JP6019777B2 - ＡｌＮ結晶基板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、クラックの発生がなく大口径化が可能なＡｌＮ結晶基板およびその製造方法に関する。

ＡｌＮ（窒化アルミニウム）結晶は、６．２ｅＶの広いエネルギバンドギャップ、約３．３ＷＫ^-1ｃｍ^-1の高い熱伝導率および高い電気抵抗を有しているため、光デバイスや電子デバイスなどの半導体デバイス用の基板材料として注目されている。このようなＡｌＮ結晶を成長させる方法として、昇華法が知られている。

また、ＡｌＮ結晶基板は高価であるため、ＡｌＮ結晶を成長させる下地基板としては、ＡｌＮ結晶と化学組成が異なる異組成下地基板が用いられる。

昇華法においては、昇華法における高温雰囲気に耐久性がありかつＡｌＮ結晶との格子定数の不整合が小さい観点から、ＳｉＣ下地基板が好適に用いられる。

たとえば、特開２００８−１３３９０号公報（特許文献１）は、ＳｉＣ基板などの異種基板（上記異組成基板に相当。以下同じ）上に、異種基板の口径ｒに対して０．４ｒ以上の厚さにＡｌＮ結晶を昇華法により成長させる工程と、異種基板から２００μｍ以上離れたＡｌＮ結晶の領域からＡｌＮ結晶基板を形成する工程と、を含むＡｌＮ結晶基板の製造方法を開示する。

また、特開２０１１−２６１６０号公報（特許文献２）は、内部に原料を収納する原料容器と、それに対向するように配置されたＳｉＣ基板などの種基板と、を少なくとも備えた窒化アルミニウム単結晶の製造装置を用い、昇華法により種基板上に窒化アルミニウム単結晶を堆積させる窒化アルミニウム単結晶の製造方法であって、原料として窒化アルミニウムを焼結して粉末粒子同士の合一化を図った焼結体を使用することを開示する。

特開２００８−１３３９０号公報 特開２０１１−２６１６０号公報

特開２００８−１３３９０号公報（特許文献１）および特開２０１１−２６１６０号公報（特許文献２）においては、ＡｌＮ結晶を成長させるために用いられるＳｉＣ基板の熱膨張係数とＡｌＮ結晶の熱膨張係数との違いにより、ＳｉＣ基板上に成長させるＡｌＮ結晶にクラックが発生しやすくまた大口径化が困難であるという問題点があった。特開２００８−１３３９０号公報（特許文献１）においては、ＡｌＮ結晶を厚く成長させることによりクラックの発生を抑制することも開示されているが、ＳｉＣ基板上のＡｌＮ結晶を厚く成長させるには、長時間の成長条件の調整が難しく、また、成長時間が長時間となるため、製造コストが増大するという問題点があった。

本発明は、上記問題点を解決することにより、クラックの発生がなく結晶性が高く大口径化が可能なＡｌＮ結晶基板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、第１の局面に従えば、ＳｉＣ下地基板のＣ原子面である主面上に、まず単結晶が成長する条件で次に多結晶が成長する条件で、第１のＡｌＮ結晶を成長させる工程と、第１のＡｌＮ結晶の結晶成長主面を平坦化する工程と、第１のＡｌＮ結晶からＳｉＣ下地基板を除去することにより第１のＡｌＮ結晶基板を形成する工程と、第１のＡｌＮ結晶基板のＡｌ原子面である主面上に、第２のＡｌＮ結晶を成長させる工程と、第２のＡｌＮ結晶から第２のＡｌＮ結晶基板を形成する工程と、を含み、第２のＡｌＮ結晶を成長させる工程において、第１のＡｌＮ結晶基板より大口径のＢＮ多結晶基板上に第１のＡｌＮ結晶基板をその第１の主面が露出するように配置し、第１のＡｌＮ結晶基板の第１の主面上には単結晶領域を成長させ、ＢＮ多結晶基板の露出している主面上には多結晶領域を成長させ、第１のＡｌＮ結晶基板はＡｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域と第２の主面を有する多結晶領域とを含み、第２のＡｌＮ結晶基板はＡｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域とその単結晶領域の外周側面に配置されている多結晶領域とを含むＡｌＮ結晶基板の製造方法である。

本発明は、第２の局面に従えば、Ａｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域と、単結晶領域の外周側面に配置されている多結晶領域と、を含み、単結晶領域は、多結晶領域により保持されているＡｌＮ結晶基板である。

