JP5810105B2 - 半極性の半導体結晶およびそれを製造するための方法 - Google Patents

Description

本発明は、ＩＩＩ族窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）を含む半極性の半導体結晶、ならびにそれを製造する方法に関する。本発明は、特に、半極性の窒化ガリウム（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ）Ｎ結晶、ならびに成長プロセスの出発基板としてサファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）を使用するような結晶との組み合わせに関する。

ＩＩＩ−Ｖ族化合物から形成される半導体材料は、とりわけ広い波長範囲で発光するというそれらの特性に基づいて、主に、発光ダイオード（ＬＥＤ）に使用される。以降において、「ＩＩＩ」および「Ｖ」は、化学元素の周期表の対応する主要族の元素を示す。特にＩＩＩ族窒化化合物は、緑色から紫外線の波長範囲において特に好適であることがわかっており、具体的にはＧａＮ（窒化ガリウム）、ＩｎＧａＮ（窒化インジウムガリウム）、ＡｌＧａＮ（窒化アルミニウムガリウム）およびＡｌＧａＩｎＮ（窒化アルミニウムガリウムインジウム）である。

前述の化合物は、一般に、単結晶を製造するために、金属有機気相エピタキシー（ＭＯＶＰＥ）、ハイドライド気相エピタキシー（ＨＶＰＥ）または分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ）などによって、出発基板上で成長させる。残念ながら、満足するサイズに到達し得るＧａＮ単結晶は、一般に、少なくとも当面は出発基板として未だ入手不可能である。故に、異種の基板への切り替えが必要となり、ほぼ適合可能な結晶系を含む材料が用いられる。窒化ガリウムに関しては、サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）または炭化ケイ素（ＳｉＣ）が主に考慮されていた。

最終製品を形成する場合、これらの初期または出発基板は、化学的または機械的方法などを介してＧａＮ単結晶から除去されなければならない。

窒化ガリウム（この用語はまた、以降において、その三元または四元化合物を含む）は、六方晶ウルツ鉱型結晶格子を含み、故に三方晶コランダム型格子を含むサファイアと同様の結晶構造を有する。結晶成長は、現在のところ、エピタキシーの間に一般的にはｃ軸［０００１］に沿って、すなわちｃ面（０００１）に垂直である軸に沿って行われ、このｃ軸は六方晶構造の対称軸である。それにより、成長プロセスが開始される出発基板として提供されるサファイア基板（ウェハ）の表面は、対応するｃ面によって形成される。故にｃ面（０００１）はまた、それが後のＬＥＤで用いられるときに、最終ＧａＮ結晶を特徴付ける。

ｃ軸［０００１］に沿った結晶の極性構造のために、ＧａＮの場合に、結晶幾何構造に関連して顕著な圧電場が生じる場合がある。ｃ軸に沿ってバンドシフトが現れる場合があり、それからいわゆる量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）が結果として生じ得る。それにより層順序を変更することによってこの方向に配列される量子井戸（ＱＷ）の電子および正孔の波動関数は空間的に広がり、ＬＥＤ中などの電子および正孔の再結合率の低下を招いてしまう。

故にＧａＮ単結晶の表面としてのｃ面は、「極性」として示される。これとは対照的に、ｃ面に垂直であるＧａＮ単結晶中のｍ面｛１−１００｝またはａ面｛１１−２０｝は、Ｇａ原子およびＮ原子が同じ面に位置しているため、無極性である。したがって、ｍ面またはａ面に対応して配向される表面を有するＧａＮ単結晶を製造するために、多くの試みが行われた。

しかし、上記に記載したように、異種基板が出発物質として使用されなければならないため、まさにこれらの場合に積層欠陥などが生じ得るという問題が生じる。

それでもなお、Ｏｋａｄａ Ｎ．ら、「ａ面サファイアのｃ面側壁からのエピタキシャル側方過成長を伴うｍ面ＧａＮの直接成長（Ｄｉｒｅｃｔ ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｍ−ｐｌａｎｅ ＧａＮ ｗｉｔｈ ｅｐｉｔａｘｉａｌ ｌａｔｅｒａｌ ｏｖｅｒ−ｇｒｏｗｔｈ ｆｒｏｍ ｃ−ｐｌａｎｅ ｓｉｄｅｗａｌｌ ｏｆ ａ−ｐｌａｎｅ ｓａｐｐｈｉｒｅ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒ．１（２００８）、第１１１１０１頁には、無極性ＧａＮ（ｍ面）または｛１−１００｝は、｛１１−２０｝配向（ａ面）を有するサファイア基板上でのＭＯＶＰＥを介して成長し得ることが報告されている。

