JP5733258B2

JP5733258B2 - 窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法

Info

Publication number: JP5733258B2
Application number: JP2012081279A
Authority: JP
Inventors: 好伸成田; 丈士田中
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2012-03-30
Publication date: 2015-06-10
Anticipated expiration: 2032-03-30
Also published as: JP2013211442A

Description

本発明は、炭化ケイ素（ＳｉＣ）からなる基板上に窒化アルミニウム（ＡｌＮ）からなるバッファ層を形成する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法に関するものである。

インジウム（Ｉｎ）、ガリウム（Ｇａ）、アルミニウム（Ａｌ）、及び窒素（Ｎ）からなる窒化物半導体は、そのＩＩＩ族元素の組成比を制御することにより、紫外から可視光までの大部分の領域をカバーする革新的な高効率発光デバイスの材料として開発が進められ、実用化されている。

また、窒化物半導体は、高い飽和電子速度と高い絶縁破壊耐圧を有するため、将来的には高周波領域で桁違いの高効率・高出力を実現する電子デバイス用材料としての応用も期待されている。

例えば、窒化物半導体薄膜を材料として用いる電界効果トランジスタでは、その基板に炭化ケイ素（ＳｉＣ）からなる基板（以下、ＳｉＣ基板という）を用いる場合が多く、これにより非常に良好な出力特性が得られている。これは、ＳｉＣが優れた熱伝導性を有しているためである。

通常、ＳｉＣ基板上に有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）にて窒化物半導体結晶を成長させる場合、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）若しくはアルミニウム（Ａｌ）を含んだ窒化物半導体混晶をバッファ層として成長させ、その後、必要とする窒化物半導体結晶を成長させる方法が採られている。

但し、ＳｉＣ基板は、供給企業により未だ大きく特性が異なる状況が続いており、特に、表面状態の差は顕著である。ＳｉＣ基板の表面に、研磨傷や欠陥が存在している場合、そこを起点にＡｌＮの成長は妨げられ、その後、窒化ガリウム（ＧａＮ）などの窒化物半導体結晶を成長させると表面にピット（穴）が形成されてしまう。

これに対し、ＳｉＣ基板上のＡｌＮの成長において、成長温度の高温化と、Ｖ族及びＩＩＩ族原料の供給比（Ｖ／ＩＩＩ比）の低減化を行うことで、ＡｌＮの横方向成長を促進させ、ピットを埋め込むためのステップフロー成長を促進させる方法がある（例えば、特許文献１参照）。

また、ＡｌＮからなるバッファ層（以下、ＡｌＮバッファ層という）を形成する前に、塩化水素又は不活性ガスを含む水素雰囲気中でＳｉＣ基板の表面をエッチングすることにより、研磨傷を可能な限り無くし平坦にする方法がある（例えば、特許文献２参照）。

特開２００５−３２８２３号公報特開２００３−２５７９９８号公報

しかしながら、前述の方法によりＳｉＣ基板上にＡｌＮバッファ層を介して窒化物半導体結晶の成長を行った場合でも、基板によっては結晶の表面にピットが発生することがある。

この表面ピットに対して本発明者らは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により断面観察を行ってみたところ、ピットの発生源がＳｉＣ基板の表面であったことから、ピットの発生原因は、ＳｉＣ基板の表面状態にあると考えた。

また、この表面ピットは、窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させることで顕在化してくるため、ＳｉＣ基板の表面を観察するだけでは、表面ピットが発生するか否かを見極めることは非常に難しい。

そこで、本発明の目的は、前記課題を解決し、ＳｉＣ基板の表面状態に起因する表面ピットの発生を抑制することができるＡｌＮバッファ層を形成するための工程を有する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法を提供することにある。

換言すれば、本発明の目的は、ＳｉＣ基板の表面状態に左右されることなく、表面ピットが発生することの無い窒化物半導体結晶の成長を再現良く実現することができる窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法を提供することにある。