本発明によれば、クラックの発生がなく結晶性が高く大口径化が可能なＡｌＮ結晶基板およびその製造方法を提供することができる。

本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法により第１のＡｌＮ結晶基板を製造する一例を示す概略断面図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法により第２のＡｌＮ結晶基板を製造する一例を示す概略断面図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法により第２のＡｌＮ結晶基板を製造する別の例を示す概略断面図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法に用いられる昇華方法の一方式を示す概略断面図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法に用いられる昇華方法の別の方式を示す概略断面図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板により第１のＡｌＮ結晶基板を製造する別の例において得られる第１のＡｌＮ結晶の一例を示す概略図である。ここで（Ａ）は概略平面図を示し、（Ｂ）はＶＩＢ−ＶＩＢにおける概略断面図を示す。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板により第１のＡｌＮ結晶基板を製造する別の例において得られる第１のＡｌＮ結晶基板の一例を示す概略図である。 本発明にかかるＡｌＮ結晶基板の製造方法により得られた第２のＡｌＮ結晶基板のＸ線回折により測定された（０００２）面についてのロッキングカーブにおける半値全幅を示すグラフである。

＜ＡｌＮ結晶基板の製造方法＞
［実施形態１］
図１を参照して、本発明の一実施形態であるＡｌＮ結晶基板の製造方法は、ＳｉＣ下地基板１ｓのＣ原子面である主面１ｃ上に、まず単結晶が成長する条件で次に多結晶が成長する条件で、第１のＡｌＮ結晶１０を成長させる工程と、第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇを平坦化する工程と、第１のＡｌＮ結晶１０からＳｉＣ下地基板１ｓを除去することにより第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを形成する工程と、を含む。第１のＡｌＮ結晶１０は、ＳｉＣ下地基板１ｓとの界面側にＡｌ原子面である界面１０ｉを有する単結晶領域１０ｍと、結晶成長主面１０ｇ側に多結晶領域１０ｐと、を含む。第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面１０ａを有する単結晶領域１０ｍと、第２の主面１０ｂを有する多結晶領域１０ｐと、を含む。本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法によれば、クラックの発生がなく結晶性が高く大口径化が可能な第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓが得られる。

（第１のＡｌＮ結晶を成長させる工程）
図１（Ａ）を参照して、本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、ＳｉＣ下地基板１ｓのＣ原子面である主面１ｃ上に、まず単結晶が成長する条件で次に多結晶が成長する条件で、第１のＡｌＮ結晶１０を成長させる工程を含む。かかる工程により得られる第１のＡｌＮ結晶１０は、単結晶領域１０ｍおよび多結晶領域１０ｐを有しているため、ＳｉＣ下地基板１ｓと第１のＡｌＮ結晶１０との間の熱膨張係数の違いにより発生する応力を低減することができ、クラックを発生させることなく結晶性が高い第１のＡｌＮ結晶１０が得られる。ここで、多結晶領域１０ｐの厚さをより大きくすることにより、上記応力をより低減することができ、また、単結晶領域１０ｍをより強く保持することができるため、クラックの発生をより抑制することができる。

第１のＡｌＮ結晶１０を成長させる方法は、単結晶および多結晶のいずれの結晶をも成長させることできる方法であれば特に制限はなく、昇華法、ＨＶＰＥ（ハイドライド気相成長）法、ＭＢＥ（分子線エピタキシ）法、ＭＯＣＶＤ（有機金属化学気相堆積）法などの気相法、融液法などの液相法などが好適に用いられるが、生産性が高い観点から、昇華法がより好適に用いられる。

本工程において、ＳｉＣ下地基板１ｓのＣ原子面である主面１ｃ上に、まず単結晶が成長する条件で、第１のＡｌＮ結晶１０が成長する。ここで、ＳｉＣ下地基板およびＡｌＮ結晶はいずれも＜０００１＞方向に極性を有する六方晶系の結晶構造を有する。このため、ＳｉＣ下地基板１ｓのＣ原子面である主面１ｃ上に、第１のＡｌＮ結晶１０の一部として単結晶領域１０ｍを成長させると、ＳｉＣ下地基板１ｓの主面１ｃとの界面１０ｉにＡｌ原子面を有する単結晶領域１０ｍが得られる。第１のＡｌＮ結晶１０の成長における単結晶領域１０ｍの成長条件は、成長方法によってそれぞれ異なり、たとえば昇華法の場合は、窒素ガス雰囲気で成長圧力が１０ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下かつ成長温度が１７００℃以上２２００℃以下が好適である。

このようにして、第１のＡｌＮ結晶１０の一部として、ＳｉＣ下地基板１ｓとの界面１０ｉ側に、Ａｌ原子面である界面１０ｉを有する単結晶領域１０ｍが形成される。第１のＡｌＮ結晶１０の単結晶領域１０ｍの厚さは、特に制限はないが、後述する第１のＡｌＮ結晶基板の形成の際に、第１のＡｌＮ結晶の単結晶領域において基板の主面を確実に形成する観点から５０μｍ以上が好ましく、多結晶領域を小さくする観点から１０００μｍ以下が好ましい。