この目的のために、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）によって突起（web)と関連させてサファイア基板にトレンチが形成され、その突起がトレンチを分離する。突起の側方ファセットは、水平方向に対して、それぞれ６８または７９度の傾きを含む。突起の頂面は、突起の頂部でのＧａＮの成長を阻害するために、２００ｎｍの厚さを有するＳｉＯ_２層によってマスクされる。突起の頂面は、４μｍの幅を有するが、トレンチは２μｍの対応する幅を有する。トレンチの底部面は、傾斜したファセットにより、０．５μｍの幅しか有さない。

エピタキシャル成長プロセスは、ｃ方向とここでの表面法線との間の角度が「わずか」１１度であるため、トレンチ中、より傾斜している（７９度）ファセットにおいてｃ方向［０００１］に水平な方向に開始された。反対の壁に到達した後、成長は、突起の側方における過成長を伴って垂直に継続するが、この場合窒化ガリウムの方向は、ここで、３０度回転するために、｛１０−１０｝配向（ｍ面）に対応する。突起にわたる側方過成長の観点において、個々の層は、最終的にさらなる成長時に融合する。

原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）を用いて行われる表面粗さの測定では１．１ｎｍとなったが（サイズ５×５μｍ、ＲＭＳ）、結晶の質は、ロッキングカーブを介するｘ線測定によって決定され、＜１０−１０＞方向において方位角で５００ａｒｃ ｓｅｃまたは格子の（１０−１０）面に関して＜０００１＞方向にて方位角で６５０ａｒｃ ｓｅｃの半値全幅（ＦＷＨＭ）を得た。

半極性ＧａＮ層の形成は、その後、Ｏｋａｄａ，Ｎ．ら、「ｒ面パターニングされたサファイア基板における異方成長速度を制御することによる半極性（１１−２２）ＧａＮ層の成長（Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｓｅｍｉｐｏｌａｒ （１１−２２） ＧａＮ−ｌａｙｅｒ ｂｙ ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｇｒｏｗｔｈ ｒａｔｅｓ ｉｎ ｒ−ｐｌａｎｅ ｐａｔｔｅｒｎｅｄ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒ．２（２００９）、第０９１００１頁に記載されていた。ここで「半極性」は、単に、極性に関して、一方ではｃ面の極値と他方ではｍ面またはａ面の極値との間にある値を得ることを示している。

ＭＯＶＰＥプロセスにおけるプロセス条件の適切な選択によって、突起上のマスクを省略できた。突起の頂面はサファイア基板のｒ面（１−１０２）に沿って配向させたが、一方で側方ファセットは、同様に傾斜していたが（水平方向に対して約３２度）、このときその法線はサファイア基板内で傾斜したｃ面に対して平行に配向されることで、トレンチのｃ方向［０００１］における片面成長が保証されていた。ｒ面は、ｃ面に対して垂直ではない。サファイア上での成長時にｃ軸の周りを３０度回転することにより、窒化ガリウム結晶格子は、垂直方向におけるその［１１−２２］方向で、サファイア基板の結晶格子の［１−１０２］方向と比較すると同じ空間配向を達成する。

結晶の質に関して、ロッキングカーブ測定では、（１１−２２）格子面についてそれぞれｃ方向に平行および垂直に、７２０または３１９ａｒｃ ｓｅｃの半値全幅（ＦＷＨＭ）を得た。

成長は、サファイアのｒ面とｃ面との間、および窒化ガリウムの（１１−２２）面とｃ面との間において、特にほぼ同様の角度によって支持されていた。

文献ＵＳ７，２２０，３２４Ｂ２から、｛１００｝スピネル基板（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）上における｛１０−１１｝配向を有するＧａＮ層を成長させることが知られている。２段階成長による突起およびトレンチの形成方法は、ファセット傾斜および面積サイズが小さいために不十分かつ複雑であると考えられるため、それによってスピネル基板は構成されない。

文献ＵＳ７，６４５，６８８Ｂ２から、ｍ面方向（＜１０−１０＞方向）に配向した無極性窒化ガリウム層をその上に成長させるために、（１１−２３）配向したサファイア基板を使用することが知られている。基板は、実質的に、構成されていない。無極性（１１−２０）ＧａＮ、すなわちａ面ＧａＮを成長させるためには、ｒ面サファイア基板が基本的に選択される。しかし、この文献では、両方の面（サファイア−ＧａＮ）における格子の寸法は相互に適合可能であり、ｍ面ＧａＮはａ面ＧａＮよりも安定していると考えられるため、（１１−２３）配向されたサファイア基板を代わりに使用できることが提案されている。