この目的を達成するために創案された本発明は、炭化ケイ素からなる基板上に窒化アルミニウムからなるバッファ層を形成し、前記バッファ層上に窒化物半導体結晶を形成する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法において、前記基板の表面にアルミニウムを含む金属原料を供給して金属層を形成する工程と、前記金属層に対してアンモニアを含むガス雰囲気中で加熱処理を行うことで、前記基板上に微細結晶核を形成する工程と、前記微細結晶核上に前記バッファ層を形成する工程とを有する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法である。

前記微細結晶核の平均粒径を８ｎｍ以上１３．５ｎｍ以下とすると良い。

前記バッファ層の厚みを５０ｎｍ以下とすると良い。

前記基板と前記バッファ層のａ軸の格子不整合度は０．９％以上１．２％以下であると良い。

本発明によれば、ＳｉＣ基板の表面状態に左右されることなく、表面ピットが発生することの無い窒化物半導体結晶の成長を再現良く実現することができる窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法を提供することができる。

ＳｉＣ基板上に形成した微細結晶核を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定した表面ＡＦＭ像である。微細結晶核形成のためのＴＭＡ供給時間とＡｌＮバッファ層のａ軸格子定数との相関を示す図である。（ａ）は微細結晶核形成のためのＴＭＡ供給時間とＧａＮ層の表面に発生する表面ピットのピット密度との相関を示す図であり、（ｂ）はＴＭＡ供給時間と微細結晶核の平均粒径との相関を示す図である。ＳｉＣ基板とＡｌＮバッファ層とのａ軸の格子不整合度と、ＧａＮ層の表面に発生する表面ピットのピット密度との相関を示す図である。実施例で作製した窒化物半導体エピタキシャルウェハの構造を示す図である。

以下、本発明の好適な実施の形態を添付図面にしたがって説明する。

現状、ＳｉＣ基板の表面状態に個体差があるため、同じ条件に製造条件を揃えても表面ピットが発生する場合がある。そこで、本発明者らは、表面ピット発生の有無で窒化物半導体結晶の成長に変化が起きていないかどうかを精査した。

すると、ＳｉＣ基板上に形成するＡｌＮバッファ層の格子定数が表面ピット発生の有無で変化していることが明らかになった。特に、ＡｌＮバッファ層のａ軸格子定数と窒化物半導体結晶の表面に発生したピットの密度との間には相関性がみられた。具体的には、ＡｌＮバッファ層のａ軸格子定数がＳｉＣ基板のａ軸格子定数に近づくとピット密度が増大する傾向にあった。

つまり、ＳｉＣ基板との格子定数差による影響でＡｌＮバッファ層の格子が歪んだ状態になり、これが表面ピット発生に影響を与えているということである。

そのため、ＡｌＮバッファ層を臨界膜厚以上とすることで、格子緩和させてみたところ、その上に成長させる窒化物半導体結晶、例えばＧａＮの結晶性が著しく悪化してしまった。このため、ＡｌＮバッファ層の膜厚を単純に厚くすることはできず、結晶性に影響を与えない程度として、５０ｎｍ以下であることが望ましいことが分かった。

そこで、本発明者らは、ＳｉＣ基板の表面状態に影響されずに、ＡｌＮバッファ層の格子定数を制御する方法について鋭意研究を行った。その結果、ＳｉＣ基板上にＡｌＮバッファ層を形成する前に、このＳｉＣ基板上にＡｌ膜からなる金属層を形成し、その後、アンモニア（ＮＨ₃）を含む雰囲気中で熱処理を行った後、ＡｌＮバッファ層を形成することで、ＡｌＮバッファ層の格子定数が変化することを見出した。このとき、ＳｉＣ基板の表面状態によらず、同様の傾向を示した。