本工程において、上記の単結晶が成長する条件の次に多結晶の成長条件で、第１のＡｌＮ結晶１０が成長される。第１のＡｌＮ結晶１０の成長における多結晶領域１０ｐの成長条件は、成長方法によってそれぞれ異なり、たとえば昇華法の場合は、窒素ガス雰囲気で成長圧力が１０ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下かつ成長温度が１７５０℃以上２２５０℃が好適である。

図４および５を参照して、昇華法においては、るつぼ１１０内の下部にＡｌＮ原料５を配置し、るつぼ１１０内の上部にるつぼ蓋１１０ｃに貼り合わせた基板を配置して、その基板上にＡｌＮ結晶を成長させるフェイス−ダウン方式（図４）と、つぼ１１０内の上部にＡｌＮ原料５を配置し、るつぼ１１０内の下部にるつぼ蓋１１０ｃに載置した基板を配置して、その基板上にＡｌＮ結晶を成長させるフェイス−アップ方式（図５）とがある。ＡｌＮ原料の保持の簡便性などの観点から、フェイス−アップ方式に比べてフェイス−ダウン方式が簡便であるため、第１のＡｌＮ結晶１０の成長においては、フェイス−ダウン方式が好適に採用される。

このようにして、図１（Ａ）に示すように、第１のＡｌＮ結晶１０の一部である単結晶領域１０ｍの結晶成長主面１０ｍｇ上に、第１のＡｌＮ結晶１０の一部である多結晶領域１０ｐが形成される。第１のＡｌＮ結晶１０の多結晶領域１０ｐの厚さは、特に制限はないが、単結晶領域１０ｍを強く保持する観点から５０μｍ以上が好ましく、結晶の成長時間を短縮する観点から１０ｍｍ以下が好ましい。なお、形成された多結晶領域１０ｐの結晶成長主面１０ｇは、第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇに相当し、通常、マイクロメータなどにより測定される高低差が１０μｍ以上５００μｍ以下程度の凹凸を有している。

すなわち、本工程により得られる第１のＡｌＮ結晶１０は、ＳｉＣ下地基板１ｓとの界面１０ｉ側にＡｌ原子面である界面１０ｉを有する単結晶領域１０ｍと、結晶成長主面１０ｇ側に多結晶領域１０ｐと、を含む。

（第１のＡｌＮ結晶の結晶成長主面を平坦化する工程）
図１（Ａ）を参照して、本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇを平坦化する工程を含む。成長した第１のＡｌＮ結晶１０における凹凸を有する結晶成長主面１０ｇをＳｉＣ下地基板１ｓの裏面に平行な面となるように平坦化する。これにより、結晶成長主面１０ｇに平行となるようにＳｉＣ下地基板１ｓのＳｉ面を削ることができる。

ここで、第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇを平坦化する方法は、特に制限はなく、研削、研磨（機械的研磨、化学機械的研磨（ＣＭＰ）など）、エッチングなどの方法が好適に用いられ、平坦性を高くする観点から研削と研磨とを組み合わせた方法がより好適に用いられる。

（第１のＡｌＮ結晶基板を形成する工程）
図１（Ｂ）を参照して、本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、第１のＡｌＮ結晶１０からＳｉＣ下地基板１ｓを除去することにより第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを形成する工程を含む。結晶成長主面１０ｇが平坦化された第１のＡｌＮ結晶１０からＳｉＣ下地基板１ｓを除去することにより、Ａｌ原子面である第１の主面１０ａを有する単結晶領域１０ｍと、第２の主面１０ｂを有する多結晶領域１０ｐと、を含む第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓが得られる。

第１のＡｌＮ結晶１０からＳｉＣ下地基板１ｓを除去する方法は、特に制限はなく、切削、研削、エッチングなどの方法が好適に用いられる。また、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの単結晶領域１０ｍ側の第１の主面１０ａの結晶性を高くする観点から、ＳｉＣ下地基板１ｓを除去する際に、ＳｉＣ下地基板１ｓおよび第１のＡｌＮ結晶１０の単結晶領域１０ｍの一部を除去することが好ましい。

さらに、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの単結晶領域１０ｍ側の第１の主面１０ａは、平坦性を高くしてその上に結晶性の高いＡｌＮ結晶を成長させる観点から、研削、研磨、エッチングなどにより平坦化することが好ましい。

図１（Ｃ）を参照して、上記の工程により得られる第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面１０ａを有する単結晶領域１０ｍと、第２の主面１０ｂを有する多結晶領域１０ｐと、を含むため、単結晶領域１０ｍは多結晶領域１０ｐにより保持され、単結晶領域１０ｍ側の第１の主面１０ａ上にクラックを発生させることなく結晶性が高いＡｌＮ結晶を成長させることができる。