米国特許第７，２２０，３２４号 米国特許第７，６４５，６８８号

Ｏｋａｄａ Ｎ．他「ａ面サファイアのｃ面側壁からのエピタキシャル側方過成長を伴うｍ面ＧａＮの直接成長（Ｄｉｒｅｃｔ ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｍ−ｐｌａｎｅ ＧａＮ ｗｉｔｈ ｅｐｉｔａｘｉａｌ ｌａｔｅｒａｌ ｏｖｅｒ−ｇｒｏｗｔｈ ｆｒｏｍ ｃ−ｐｌａｎｅ ｓｉｄｅｗａｌｌ ｏｆ ａ−ｐｌａｎｅ ｓａｐｐｈｉｒｅ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒ．１（２００８）、第１１１１０１頁 Ｏｋａｄａ，Ｎ．他「ｒ面パターニングされたサファイア基板における異方成長速度を制御することによる半極性（１１−２２）ＧａＮ層の成長（Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｓｅｍｉｐｏｌａｒ （１１−２２） ＧａＮ−ｌａｙｅｒ ｂｙ ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｇｒｏｗｔｈ ｒａｔｅｓ ｉｎ ｒ−ｐｌａｎｅ ｐａｔｔｅｒｎｅｄ ｓａｐｐｈｉｒｅ ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）」、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒ．２（２００９）、第０９１００１頁

ＩＩＩ−Ｎ単結晶を製造するための新規な方法を見出すこと、および半極性特性を有する対応するＩＩＩ−Ｎ単結晶を提供することを目的とする。

この目的は、請求項１による特徴を含む方法、ならびに請求項１７によるその上に成長させたＧａＮ層を有する基板によって、および請求項１８による自立型ＧａＮ基板によって解決される。有利な態様および実施形態は、従属請求項で説明している。

本発明の方法によると、所定の方向に配向したサファイア基板から出発したエピタキシャル成長によって、半極性｛２０−２ｌ｝配向されたＩＩＩ−Ｎ層、特に窒化ガリウム層を得ることが提案されている。本明細書のｌは、自然数を表し、すなわちｌ＝１、２、３、４・・・である。最終製品の表面粗さおよび結晶の質に関して本発明で開示された結果は、驚くべきことに、これまで知られている半極性の配向された窒化ガリウム層に対して改善されているだけでなく、他の配向を有する半極性または無極性単結晶ＧａＮ層より優る。

特に高い結晶の質は、その上に｛１０−１１｝配向したＩＩＩ−Ｎ層を成長させた｛１１−２３｝配向したサファイア基板の組み合わせに見出される、すなわちｌ＝２である。

別法として、またサファイアおよびＧａＮについての表面結晶配向の以下の組み合わせが用いられてもよい。｛２２−４３｝サファイア上の｛２０−２１｝ＧａＮ（すなわち、ｌ＝１）および｛１１−２６｝サファイア上の｛１０−１２｝ＧａＮ（すなわち、ｌ＝４）。上述の｛２０−２ｌ｝配向されたＩＩＩ−Ｎ層のファミリーにさらに加えて、｛１０−１１｝サファイア上の｛１１−２１｝ＧａＮの組み合わせも、本発明に含まれる。本明細書の最終製品の表面粗さおよび結晶の質はまた、本発明において、驚くべきことに、顕著に改善された結果をもたらすことを見出した。この方法は、実質的にすべての組み合わせについて同じである。

それぞれＩＩＩ−Ｎ層またはＧａＮ層は、サファイアの表面「上」で成長する。本明細書において「上」とは、サファイア表面の法線ベクトルに沿って延びた空間を示す。他の材料の層も、それぞれサファイアとＩＩＩ−Ｎ層またはＧａＮ層との間において、部分的にこの空間内に位置し得ることも可能である。

サファイアに関して、「表面」は、トレンチの形成などのようないずれかの構成が適用される前に、存在する大きな領域の表面（研削加工、ラップ加工、研磨、成長など）を示し、ここで特定の結晶面は、その「表面」に対して平行に配向される。

実施形態によれば、トレンチまたは複数のトレンチの形成が、結晶を製造する際にサファイア基板にて行われる。それによって形成された側方ファセットは、まずｃ方向における結晶成長についての出発点として作用する。反対側のファセットに到達した後、または次いで、隣接するストライプが融合して閉じた｛１０−１１｝面が得られる場合、すなわち共に成長する場合、成長は＜１０−１１＞方向に継続する。

＜１１−２３＞方向とサファイアのｃ面との間、および＜１０−１１＞方向と窒化ガリウムのｃ面との間の角度の一致は、高品質の結晶成長を確実にする上で十分であることを見出した。

本発明は、添付の図面と関連させて、本発明の特定の実施形態を参照することで、さらに良好に理解される。

本発明の実施形態における、図示された断面プロファイルに基づいて、半極性｛１０−１１｝窒化ガリウムを製造するための一連の工程を示す。 図１および４に示されるように、本発明による結晶方向の空間配向を有するベクトル図を示す。 図１および４に示されるように、本発明による結晶方向の空間配向を有するベクトル図を示す。 図４に示される実施例における、サファイア基板の｛１１−２３｝面の反射および成長させたＧａＮ層の｛１０−１１｝面の反射を有するｘ線回折（ω−２θ走査)によって測定されたロッキングカーブを表現した図を示す。 本発明のさらなる実施形態におけるそれらの上に成長したＧａＮ層を有するサファイア基板の断面の走査電子顕微鏡による記録を示す。 本発明による図４の例示的なＧａＮ結晶層のフォトルミネッセンススペクトルを示す。