以下、より具体的に本発明の製造方法について説明する。

ＳｉＣ基板上にＡｌＮバッファ層を形成する場合、従来は、Ａｌを含む金属原料、例えばＴＭＡと、ＮＨ₃とを同時に供給し、直接ＳｉＣ基板上に成長させていた。

これに対し、本発明では、先にＴＭＡなどのＡｌを含む金属原料を供給し、Ａｌの金属層をＳｉＣ基板に形成し、その金属層に対してＮＨ₃を含んだガス雰囲気中で加熱処理を行うことで、ＡｌＮの微細結晶核を形成することを特徴としている。

図１は、ＴＭＡを用いた前記の方法でＳｉＣ基板上に形成した微細結晶核を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定した表面ＡＦＭ像である。

この表面ＡＦＭ像を観察したところ、同時にＴＭＡとＮＨ₃を供給して成長した場合（図示無し）と比べ、ＡｌＮの核が非常に細かく形成されていた。

先に、ＴＭＡだけを供給した場合、ＳｉＣ基板に付着したＡｌ原子は、ある程度ＳｉＣ基板上を動き回りやすくなり、面内で均一なＡｌの金属層が形成されたものと考えられる。そのため、ＮＨ₃は、ＳｉＣ基板面内に均一に広がったＡｌに対して供給されることになるので、結晶化した際にＡｌの分布に偏りが無く、非常に細かく核が形成されたものと考えられる。

例えば、始めから同時供給でＡｌＮバッファ層を成長させようとした場合では、気相中でＴＭＡとＮＨ₃が反応する状態にあるため、ＳｉＣ基板に付着した際、あまり動き回ることなくすぐに結晶化し、その後、そこを起点として、成長が促進されていくため、核がある程度の大きさをもって点在するような分布になり、結果として、細かい核が形成されにくくなる。

図１で示したＡｌＮの微細結晶核の平均粒径は１０ｎｍであった。この微細結晶核を介してＡｌＮバッファ層を従来の方法で成長させると、ＡｌＮバッファ層の格子定数が微細結晶核を介さないで成長させた場合、つまり、始めからＴＭＡとＮＨ₃を同時供給でＡｌＮバッファ層を成長させた場合と比較して格子定数の値が変化した。また、微細結晶核の平均粒径の違いにより、ＡｌＮバッファ層の格子定数も変化した。

図２は、微細結晶核を形成する際のＴＭＡ供給時間を０秒〜６０秒の間で変化させ、その微細結晶核上に形成したＡｌＮバッファ層のａ軸格子定数の変動をまとめた結果を示す図である。このとき、ＴＭＡ供給後のＮＨ₃雰囲気中での熱処理時間は３０秒とし、ＡｌＮバッファ層の膜厚は２５ｎｍとした。なお、微細結晶核の平均粒径は、ＴＭＡの供給量によって制御可能であり、ＴＭＡ供給時間が６０秒のときでは、微細結晶核の平均粒径は２０ｎｍであった。この傾向は、ＳｉＣ基板をいくつか変えて検証したが、同様の傾向を示した。また、ＡｌＮバッファ層のｃ軸格子定数についても同様のことが言える。

更に、ＡｌＮバッファ層上にＧａＮ層を５００ｎｍ成長させ、表面ピット発生との相関性を確認した。すると、微細結晶核形成のためのＴＭＡ供給時間の変化に伴い、ＧａＮ層表面のピット密度も大きく変動し、図３（ａ）のような傾向を示すことが明らかになった。また、図３（ｂ）はＴＭＡ供給時間と微細結晶核の平均粒径との関係をまとめた図である。図３（ａ）より、ある一定以上ＴＭＡを供給することで、表面ピットの発生は抑えることができるが、あまり多く供給しすぎると逆に表面ピット発生を助長させることになる。そのため、表面ピットを発生させないようにするためには、微細結晶核形成のためのＴＭＡ供給時間を２５秒〜４０秒の間とすることが望ましい。このとき、微細結晶核の平均粒径は８ｎｍ〜１３．５ｎｍの間であり、ＡｌＮバッファ層のａ軸格子定数は、３．１０９Å〜３．１１８Å（０．３１０９ｎｍ〜０．３１１８ｎｍ）であった。