［実施形態２］
図２を参照して、本発明の別の実施形態であるＡｌＮ結晶基板の製造方法は、上記の実施形態１の製造方法に、かかる製造方法により得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓのＡｌ原子面である第１の主面１０ａ上に、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させる工程と、第２のＡｌＮ結晶２０から第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓを形成する工程と、をさらに含む。第２のＡｌＮ結晶２０は、Ａｌ原子面である結晶成長主面２０ｇを有する単結晶領域２０ｍを含む。第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍを含む。本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法によれば、クラックの発生がなく結晶性が高く大口径化が可能な第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓが得られる。

（第２のＡｌＮ結晶を成長させる工程）
図２（Ａ）を参照して、本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、実施形態１の製造方法により得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓのＡｌ原子面である第１の主面１０ａ上に、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させる工程を含む。

第２のＡｌＮ結晶２０を成長させる方法は、特に制限はなく、昇華法、ＨＶＰＥ法、ＭＢＥ法、ＭＯＣＶＤ法などの気相法、融液法などの液相法などが好適に用いられるが、生産性が高い観点から、昇華法がより好適に用いられる。

本工程において、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓのＡｌ原子面である第１の主面１０ａ上に、第２のＡｌＮ結晶２０が成長する。ここで、ＡｌＮ結晶は、＜０００１＞方向に極性を有する六方晶系の結晶構造を有する。このため、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの単結晶領域１０ｍ側のＡｌ原子面である主面１ｃ上に、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させると、Ａｌ原子面である結晶成長主面２０ｇを有する単結晶領域２０ｍが得られる。

第２のＡｌＮ結晶２０の結晶成長条件は、成長方法によってそれぞれ異なるが、結晶性の高い単結晶領域を形成しやすい観点から、たとえば昇華法の場合は、窒素ガス雰囲気で成長圧力が１０ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下かつ成長温度が１８００℃以上２３００℃以下が好適である。

図４および５を参照して、上述のように、昇華法においては、フェイス−ダウン方式（図４）と、フェイス−アップ方式（図５）とがある。第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓをるつぼの蓋１１０ｃ（一般にカーボンにより形成されている）に貼り合わせることが困難であるため、第２のＡｌＮ結晶２０の成長においては、フェイス−ダウン方式に比べてフェイス−アップ方式が好適に採用される。

このようにして、Ａｌ原子面である結晶成長主面２０ｇを有する単結晶領域２０ｍを含む第２のＡｌＮ結晶２０が得られる。

（第２のＡｌＮ結晶基板を形成する工程）
図２（Ｂ）を参照して、実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、第２のＡｌＮ結晶２０から第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓを形成する工程を含む。

第２のＡｌＮ結晶２０から第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓ形成する方法は、特に制限はなく、スライス加工、切削、研削、エッチングなどの方法が好適に用いられる。さらに、第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓの単結晶領域２０ｍの第１の主面２０ａは、平坦性を高くしてその上に結晶性の高いＡｌＮ結晶を成長させる観点から、研削、研磨、エッチングなどにより平坦化することが好ましい。

このようにして、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍを含む第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓが得られる。

上記の工程により得られる第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍを含むため、単結晶領域２０ｍの第１の主面２０ａ上にクラックを発生させることなく結晶性が高いＡｌＮ結晶を成長させることができる。

（第２のＡｌＮ結晶の成長工程において、第１のＡｌＮ結晶基板とそれより大口径のＢＮ多結晶基板を用いる場合）
図３を参照して、本実施形態のＡｌＮ結晶基板の製造方法は、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させる工程において、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓより大口径のＢＮ多結晶基板１１１ｐｓ上に第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓをその第１の主面１０ａが露出するように配置することができる。かかる配置により、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上には単結晶領域２０ｍを成長させ、ＢＮ多結晶基板１１１ｐｓの露出している主面１１１ｐａ上には多結晶領域２０ｐを成長させることができる。

したがって、上述のように、Ａｌ原子面である結晶成長主面２０ｇを有する単結晶領域２０ｍと、単結晶領域２０ｍの外周側面２０ｍｏに配置されている多結晶領域２０ｐと、を含む第２のＡｌＮ結晶２０が得られる。かかる第２のＡｌＮ結晶２０から、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍと、単結晶領域２０ｍの外周側面２０ｍｏに配置されている多結晶領域２０ｐと、を含む第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓが得られる。

このようにして得られる第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍと、単結晶領域２０ｍの外周側面２０ｍｏに配置されている多結晶領域２０ｐと、を含むため、単結晶領域２０ｍは多結晶領域２０ｐにより保持され、単結晶領域２０ｍ側の第１の主面２０ａ上にクラックを発生させることなく結晶性が高いＡｌＮ結晶を成長させることができる。