本発明による半極性窒化ガリウムを製造するための方法の実施形態を図１に例示する。

第１の工程（図１（ａ））では、サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）から製造された配向｛１１−２３｝の結晶面に対応する表面３を有する平面ウェハがもたらされる。ウェハは、その上で後に窒化ガリウムを成長させるための出発基板２として作用する。斯様なウェハは、市販されており、本実施形態において、４３０μｍの厚さを含む２インチウェハを使用した。直径および厚さに関する変更は無論可能である。

第２工程（図１（ｂ））において、出発基板２は、リソグラフにより構成される。この目的のために、まず２００ｎｍの厚さを有するＳｉＯ_２から製造された第１のマスク層８を積層させる。次いでフォトレジストをＳｉＯ_２マスク層８上に積層させ、一般的に適用されるリソグラフの構成方法を用いてストライプパターンにて構成する。次いで５５０ｎｍの厚さを有するニッケルおよび金から製造された第２のマスク層４を積層させる。その後、フォトレジストを取り除き（フォトレジストは図１（ｂ）には示されていないことに留意し、符号６で示す矢印を参照のこと）、その結果として、第１のマスク層８に直接積層しているそれらの第２のニッケル−金−マスク層の領域のみが接着したままとなり、他の領域は、フォトレジストと共に除かれる（「リフトオフプロセス」）。別法として、Ｎｉ−Ａｕマスクも、エッチングされてもよい。ストライプは、＜１０−１０＞方向に延び、これは表面に対して平行であり、互いに平行に配置され、３μｍの幅を有する。金−ニッケルマスクにおける開口部も３μｍの幅を含む。続いて、両方のマスク層を含む出発基板は、反応性イオンビームエッチングプロセス（ＲＩＥ、符号４、またはＩＣＰ−ＲＩＥ）に曝され、または別の方法として、別の任意プロセス、好ましくは乾式ケミカルエッチングプロセス（ケミカルドライエッチング）に曝され、ここでトレンチ１０は、約０．８〜１．３μｍの深さを有するようにサファイア結晶内までエッチングされる。第１のＳｉＯ_２マスク層も、それによって構成され、Ｎｉ−Ａｕマスク層によって保護された領域にのみ存在し続ける。

それによって形成されたトレンチ壁１２、１６は、例えば約７５度の傾斜を有する。本発明の範囲を限定するように一般化されるべきではないが、この非常に特別な実施形態において、３００Ｗの出力、２：２：１の比でのＢＣｌ_３、Ｃｌ_２およびＡｒの供給ガスおよび２０ｍＴｏｒｒの圧力が、エッチングプロセスのために使用されている。

トレンチ壁のための最適な角度は約６２°になる。この場合、トレンチ壁の面は、ｃ面に平行に配向される。本発明者らによって行われた調査により、この最適傾斜に対して１５またはさらには２０度の変位は、後のＧａＮ成長にとって全く重要ではないことが明らかになった。斯様な「ｃ様(c-like)ファセット」は本発明によって包含され、上述したような傾斜度は、本発明の範囲を限定しない。本明細書で記載されるプロセスは、基本的に、ｃ方向での成長が可能である限り、作用する。

故に、一方の側でファセット１２が形成され、その表面は、サファイア結晶の（０００１）面（ｃ面）に対して略平行に配向され、こうしてｃ成長が開始され得るが、反対側において形成されたファセット１６では、斯様な成長は、サファイアのｃ配向からのその傾斜の変位が大きすぎるため、阻害される。ストライプ間またはトレンチ間のそれぞれにおいて、突起（web）１１がサファイア基板に残る。故にこれらの突起は、傾斜したファセットをその側方側に備え、ならびにファセット間において、対応する結晶配向を有するサファイアの元々の面に対応する頂面を有する。頂面は、ＳｉＯ_２から製造されたマスク層で依然として被覆されている。

さらに、リソグラフ構成プロセスは、ストライプまたはトレンチそれぞれが＜１０−１０＞方向に沿って延びるように配置され（図２を参照）、すなわちそれらは、そのファセット１２と共にサファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）のｍ面に垂直である。ａ面の法線ベクトルは、図面中のほぼ上方左側に向いている。

例示された実施形態において、ＳｉＯ_２から製造されるマスク層８は、Ｎｉ／Ａｕマスク層４の下に設けられ、次いでサファイアと共に構成される。しかし、ＳｉＯ_２マスク層は、Ｎｉ／Ａｕマスク層のエッチングの後に積層されることも同様に考慮されてもよい。ここで、対応するマスクは、それでもなお互いに対して配列されなければならない。それによって使用されるマスキングの順序および材料は、当業者に既知の選択肢を用いて適切な様式で変更されてもよい。

