として2.74×1018cm−3を、それぞれ用いた。
ショットキーダイオードの電流−電圧特性(順方向特性)の実測例(順方向の電流−電圧特性)を示す図5の片対数プロットにおいて、直列抵抗が無視できる直線領域でフィッティングを行なってn値を求め、また、直線を電流軸に外挿した切片からショットキー障壁高さを求める。今回は、電圧0.15V〜0.45Vの領域がほぼ完全に直線となっているので、この領域を用いた。
−50Vまでの低電圧に比べると理論値からの差が若干増大しているものの、−200
Vにおいても、TFEモデルで求められた電流値の10倍以内に収まっている。逆方向で徐々に電流値が理論値から離れる理由であるが、いくつか理由が考えられる。第1の理由は、僅かではあるが、衝突電離が生じている可能性である。これは欠陥とは関係のないGaN本来の現象なので、実験結果と比較すべき理論値計算に組み入れるべきであるが、衝突電離係数の電界依存性の正確な値が計算には必要であり、まだ、信頼できる報告は少ない。第2の理由は、上記したデバイス内に含まれる数百個の転位の影響が考えられる。第3の理由は、作製したショットキーダイオードはガードリングを設けていないことから、電極周辺での電界集中による電流の寄与が考えられる。
なお、本実施例における上述の電気的特性は、キャリア濃度が1×1016atoms/cm3の自立GaN単結晶基板に直接形成されたショットキーダイオードで得られたものであるが、同様の結果は、キャリア濃度が8×1016atoms/cm3や1.5×1017atoms/cm3の自立GaN単結晶基板に直接形成されたショットキーダイオードにおいても得られることを確認している。
更に好ましくは、逆方向電圧−200V印加時の電流値が、熱電界放出モデルおよび熱電子放出モデルの計算値の和として計算した理論電流値の50倍以下、好ましくは10倍以下、更に好ましくは3倍以下である。
なお、下地基板の上にMOCVDやMBEでエピタキシャル成長させたGaN系厚膜の表面に直接ショットキー電極を形成したダイオードにおいても、そのデバイス特性は良好
であり、電流−電圧特性における理想因子n値は1.0〜1.1であり、逆方向電圧−5V印加時の電流値は、熱電界放出モデルおよび熱電子放出モデルの計算値の和として計算した理論電流値の50倍以下、好ましくは10倍以下、更に好ましくは3倍以下である。
10 反応室
20 ヒータ
30 基板支持部
40 n−GaN
50 Ti/Alのオーム性電極
60 Cu/Niのショットキー電極
Claims (1)
- GaNからなる自立基板の製造方法であって、
コロイダルシリカを研磨粒子に用いてGaNの表面を研磨する研磨工程と、
前記研磨工程において前記GaNの表面に付着した研磨粒子を、こすり洗浄によって除去するこすり洗浄工程と、
を有し、
AFM(Atomic Force Microscopy)により、表面の周辺1mmを除いた領域において測定される、1×1μm 2 におけるRMS値が1nm以下であり、かつ、TOF−SIMSにより、一次イオンAu、一次イオン加速電圧25kV、走査領域200μm角、二次イオン積算時間150秒において測定される該表面のSiO 2 /Gaのイオンマススペクトルのピーク強度比が0.1以下である自立基板を得る
ことを特徴とする製造方法。
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