JPH1012555A - 窒化物系化合物半導体結晶の製造方法 - Google Patents
窒化物系化合物半導体結晶の製造方法Info
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- JPH1012555A JPH1012555A JP16260596A JP16260596A JPH1012555A JP H1012555 A JPH1012555 A JP H1012555A JP 16260596 A JP16260596 A JP 16260596A JP 16260596 A JP16260596 A JP 16260596A JP H1012555 A JPH1012555 A JP H1012555A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 有機金属成長法の成長条件であるガス導入口
でのガス供給条件を同一としても、基板上に作製した窒
化物系化合物半導体の結晶品質は、反応管の形状やガス
導入方法の違いにより異なる問題があった。 【解決手段】 基板から垂直方向の位置ｘ＝１ｍｍでの
流速を０．５ｍ／ｓｅｃ以上の高流速に設定し、ガス流
速の微分係数を０．３ｓｅｃ-1以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以上とすることによ
って加熱領域での熱対流を減少させ、中間生成物の形成
と基板表面への降下を押さえることができるので良好な
窒化物半導体化合物結晶が得られる。
でのガス供給条件を同一としても、基板上に作製した窒
化物系化合物半導体の結晶品質は、反応管の形状やガス
導入方法の違いにより異なる問題があった。 【解決手段】 基板から垂直方向の位置ｘ＝１ｍｍでの
流速を０．５ｍ／ｓｅｃ以上の高流速に設定し、ガス流
速の微分係数を０．３ｓｅｃ-1以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以上とすることによ
って加熱領域での熱対流を減少させ、中間生成物の形成
と基板表面への降下を押さえることができるので良好な
窒化物半導体化合物結晶が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は窒化物系化合物半導
体結晶の製造方法に関し、さらに詳しくは、窒化物系化
合物半導体結晶の製造方法における有機金属気相成長法
の導入ガスの条件に関する。
体結晶の製造方法に関し、さらに詳しくは、窒化物系化
合物半導体結晶の製造方法における有機金属気相成長法
の導入ガスの条件に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒化物系化合物半導体は直接遷移型のワ
イドギャップ半導体であり、黄から紫外に発光波長を持
つ発光素子の材料として用いられる共に、高温で安定動
作する耐環境電子素子への応用が期待されている。一般
に、ＭＯＣＶＤ法により窒化物系化合物半導体の結晶を
成長する場合、例えば特開平６−１６４０９号公報に開
示されているように、III族原料としてトリメチルガリ
ウム（ＴＭＧ），トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ），
トリメチルインジウム（ＴＭＩ）等が使用され、Ｖ族原
料としてはアンモニア（ＮＨ3）が使用されている。
イドギャップ半導体であり、黄から紫外に発光波長を持
つ発光素子の材料として用いられる共に、高温で安定動
作する耐環境電子素子への応用が期待されている。一般
に、ＭＯＣＶＤ法により窒化物系化合物半導体の結晶を
成長する場合、例えば特開平６−１６４０９号公報に開
示されているように、III族原料としてトリメチルガリ
ウム（ＴＭＧ），トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ），
トリメチルインジウム（ＴＭＩ）等が使用され、Ｖ族原
料としてはアンモニア（ＮＨ3）が使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来は
有機金属気相成長法における成長条件としては、反応管
へのガス供給量などのガス導入口での条件のみで設定さ
れており、実際に結晶成長する基板近傍でのガスのふる
まいを最適化した条件ではなかった。従って、従来の成
長条件であるガス導入口での条件が同一であっても、サ
ファイア（０００１）基板上に作製した窒化物系化合物
半導体の結晶性は、反応管の形状やガス導入方法の違い
により異なり、一般的に半導体の結晶性の評価方法であ
るＸ線回折半値幅を測定すると、半値幅が数十分程度と
なる結晶性の悪い物から数分程度となる良い物まであっ
た。また、六方晶である窒化物系化合物半導体結晶は僅
かな成長条件の変動により六角錐形状の凹凸が発生し、
表面が荒れ易い傾向にあった。結晶成長に直接関与する
のは基板近傍での原料濃度およびガス状態であり、単位
時間あたりのIII族原料ガス，Ｖ族原料ガス，キャリア
ガス供給量およびガス導入口断面積から単純に計算した
III族原料ガスに対するＶ族原料ガスのモル比（以下、
Ｖ／III比と記す。）、平均流速ではない。したがっ
て、単に反応管へのガス導入口での成長条件を定める従