Ｎｉ／Ａｕマスク層の残りの部分は、湿式化学法（例えば、６部のＨ_２Ｏ、２部のＨＣｌおよび１部のＨ_２Ｏ_２）を用いて除去される一方で、ＳｉＯ_２マスク層が適切な位置に維持され得る。

ＭＯＶＰＥ成長は、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）から製造される酸素ドープされた低温核形成層（図面には図示されない）を積層させて開始させる。

成長プロセスは、金属有機気相エピタキシー法（ＭＯＶＰＥ）により行われる。ＭＢＥ、ＨＶＰＥまたは他のエピタキシー法が、基本的に使用可能である。それでもなお、ＭＯＶＰＥは、選択的成長のために特に好適と思われる。さらに、核形成は、最適には、ＭＯＶＰＥを用いてサファイア上で行われてもよい。当業者に既知の選択肢、特に上述の方法は、それでもなお、本明細書において提案される一般的なプロセスに包含される。本実施形態において、水平フロー反応器Ａｉｘｔｒｏｎ−２００／４ＲＦ−Ｓが使用される。トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）および高度に精製されたアンモニウムガス（ＮＨ_３）が、初期物質として使用される。水素、つまり可能性として窒素と混合される水素が、キャリアガスとして使用される。プロセス温度は、対応する基板ホルダーの下流側にて高温計を用いて制御した。本実施形態において、約１μｍのＧａＮは、摂氏１１３０度の温度および全体で１５０ｈＰａの圧力にて成長させた。

これらの条件下、ＧａＮの成長は、上記で記載されるように、正確にまたは実質的に、またはさらにはおおまかにのみ、サファイア２のｃ面に対応する側方ファセット１２から、すなわちすべてのトレンチ１０において一方の側だけで開始される。トレンチの他方の側において、特定の少量のＧａＮの寄生積層が生じる場合があるが、顕著に成長速度が低下する。突起１１の頂面における成長は、第２のマスク層（ＳｉＯ_２）によって阻害される。成長方向は、サファイア２のｃ方向に対応する。それによって、窒化ガリウムの結晶層１８はまた、そのｃ方向における成長を継続する。図１（ｄ）に示されるトレンチにおいて傾斜した水平成長１７の第１のサブ工程からわかるように、成長過程の窒化ガリウムにおいてチップが形成され、これは対応する反対側の突起１１に近づく。

反対側のＧａＮストライプに到達したら、次いでトレンチの上方縁部を超えて実質的に垂直な成長１９が、第２のサブ工程の開始を表す。しかし、プロセス条件は、本明細書では変更されていない。それでもなお、改善された成長を可能にするために、プロセス条件を個々に調節することも本発明の範囲内である。本実施形態において、垂直方向のみの成長が第２のサブ工程で可能である。

隣接して成長する結晶層１８が融合した後、図１（ｅ）からわかるように、これらは互いに接触し、共通の連続表面２２を形成する。エピタキシャル成長が必ずしも完全なトレンチ１０を満たすわけではないため、ＧａＮの結晶層１８とサファイアの出発基板２との間において、いわゆるボイド２０が、ファセット１２に対向するトレンチ、すなわちファセット１６の縁部に生じ得る。同じことが、突起の頂面１３のすぐ上、すなわちマスキング層８上（ボイド２１を参照）における隣接した垂直成長過程の結晶層１８間の領域についてもあてはまる。

図２は、まずｃ方向において（図２（ａ））および次いで＜１０−１１＞方向において（図２（ｂ））、結晶成長の２つのサブ工程を、単純化した様式で再度示す。図２（ｃ）は、図１（ａ）−（ｅ）または図２（ａ）−（ｂ）それぞれに対応して、サファイアおよびＧａＮそれぞれの結晶方向を示すが、ここで半極性｛１０−１１｝ＧａＮの製造に加えて、例示的な様式において本発明のさらなる実施形態を示す。

図４は、本発明のさらなる実施形態によるその上に成長したＧａＮ層１８を有するサファイア基板２の断面を示す走査電子顕微鏡の記録を示す。第１の実施形態とは対照的に、突起の頂面１３の幅は４μｍになり、トレンチの対応する幅は、トレンチの上方縁部の高さにおいて１．２μｍにすぎない、またはトレンチの底部面１４の高さにおいて０．６μｍになる。記録は、約１μｍのＧａＮの成長後の状況を示す。結晶層１８は、融合および共通の表面２２の形成直前の状態である。

試験基板（その上に成長したＧａＮ結晶層を有するサファイア２）を、実施形態においてより詳細に調査した。結晶の質を定量するために、いわゆるロッキングカーブ（ＸＲＣ）を決定し、ω−２θ走査は、高解像度のＸ線回折測定（ＸＲＤ）過程において行った。さらに、低温フォトルミネッセンススペクトル（ＰＬ、１４Ｋにて）を記録した。これは、基礎面における欠損、特に積層欠陥について結論付けることができる。ω−２θ走査は図３に示され、ＰＬスペクトルは図５に例示される。