＜ＡｌＮ結晶基板＞
［実施形態３］
図１（Ｃ）を参照して、本発明のさらに別の実施形態であるＡｌＮ結晶基板は、上記の実施形態１の製造方法により得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓであって、Ａｌ原子面である第１の主面１０ａを有する単結晶領域１０ｍと、第２の主面１０ｂを有する多結晶領域１０ｐとを含み、単結晶領域１０ｍは、多結晶領域１０ｐにより保持されている。

本実施形態の第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面１０ａを有する単結晶領域１０ｍと、第２の主面１０ｂを有する多結晶領域１０ｐとを含み、単結晶領域１０ｍは多結晶領域１０ｐにより保持されているため、単結晶領域１０ｍ側の第１の主面１０ａ上にクラックを発生させることなく結晶性が高いＡｌＮ結晶を成長させることができる。

ここで、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの単結晶領域１０ｍの厚さは、特に制限はないが、第１の主面１０ａ上に結晶性の高いＡｌＮ結晶を成長させる観点から５０μｍ以上が好ましく、多結晶領域１０ｐを小さくする観点から１０００μｍ以下が好ましい。また、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの多結晶領域１０ｐの厚さは、特に制限はないが、単結晶領域１０ｍを強く保持する観点から１００μｍ以上が好ましく、結晶の成長時間を短縮する観点から１０ｍｍ以下が好ましい。

［実施形態４］
図３（Ｂ）を参照して、本発明のさらに別の実施形態であるＡｌＮ結晶基板は、上記の実施形態２の製造方法により得られた第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓであって、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍと、単結晶領域２０ｍの外周側面２０ｍｏに配置されている多結晶領域２０ｐとを含み、単結晶領域２０ｍは多結晶領域２０ｐにより保持されている。

本実施形態の第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓは、Ａｌ原子面である第１の主面２０ａを有する単結晶領域２０ｍと、単結晶領域２０ｍの外周側面２０ｍｏに配置されている多結晶領域２０ｐとを含み、単結晶領域２０ｍは多結晶領域２０ｐにより保持されているため、第１の主面２０ａ上にクラックを発生させることなく結晶性が高いＡｌＮ結晶を成長させることができる。

（参考例１）
１．第１のＡｌＮ結晶の成長
図１（Ａ）を参照して、直径１５ｍｍ、厚さ３５０μｍでＣ原子面である主面１ｃが、ＣＭＰ（化学機械的研磨）により、ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）により測定されるＲＭＳ（二乗平均平方根）粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化された４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓを準備した。この４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓの主面１ｃ上に、第１のＡｌＮ結晶１０を成長させた。

図４を参照して、第１のＡｌＮ結晶１０の成長は、結晶成長炉１００内に加熱体１２０を介在させて配置されたるつぼ１１０内の下部にＡｌＮ原料５を配置し、るつぼ１１０内の上部にるつぼ蓋１１０ｃにカーボン系接着剤で貼り合わせたＳｉＣ下地基板１ｓを配置して、ＳｉＣ下地基板１ｓの主面１ｃ上に結晶成長させるフェイス−ダウン方式の昇華法により行なった。ここで、結晶成長炉１００内において、るつぼ１１０の内部は、るつぼ１１０の通気口１１０ｅならびに加熱体１２０の上部通気口１２０ａおよび下部通気口１２０ｂを経由して、るつぼ１１の外部と通気していた。

第１のＡｌＮ結晶１０の成長は、るつぼの下部温度を２０００℃、るつぼの上部温度を１８００℃とし、結晶成長炉１００内の全圧が５０ｋＰａとなるように窒素ガスを２００ｓｃｃｍ（１ｓｃｃｍは、標準状態の気体を１分間に１ｃｍ³流す流量をいう。以下同じ。）流して、１０時間行ない、その後るつぼの上部温度を１８５０℃としてさらに９０時間行なった。

これにより、図１（Ａ）を参照して、４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓ上に厚さ５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶１０を成長させた。第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察したところ、多結晶領域１０ｐが形成されていた。

２．第１のＡｌＮ結晶の結晶成長主面の平坦化
得られた第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇは、凹凸を有する面であり、その高低差は、マイクロメータにより測定したところ、５０μｍ〜１００μｍ程度であった。そのため、上記のＳｉＣ下地基板１ｓ上に形成された第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇ側を研削機により２００μｍの深さまで削り込み、結晶成長主面１０ｇをその高低差が５μｍまで平坦化した。さらに、結晶成長主面１０ｇを、ダイヤモンドスラリーを用いた研磨により、ＡＦＭにより測定されるＲＭＳ粗さが３．０ｎｍ以下まで鏡面化した。