ここで、ＳｉＣ基板とＡｌＮバッファ層のａ軸の格子不整合度に注目して、表面ピットの発生度合いを比較すると、図４に示すようになる。これより、ａ軸の格子不整合度が０．９％〜１．２％の間であれば、表面ピットが発生しない。つまり、ＡｌＮバッファ層を平均粒径が８ｎｍ〜１３．５ｎｍの間で制御された微細結晶核上に形成すれば、表面ピットを発生させずに、ＧａＮ層の成長が可能であると言える。

以上の考察に基づく本発明は、ＳｉＣ基板上にＡｌＮバッファ層を形成し、ＡｌＮバッファ層上に窒化物半導体結晶を形成する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法において、ＳｉＣ基板の表面にＡｌを含む金属原料を供給して金属層を形成する工程と、金属層に対してＮＨ₃を含むガス雰囲気中で加熱処理を行うことで、ＳｉＣ基板上に微細結晶核を形成する工程と、微細結晶核上にＡｌＮバッファ層を形成する工程とを有することを特徴とする窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法である。

そして、微細結晶核の平均粒径を８ｎｍ以上１３．５ｎｍ以下とし、バッファ層の厚みを５０ｎｍ以下とすることが好ましい。平均粒径は、ＳｉＣ基板上に形成された微細結晶核に対し、１．５μｍ×１．５μｍ範囲内から任意の微細結晶核３０個の粒径を測定し、その数平均とする。粒径の測定は、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）を用いて微細結晶核表面を観察して測定する。

このような方法に基づけば、ＳｉＣ基板がいかなる表面状態であっても、ＡｌＮバッファ層の格子定数を制御でき、これにより、ＳｉＣ基板とＡｌＮバッファ層のａ軸の格子不整合度を０．９％以上１．２％以下の範囲にすることで、表面ピットの全くない窒化物半導体エピタキシャルウェハを安定して製造することができる。

そして、この窒化物半導体エピタキシャルウェハを用いれば、余計な表面処理工程を加えることなく、従来品よりも特性に優れた良好な窒化物半導体デバイスを安定して製造することができる。

次に、本発明の実施例を説明する。

（実施例１）
図５に示すように、ＳｉＣ基板１１上にノンドープのＡｌＮバッファ層１２を形成し、ノンドープのＧａＮ層１３を形成する構造の試料において、表面ピットを完全に除去する方法について以下に述べる。

先ず、ＳｉＣ基板１１は、ポリタイプが６Ｈ、＜０００１＞方向にｏｎ−Ａｘｉｓ、Ｓｉ面を用いた。また、ＳｉＣ基板１１の表面は、有機溶剤洗浄と酸洗浄で清浄した。

次に、このＳｉＣ基板１１をＭＯＶＰＥ法による結晶成長装置のサセプタ上に設置し、炉内の圧力が１００Ｔｏｒｒ（１３．３ｋＰａ）になるように排気した。

その後、ＮＨ₃を含まない水素雰囲気中にてＳｉＣ基板１１の表面温度を１１５０℃まで加熱し、１０分間の加熱処理を行った。

次いで、キャリアガスに水素を用いて、ＴＭＡを３０秒間供給した後、ＴＭＡの供給を止め、代わりにＮＨ₃を３０秒間供給した。

これにより、平均粒径が１０ｎｍの微細結晶核がＳｉＣ基板上に均一に形成された。

次いで、キャリアガスに水素を用いて、ＴＭＡとＮＨ₃とを同時に供給し、ＡｌＮバッファ層１２を２５ｎｍ成長させた。

次いで、ＴＭＡの供給を止め、ＳｉＣ基板１１の表面温度を１０５０℃まで下げ、キャリアガスに水素を用いて、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）とＮＨ₃を供給し、ＧａＮ層１３を５００ｎｍ成長させた。