図３において、ＧａＮの成長した結晶層１８の（１０−１１）配向は、特にω−２θ走査から検証され得る。図３から視覚的に明らかであるように、これはサファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）、すなわち出発基板２の｛１１−２３｝ファミリー、または窒化ガリウム（ＧａＮ）１８の｛１０−１１｝ファミリーと関連したピークだけを生じる。

ロッキングカーブ（ＸＲＣ）の対応する測定は、対称な（１０−１１）反射ならびに非対称な（０００２）反射または（１０−１２）反射について４００ａｒｃ ｓｅｃ未満の半値全幅（ＦＷＨＭ）値を明らかにする。半値全幅は、結晶の質を明らかにする。４００ａｒｃ ｓｅｃは、非ｃ配向を有する材料について同等の十分な値を表す。個々に示される反射は、何が正確に測定されたかを指定し、測定された幅を正しく解釈するために必要である。一部の反射は、原理的により狭いことが判明するが、残りは原理的に広くなる。

Ｘ線測定において、例えばロッキングカーブの測定された半値全幅は、原理的に、実際に使用されたＸ線放射線に依存する。しかし、特にそれぞれ半導体結晶またはエピタキシーの分野において、Ｃｕ−Ｋα放射線は、一般に高解像度Ｘ線回折（ＸＲＤ）に関して使用される。使用されるＸ線管のアノード体は、対応して銅を含む。本明細書に提供されるような値は、斯様なＣｕ−Ｋα放射線に関連する。

図５は、１５Ｋ（上側の曲線）および２９５Ｋ（下側の曲線）にて記録されたフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルの結果を示す。近バンド端発光（ＮＢＥ）は、３．４６４ｅＶにおいて明らかに可視である。半極性または無極性の特性を有するサファイア上に成長したＧａＮ結晶において、このルミネッセンスは、通常、ほとんど表われないが、ここで欠陥のルミネッセンスが支配的である。それでもなお、ピークは、図５において、例えば３．４３ｅＶまたは３．３０ｅＶにおいて視覚可能であり、これは斯様な欠陥、特に積層欠陥に起因し得る。

実施形態において得られた（１０−１１）表面粗さを決定するために、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）を用いて測定を行った。３μｍ×３μｍのサイズを有する領域内において、０．３ｎｍ未満の粗さ（二乗平均平方根（ｒｏｕｔｅ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）ＲＭＳ）を決定し、１μｍ×１μｍのサイズを有する領域内において、０．１ｎｍ（ＲＭＳ）未満の粗さを測定した。

上述の実施例は、１μｍ厚さまでに成長したＧａＮ結晶層１８の調査を示す。本明細書において詳細には記載されていないさらなる実施形態は、さらに成長して、顕著に厚い融合したＧａＮ層１８に関連し、ここから光電子工学構成要素、またはセンサ技術のための構成要素を製造する際、高周波数用途などにおいて使用するために完全な基板が形成されてもよい。結晶の質および表面の質に関する上述の特性を含む斯様な基板は、構成要素の製造に特に有利であることが判明した。

故に、出発基板２とその上に成長した結晶層１８との組み合わせ、ならびに既に分離した大きなサイズのＩＩＩ−Ｎ結晶層またはＧａＮ結晶層は、本発明の範囲に包含される。２インチまたは４インチまたはさらにそれ以上の径が現実的である。直径に関する制限は本発明では与えられない。

ＭＯＶＰＥを用いて約２μｍ／ｈの適度な成長速度をここで得てもよい。この場合、好ましくは、サファイアウェハをまず構成し、次いでそこでＧａＮ層をＭＯＶＰＥ方法により成長させ、その後、構成要素について数μｍの層を堆積させる。

顕著に厚い層（「バルク」材料）を得るために、ＨＶＰＥ法（１００μｍ／ｈ以上の成長速度）を使用するのが有利な場合もある。この場合、数ｍｍから数ｃｍまでを積層できる。その後、結晶または「ブール」は、例えば同一の配向を有する個々のウェハに切断され、次いで構成要素の層をＭＯＶＰＥまたはＭＢＥを用いて、対応する反応器中で、得られたウェハ上に連続的に成長させる。

ＨＶＰＥを用いるサファイア上でのＧａＮの成長がプロセスの技術的問題を含む限り、上述のように、まずＭＯＶＰＥ薄層を積層させ、続いて匹敵する厚さの結晶をその上で成長させるために、ウェハをＨＶＰＥプロセス（ＨＶＰＥ反応器）に移すような変形例を選択できる。