３．ＳｉＣ下地基板の除去による第１のＡｌＮ結晶基板の形成
図１（Ｂ）を参照して、結晶成長主面１０ｇが平坦化および鏡面化された第１のＡｌＮ結晶１０が形成されている厚さ３５０μｍの４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓを、研削機により４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓ側から３６０μｍの深さまで削り込むことにより、完全に除去して、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを得た。こうして得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓに現れた第１の主面１０ａを、ダイヤモンドスラリーを用いた研磨さらにＣＭＰにより、ＡＦＭにより測定されるＲＭＳ粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化した。ここで、研磨は、第１のＡｌＮ結晶１０の４Ｈ−ＳｉＳ下地基板１ｓとの界面１０ｉから第１のＡｌＮ結晶１０側に５０μｍの深さまで行なった。

得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａは、光学顕微鏡により観察したところクラックの発生はなく、Ｘ線回折測定による評価を行なったところ単結晶領域１０ｍが形成されていた。

（参考例２）
直径２インチ（５０．８ｍｍ）、厚さ３５０μｍでＣ原子面である主面１ｃが、ＣＭＰにより、ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）により測定されるＲＭＳ（二乗平均平方根）粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化された４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓを用いたこと以外は、参考例１と同様にして、第１のＡｌＮ結晶基板を得た。こうして得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓに現れた第１の主面１０ａを、ダイヤモンドスラリーを用いた研磨さらにＣＭＰにより、ＡＦＭにより測定されるＲＭＳ粗さが０．９ｎｍ以下まで鏡面化した。

得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａは、光学顕微鏡により観察したところクラックの発生はなく、Ｘ線回折測定による評価を行なったところ単結晶領域１０ｍが形成されていた。

（参考例３）
１．第１のＡｌＮ結晶の成長
参考例１と同じＳｉＣ下地基板を準備した。参考例１と同じフェイス−ダウン方式の昇華法により、第１のＡｌＮ結晶１０を成長させた。第１のＡｌＮ結晶１０の成長は、るつぼの下部温度を２０００℃、るつぼの上部温度を１８００℃とし、結晶成長炉１００内の全圧が５０ｋＰａとなるように窒素ガスを２００ｓｃｃｍ流して、２０時間行ない、その後るつぼの上部温度を１８１０℃としてさらに８０時間行なった。

これにより、４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓ上に厚さ４．７ｍｍの第１のＡｌＮ結晶１０を成長させた。図６を参照して、第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察したところ、１つ以上の単結晶領域１０ｍとそれを取り囲む多結晶領域１０ｐが形成されていた。結晶成長主面１０ｇにおける単結晶領域１０ｍの総面積と多結晶領域１０ｐの総面積との比は、１０：９０であった。

２．第１のＡｌＮ結晶の結晶成長主面の平坦化
得られた第１のＡｌＮ結晶１０の結晶成長主面１０ｇは、凹凸を有する面であり、その高低差は、５０μｍ〜１００μｍ程度であった。そのため、参考例１と同様の研削により、結晶成長主面１０ｇをその高低差が２０μｍまで平坦化した。さらに、結晶成長主面１０ｇを、参考例１と同様の研磨により、ＡＦＭにより測定されるＲＭＳ粗さが３．０ｎｍ以下まで鏡面化した。

３．ＳｉＣ下地基板の除去による第１のＡｌＮ結晶基板の形成
結晶成長主面１０ｇが平坦化および鏡面化された第１のＡｌＮ結晶１０が形成されている厚さ３５０μｍの４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓを、参考例１と同様の研削により、完全に除去して、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを得た。こうして得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓに現れた第１の主面１０ａを、参考例１と同様の研磨およびＣＭＰにより、ＡＦＭにより測定されるＲＭＳ粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化した。図７を参照して、得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａは、光学顕微鏡により観察したところクラックの発生はなく、Ｘ線回折測定による評価を行なったところ単結晶領域１０ｍが形成されていた。また、得られた第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第２の主面１０ｂは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察したところ、１つ以上の単結晶領域１０ｍとそれを取り囲む多結晶領域１０ｐが形成されていた。第２の主面１０ｂにおける単結晶領域１０ｍの総面積と多結晶領域１０ｐの総面積との比は、１０：９０であった。

（参考例４）
参考例１と同様にして、参考例１と同様の第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを得た。第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの結晶成長主面１０ｇ側の主面は、参考例１と同様の研削および研磨により、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが３．０ｎｍ以下まで鏡面化した。第１のＡｌＮ結晶１０の第１の主面１０ａは、参考例１と同様の研削、研磨およびＣＭＰにより、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化した。