この実施例１で作製した試料について表面ピットの有無を調べたところ、ウェハ面内にピットは全く観測されなかった。

（実施例２）
実施例２は、微細結晶核の平均粒径を８ｎｍとするために、ＴＭＡ及びキャリアガスの供給時間を２５秒間としたこと以外は、実施例１と同様の方法により、図５に示した構造の試料を作製した。

そして、実施例１と同様に作製した試料について表面ピットの有無を調べたところ、ウェハ面内にピットは全く観測されなかった。

（実施例３）
実施例３は、微細結晶核の平均粒径を１３．５ｎｍとするために、ＴＭＡ及びキャリアガスの供給時間を４０秒間としたこと以外は、実施例１と同様の方法により、図５に示した構造の試料を作製した。

（比較例１）
形成する微細結晶核の平均粒径が小さすぎる場合の比較例として、ＳｉＣ基板の加熱処理後に、ＴＭＡ及びキャリアガスの供給時間を７秒間にして比較を行った。その他の条件は、実施例１と同様にして行った。その結果、ウェハ面内にピットが観測され、その密度は、４８００個／ｃｍ²であった。なお、このときの微細結晶核の平均粒径は、２．５ｎｍであった。

（比較例２）
また、形成する微細結晶核の平均粒径が大きすぎる場合の比較例として、ＳｉＣ基板の加熱処理後に、ＴＭＡ及びキャリアガスの供給時間を６０秒間にして比較を行った。その他の条件は、実施例１と同様にして行った。その結果、ウェハ面内にピットが観測され、その密度は、５２０００個／ｃｍ²であった。なお、このときの微細結晶核の平均粒径は、２０ｎｍであった。

以上から、微細結晶核の平均粒径が８ｎｍ以上１３．５ｎｍ以下の範囲内であり、バッファ層の厚みが５０ｎｍ以下の範囲内であれば、ＳｉＣ基板の表面状態に左右されることなく、表面ピットが発生することの無い窒化物半導体結晶の成長を再現良く実現することができることが分かる。

なお、本実施例においては、窒化物半導体エピタキシャルウェハをＭＯＶＰＥ装置にて製造し、アルミニウムを含む金属原料としてＴＭＡを用いたが、それに限られることなく、例えば、ＨＶＰＥ装置にて製造する場合には、アルミニウムを含む金属原料としてＡｌＣｌ等を用いて金属層を形成することも可能である。

また、本実施例においては、Ａｌ金属層に対してＮＨ₃のみを供給して微細結晶核を形成したが、水素などのキャリアガスとＮＨ₃とからなる混合ガスを用いても良い。

１１ＳｉＣ基板
１２ＡｌＮバッファ層
１３ＧａＮ層

Claims

炭化ケイ素からなる基板上に窒化アルミニウムからなるバッファ層を形成し、前記バッファ層上に窒化物半導体結晶を形成する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法において、
前記基板の表面にアルミニウムを含む金属原料を供給して金属層を形成する工程と、
前記金属層に対してアンモニアを含むガス雰囲気中で加熱処理を行うことで、前記基板上に微細結晶核を形成する工程と、
前記微細結晶核上に前記バッファ層を形成する工程とを有し、
前記微細結晶核の平均粒径を８ｎｍ以上１３．５ｎｍ以下とすることを特徴とする窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法。
炭化ケイ素からなる基板上に窒化アルミニウムからなるバッファ層を形成し、前記バッファ層上に窒化物半導体結晶を形成する窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法において、
前記基板の表面にアルミニウムを含む金属原料を供給して金属層を形成する工程と、
前記金属層に対してアンモニアを含むガス雰囲気中で加熱処理を行うことで、前記基板上に微細結晶核を形成する工程と、
前記微細結晶核上に前記バッファ層を形成する工程とを有し、
前記基板と前記バッファ層のａ軸の格子不整合度は０．９％以上１．２％以下であることを特徴とする窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法。
前記微細結晶核の平均粒径を８ｎｍ以上１３．５ｎｍ以下とする請求項２に記載の窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法。
前記バッファ層の厚みを５０ｎｍ以下とする請求項１〜３いずれかに記載の窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法。