さらに、上述の方法において、プロセス条件（温度、圧力、前駆体ガス、エッチング方法、エピタキシー方法、プロセス工程の数、マスクまたは核形成層のための材料、層の厚さ、トレンチ幅など）についての詳細な値を提供した。しかし、斯様な条件からの変更または変位も同様に可能であることを認識することは当業者に適切であり、例えばそれらはＧａＮまたはＩＩＩ−Ｎ化合物材料の製造から基本的に既知であり、それぞれが他の既知の結晶配向を有する。

マスク層に関して、例えばＳｉＮまたはＡｌ_２Ｏ_３または他の材料が考慮されてもよい。核形成層に関して、種々の入手可能な文献、例えばＫｕｈｎ，Ｂ．らのＰｈｙｓ．Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ａ．１８８、ｐ．６２９、２００１またはＨｅｒｔｋｏｒｎ，Ｊ．らのＪ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ ３０８、ｐ．３０、２００７を参照してもよいが、低温核形成層の場合、この方法は制限されるべきではない。

反応器における温度については、それぞれの種類の反応器に依存するため、上述の値は特定の実施例についてのみ該当する。特定の種類の反応器に関してでさえ、温度からの変位を生じ得る。ＭＯＶＰＥ反応器またはＨＶＰＥ反応器について、市販されているか、または市販されていない、ＩＩＩ−Ｎ結晶層を成長させることができるあらゆる種類のものが考慮されてもよい。

対応する考慮は、上述のように出発結晶および成長した結晶の例示的な組み合わせに関するだけではない。さらにこれらは、サファイアおよびＧａＮのための表面結晶配向の次の組み合わせ、つまり、｛２２−４３｝サファイア上の｛２−２０１｝ＧａＮ、｛１１−２６｝サファイア上の｛１０−１２｝ＧａＮならびに｛１０−１１｝サファイア上の｛１１−２１｝ＧａＮを含む変形例に関しても言える。

Claims (24)