ただし、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａの研磨は、第１のＡｌＮ結晶１０の４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓとの界面１０ｉから第１のＡｌＮ結晶１０側に５０μｍ研磨する毎に研磨を止めて、Ｘ線回折測定による評価により単結晶であるか多結晶であるかを調べた。結果を表１にまとめた。

表１から明らかなように、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓは、第１のＡｌＮ結晶１０の４Ｈ−ＳｉＣ下地基板１ｓとの界面１０ｉから第１のＡｌＮ結晶１０側に４００μｍまでの領域が単結晶領域１０ｍであり、４００μｍを超える領域が多結晶領域１０ｐであることがわかった。

（実施例５）
１．第２のＡｌＮ結晶の成長
図１を参照して、参考例１と同様にして、参考例１と同様の直径が１５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを得た。第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの結晶成長主面１０ｇ側の主面は、参考例１と同様の研削および研磨により、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが３．０ｎｍ以下まで鏡面化した。第１のＡｌＮ結晶１０の第１の主面１０ａは、参考例１と同様の研削および研磨により、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化した。

図２（Ａ）を参照して、直径１５ｍｍで第１の主面１０ａが鏡面化された第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させた。

図５を参照して、第２のＡｌＮ結晶２０の成長は、結晶成長炉１００内に加熱体１２０を介在させて配置されたるつぼ１１０内の上部にＡｌＮ原料５を配置し、るつぼ１１０内の下部にるつぼ蓋１１０ｃ上に載置された直径が５０ｍｍのＢＮ多結晶基板１１１ｐｓ上に載置された直径１５ｍｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを配置して、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に結晶成長させるフェイス−アップ方式の昇華法により行なった。ここで、結晶成長炉１００内において、るつぼ１１０の内部は、るつぼ１１０の通気口１１０ｅならびに加熱体１２０の上部通気口１２０ａおよび下部通気口１２０ｂを経由して、るつぼ１１の外部と通気していた。

第２のＡｌＮ結晶１０の成長は、るつぼの下部温度を１９００℃、るつぼの上部温度を２１００℃とし、結晶成長炉１００内の全圧が９０ｋＰａとなるように窒素ガスを３００ｓｃｃｍ流して、２０時間行なった。こうして、図２に示すように、クラックのない結晶成長主面２０ｇを有する厚さが１０ｍｍの第２のＡｌＮ結晶２０が得られた。

得られた第２のＡｌＮ結晶２０は、直径１５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に単結晶領域２０ｍが形成され、その単結晶領域２０ｍの外周側面には多結晶領域（図示せず）が形成されていたため、外周研削機を用いて多結晶領域を除去することにより、単結晶領域２０ｍで形成される直径１５ｍｍで厚さ１０ｍｍの第２のＡｌＮ結晶２０が得られた。

２．第２のＡｌＮ結晶基板の形成
図２（Ｂ）を参照して、厚さ１０ｍｍの第２のＡｌＮ結晶２０から、第１の主面１０ａに平行に、厚さ５００μｍの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓを１２枚マルチワイヤソーを用いて切り出した。その後、研磨により両主面を鏡面化することにより、厚さ４００μｍの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓが１２枚得られた。

１２枚の第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓについて、Ｘ線回折によりθ−２θおよびロッキングカーブを測定した。図８を参照して、第１のＡｌＮ結晶基板側よりも第２のＡｌＮ結晶の結晶成長主面側に位置する第２のＡｌＮ結晶基板ほど、（０００２）面についてのロッキングカーブにおける半値全幅が小さくなり、結晶性が高くなっていた。また、θ−２θ測定から、いずれの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓも単結晶であった。

（実施例６）
１．第２のＡｌＮ結晶の成長
図１を参照して、参考例１と同様にして、参考例１と同様の直径が１５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを得た。第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの結晶成長主面側の主面は、参考例１と同様の研削および研磨により、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが３．０ｎｍ以下まで鏡面化した。第１のＡｌＮ結晶１０の第１の主面１０ａは、参考例１と同様の研削、研磨およびＣＭＰにより、参考例１と同様にＲＭＳ粗さが１．０ｎｍ以下まで鏡面化した。

図３（Ａ）を参照して、直径１５ｍｍで第１の主面１０ａが鏡面化された第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に、第２のＡｌＮ結晶２０を成長させた。

図５を参照して、第２のＡｌＮ結晶２０の成長は、結晶成長炉１００内に加熱体１２０を介在させて配置されたるつぼ１１０内の上部にＡｌＮ原料５を配置し、るつぼ１１０内の下部にるつぼ蓋１１０ｃ上に載置された直径が３インチのＢＮ多結晶基板１１１ｐｓ上に載置された直径１５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓを配置して、第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に結晶成長させるフェイス−アップ方式の昇華法により行なった。ここで、結晶成長炉１００内において、るつぼ１１０の内部は、るつぼ１１０の通気口１１０ｅならびに加熱体１２０の上部通気口１２０ａおよび下部通気口１２０ｂを経由して、るつぼ１１の外部と通気していた。