1. ＩＩＩ族窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）を含む半極性の半導体結晶を製造する方法であって、
   サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）を含み、サファイアの結晶面に平行な第１の表面（３）に少なくとも１つのトレンチ（１０）を形成した出発基板（２）を提供する工程と、
   前記出発基板（２）上において前記第１の表面（３）の上にＩＩＩ族窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）を含む半極性結晶層（１８）をエピタキシャル成長させる（１７，１９）工程であって、それによって第２の表面（２２）を形成し、これが前記第１の表面（３）に略平行であり、前記ＩＩＩ族窒化物の結晶面によって形成される工程と
   を含み、
   前記出発基板（２）の前記第１の表面（３）が、
   （ａ）サファイアの｛２２−４３｝ファミリーの結晶面によって形成され、前記第２の表面（２２）がＩＩＩ族窒化物の｛２０−２１｝ファミリーの結晶面によって形成される、又は、
   （ｂ）サファイアの｛１１−２６｝ファミリーの結晶面によって形成され、前記第２の表面（２２）がＩＩＩ族窒化物の｛１０−１２｝ファミリーの結晶面によって形成される、ことを特徴とする方法。
2. 前記トレンチ（１０）が、前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の結晶格子において＜１０−１０＞方向に沿って形成される、請求項１に記載の方法。
3. 前記トレンチ（１０）が傾斜を有する側方ファセット（１２）を有し、前記側方ファセット（１２）が、前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）における｛０００１｝ファミリーの結晶面に対して平行に延びる、または同じ面に対して２５度以下で傾斜している、請求項１または２に記載の方法。
4. 前記側方ファセット（１２）が、前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）における｛０００１｝ファミリーの結晶面に対して１５度以下で傾斜している、請求項３に記載の方法。
5. 複数のトレンチ（１０）が、突起（１１）と関連して形成され、それぞれが２つの前記トレンチ（１０）間に位置して該トレンチ（１０）を分離し、前記分離突起（１１）が、その長さに沿って頂面（１３）、およびその側方に隣接して各側方傾斜ファセット（１２，１６）を有し、
   前記側方傾斜ファセットの１つのファセット（１２）が、前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の｛０００１｝ファミリーのｃ結晶面に対して平行に配向される、またはそれぞれ同じ面に対して２５度または１５度傾斜している、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記側方ファセット（１２，１６）を有する前記１つ以上のトレンチ（１０）が、少なくとも１つのマスク層（４）を形成し、続いて前記少なくとも１つのマスク層（４）内において予め構成された開口部にサファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）を含む前記出発基板（２）をエッチング（６）することによって形成される、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
7. 前記少なくとも１つのマスク層（４）または前記マスク層（４）と関連して構成されるさらなるマスク層（８）が、前記トレンチの外側の前記突起（１１）の頂面（１３）に残り、二酸化ケイ素（ＳｉＯ_２）または窒化ケイ素（ＳｉＮ）から製造され、前記マスク層（８）が、前記突起（１１）の頂面（１３）上に前記ＩＩＩ族窒化物の成長（１７、１９）を低減する、またはそれらを完全に阻害するように構成された、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
8. 前記ＩＩＩ族窒化物をエピタキシャル成長させる工程が、前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の｛０００１｝ファミリーの結晶面に対して垂直な方向に前記トレンチ（１０）内の側方ファセット（１２）上でＩＩＩ族窒化物を側方成長させる第１のサブ工程（１７）を含む、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。
9. 前記ＩＩＩ族窒化物をエピタキシャル成長させる工程が、ＩＩＩ族窒化物を成長させる第２のサブ工程であって、このさらなる成長が、それぞれ前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の｛２２−４３｝または｛１１−２６｝ファミリーの結晶面に対してほぼ垂直な方向において行われるサブ工程を含む、請求項８に記載の方法。
10. 前記１つ以上のトレンチ（１０）が、幅および深さを有するように形成され、前記幅および深さが、最大で１０倍異なる、請求項１から９のいずれか一項に記載の方法。
11. 前記１つ以上のトレンチ（１０）および突起（１１）が、平行ストライプパターンを形成する、請求項１から１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記第２のサブ工程において、それぞれ前記サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）の｛２２−４３｝または｛１１−２６｝ファミリーの結晶面に対して垂直な方向の成長が、前記トレンチを分離する前記突起にわたって側方過成長を伴うことで、前記突起の幅に依存して、隣接トレンチから成長する結晶層の融合が、ＩＩＩ族窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）の共通する連続表面の形成の下で行われる、請求項１から１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＧａＩｎＮ）、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮ）またはＡｌＧａＩｎＮのうちの１つが、ＩＩＩ族窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）に使用される、請求項１から１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記トレンチ（１０）および該トレンチ（１０）を分離する前記突起（１１）の形成後、ＡｌＮまたはＧａＮを含む核形成層が前記出発基板（２）上に形成される成長プロセスの前に行われる、請求項１から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記成長（１７，１９）が、金属有機気相エピタキシープロセス（ＭＯＶＰＥ）またはハイドライド気相エピタキシープロセス（ＨＶＰＥ）によって行われる、請求項１から１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 前記出発基板（２）から成長した前記半極性結晶層を取り除く工程をさらに含む、請求項１から１５のいずれか一項に記載の方法。
17. サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）およびその上に成長した半極性結晶層（１８）を含み、｛２０−２１｝または｛１０−１２｝ファミリーの結晶方向に従う平面を有する窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＧａＩｎＮ）、または窒化インジウムガリウムアルミニウム（ＡｌＧａＩｎＮ）を含み、前記のサファイアの表面が、それぞれ｛２２−４３｝または｛１１−２６｝の結晶方向に対して平行に延びている、基板。
18. ｌが１または４である｛２０−２ｌ｝ファミリーの結晶方向に従う平面を有する窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＧａＩｎＮ）、または窒化インジウムガリウムアルミニウム（ＡｌＧａＩｎＮ）を含む自立型の単結晶半極性基板であって、
    前記自立型基板の表面が、
    少なくとも５ｃｍ×５ｃｍの縁部または５ｃｍの対角線長さと、
    均質エピタキシープロセスと一致および／またはそれらに由来する表面粗さを有する、自立型の単結晶半極性基板。
19. ３μｍ×３μｍのサイズの領域における原子間力顕微鏡を用いて決定される前記表面粗さが、２．０ｎｍ未満（ＲＭＳ）になる、請求項１８に記載の、窒化ガリウム（ＧａＮ）を含む自立型の単結晶半極性基板。
20. ３μｍ×３μｍのサイズの領域における原子間力顕微鏡を用いて決定される前記表面粗さが、１．０ｎｍ未満（ＲＭＳ）又は０．３ｎｍ（ＲＭS）になる、請求項１９に記載の、窒化ガリウム（ＧａＮ）を含む自立型の単結晶半極性基板。
21. 結晶の質に関する｛１０−１１｝結晶格子の面に対するロッキングカーブを測定することにより、
    １０００ａｒｃ ｓｅｃ未満の対応する半値全幅（ＦＷＨＭ）をもたらし、半値全幅の前記測定がＣｕ−Ｋα放射線に基づく、又は、
    ４００ａｒｃ ｓｅｃ未満の対応する半値全幅（ＦＷＨＭ）をもたらし、半値全幅の前記測定がＣｕ−Ｋα放射線に基づく、又は、
    １００ａｒｃ ｓｅｃ未満の対応する半値全幅（ＦＷＨＭ）をもたらし、半値全幅の前記測定がＣｕ−Ｋα放射線に基づく、ことを特徴とする
    請求項１８から２０に記載の自立型の単結晶半極性基板。
22. 電子構成要素または光電子工学素子を製造するために使用される、請求項１から１６のいずれか一項に記載の方法。
23. 電子構成要素または光電子工学素子を製造するために使用される、請求項１７に記載の基板。
24. 電子構成要素または光電子工学素子を製造するために使用される、請求項１８から２１のいずれか一項に記載の自立型の単結晶半極性基板。