第２のＡｌＮ結晶２０の成長は、るつぼの下部温度を１９００℃、るつぼの上部温度を２１００℃とし、結晶成長炉１００内の全圧が９０ｋＰａとなるように窒素ガスを３００ｓｃｃｍ流して、２０時間行なった。こうして、図２に示すように、クラックのない結晶成長主面２０ｇを有する厚さが１０ｍｍの第２のＡｌＮ結晶２０が得られた。

図３（Ａ）を参照して、得られた第２のＡｌＮ結晶２０は、直径１５ｍｍの第１のＡｌＮ結晶基板１０ｓの第１の主面１０ａ上に単結晶領域２０ｍが形成され、ＢＮ多結晶基板１１１ｐｓの露出している主面１１１ｐａ上に多結晶領域２０ｐが形成されたため、その単結晶領域２０ｍの外周側面には多結晶領域２０ｐが形成された。外周研削機を用いて直径３インチに成形加工することにより、直径が１５ｍｍの単結晶領域２０ｍと、単結晶領域の外周側面にで形成された多結晶領域２０ｐとを含む直径３インチの第２のＡｌＮ結晶２０が得られた。

２．第２のＡｌＮ結晶基板の形成
図２（Ｂ）を参照して、厚さ１０ｍｍの第２のＡｌＮ結晶２０から、第１の主面１０ａに平行に、厚さ６００μｍの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓを１２枚マルチワイヤソーを用いて切り出した。その後、研磨により両主面を鏡面化することにより、厚さ４００μｍの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓが１２枚得られた。

こうして得られた直径３インチの第２のＡｌＮ結晶基板２０ｓは、直径が３インチのウェハープロセス、たとえば、フォトリソグラフィープロセスに流すことができる。なお、参考例１において製造した第１のＡｌＮ結晶基板を複数個載置してもよい。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ｓ ＳｉＣ下地基板、１ｃ，１１１ｐａ 主面、５ ＡｌＮ原料、１０ 第１のＡｌＮ結晶、１０ａ，２０ａ，３０ａ 第１の主面、１０ｂ 第２の主面、１０ｇ，１０ｍｇ，２０ｇ，３０ｇ 結晶成長主面、１０ｉ 界面、１０ｍ，２０ｍ，３０ｍ 単結晶領域、２０ｍｏ，３０ｍｏ 外周側面、１０ｐ，２０ｐ，３０ｐ 多結晶領域、１０ｓ 第１のＡｌＮ結晶基板、２０ 第２のＡｌＮ結晶、２０ｓ 第２のＡｌＮ結晶基板、１００ 結晶成長炉、１１０ るつぼ、１１０ｃ るつぼ蓋、１１０ｅ 通気口、１１１ｐｓ ＢＮ多結晶基板、１２０ 加熱体、１２０ａ 上部通気口、１２０ｂ 下部通気口。

Claims (2)

1. ＳｉＣ下地基板のＣ原子面である主面上に、まず単結晶が成長する条件で次に多結晶が成長する条件で、第１のＡｌＮ結晶を成長させる工程と、
   前記第１のＡｌＮ結晶の結晶成長主面を平坦化する工程と、
   前記第１のＡｌＮ結晶から前記ＳｉＣ下地基板を除去することにより第１のＡｌＮ結晶基板を形成する工程と、
   前記第１のＡｌＮ結晶基板のＡｌ原子面である第１の主面上に、第２のＡｌＮ結晶を成長させる工程と、
   前記第２のＡｌＮ結晶から第２のＡｌＮ結晶基板を形成する工程と、を含み、
   前記第２のＡｌＮ結晶を成長させる工程において、前記第１のＡｌＮ結晶基板より大口径のＢＮ多結晶基板上に前記第１のＡｌＮ結晶基板をその第１の主面が露出するように配置し、前記第１のＡｌＮ結晶基板の第１の主面上には単結晶領域を成長させ、前記ＢＮ多結晶基板の露出している主面上には多結晶領域を成長させ、
   前記第１のＡｌＮ結晶基板は、Ａｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域と、第２の主面を有する多結晶領域と、を含み、
   前記第２のＡｌＮ結晶基板は、Ａｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域と、その単結晶領域の外周側面に配置されている多結晶領域と、を含むＡｌＮ結晶基板の製造方法。
2. Ａｌ原子面である第１の主面を有する単結晶領域と、前記単結晶領域の外周側面に配置されている多結晶領域と、を含み、
   前記単結晶領域は、前記多結晶領域により保持されているＡｌＮ結晶基板。

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