来の技術では、実際に成長が起こる基板近傍でのガス条
件および原料ガス供給状態が不明であり、具体的に成長
を最適化するための指針が不明確であった。例えば、従
来の成長条件である原料ガスの原料導入口における平均
流速、Ｖ／III比を高く設定しても、キャリアガス種，
反応管形状等の違いによって実際に成長が起こる基板近
傍では逆に流速，Ｖ／III比が非常に低くなることも有
り得る。そこで、本発明の目的は上記の問題を解決する
ために、有機金属気相成長法において実際に結晶成長が
起こる基板近傍での供給原料濃度，Ｖ／III比、ガス流
速およびガス流速の勾配を境界要素法により精密にシミ
ュレートして規定することにより成長を最適化し、結晶
学的，電気的および光学的特性の向上した窒化物系化合
物半導体結晶の製造方法を提供することである。
有機金属気相成長法における成長条件としては、反応管
へのガス供給量などのガス導入口での条件のみで設定さ
れており、実際に結晶成長する基板近傍でのガスのふる
まいを最適化した条件ではなかった。従って、従来の成
長条件であるガス導入口での条件が同一であっても、サ
ファイア（０００１）基板上に作製した窒化物系化合物
半導体の結晶性は、反応管の形状やガス導入方法の違い
により異なり、一般的に半導体の結晶性の評価方法であ
るＸ線回折半値幅を測定すると、半値幅が数十分程度と
なる結晶性の悪い物から数分程度となる良い物まであっ
た。また、六方晶である窒化物系化合物半導体結晶は僅
かな成長条件の変動により六角錐形状の凹凸が発生し、
表面が荒れ易い傾向にあった。結晶成長に直接関与する
のは基板近傍での原料濃度およびガス状態であり、単位
時間あたりのIII族原料ガス，Ｖ族原料ガス，キャリア
ガス供給量およびガス導入口断面積から単純に計算した
III族原料ガスに対するＶ族原料ガスのモル比（以下、
Ｖ／III比と記す。）、平均流速ではない。したがっ
て、単に反応管へのガス導入口での成長条件を定める従
来の技術では、実際に成長が起こる基板近傍でのガス条
件および原料ガス供給状態が不明であり、具体的に成長
を最適化するための指針が不明確であった。例えば、従
来の成長条件である原料ガスの原料導入口における平均
流速、Ｖ／III比を高く設定しても、キャリアガス種，
反応管形状等の違いによって実際に成長が起こる基板近
傍では逆に流速，Ｖ／III比が非常に低くなることも有
り得る。そこで、本発明の目的は上記の問題を解決する
ために、有機金属気相成長法において実際に結晶成長が
起こる基板近傍での供給原料濃度，Ｖ／III比、ガス流
速およびガス流速の勾配を境界要素法により精密にシミ
ュレートして規定することにより成長を最適化し、結晶
学的，電気的および光学的特性の向上した窒化物系化合
物半導体結晶の製造方法を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明に係る請求項１に
記載のIII族原料ガス及びＶ族原料ガスが含まれるガス
を供給して、基板上に有機金属気相成長させる窒化物系
化合物半導体結晶の製造方法は、前記基板表面からの垂
直方向への距離をｘとすると、前記基板からの距離ｘ＝
１ｍｍの位置において、前記ガスの流速がＶ≧０．５ｍ
／ｓｅｃで、前記ガスの流速の微分係数が（ｄＶ／ｄ
ｘ）≧０．３ｓｅｃ-1となる条件であり、且つ、前記II
I族原料ガスに対する前記Ｖ族原料ガスのモル比をｙと
する時、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲においてｙ≧１００
０となる条件で、前記ガスを基板に沿って流すことを特
徴とする。
記載のIII族原料ガス及びＶ族原料ガスが含まれるガス
を供給して、基板上に有機金属気相成長させる窒化物系
化合物半導体結晶の製造方法は、前記基板表面からの垂
直方向への距離をｘとすると、前記基板からの距離ｘ＝
１ｍｍの位置において、前記ガスの流速がＶ≧０．５ｍ
／ｓｅｃで、前記ガスの流速の微分係数が（ｄＶ／ｄ
ｘ）≧０．３ｓｅｃ-1となる条件であり、且つ、前記II
I族原料ガスに対する前記Ｖ族原料ガスのモル比をｙと
する時、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲においてｙ≧１００
０となる条件で、前記ガスを基板に沿って流すことを特
徴とする。
【０００５】また、請求項１に記載の窒化物系化合物半
導体結晶の製造方法であって、前記Ｖ族原料ガスとして
アンモニアを用い、前記III族原料ガスとしてメチル基
を有する有機金属を用い、キャリアガスとしてＮ2を用
いることを特徴する。
導体結晶の製造方法であって、前記Ｖ族原料ガスとして
アンモニアを用い、前記III族原料ガスとしてメチル基
を有する有機金属を用い、キャリアガスとしてＮ2を用
いることを特徴する。
【０００６】
（実施の形態１）図１に、本実施の形態で使用したＭＯ
ＣＶＤ装置の反応管の断面図を模式的に示す。１１は石
英製の反応管である。ガス導入口１２からIII族および
Ｖ族原料が導入され、排気口１３より排気される。反応
管１１内に配置されたカーボン製のサセプタ１４上に置
かれた基板１５は高周波コイル１６により加熱される。
基板の温度は熱電対１７により測定される。
ＣＶＤ装置の反応管の断面図を模式的に示す。１１は石
英製の反応管である。ガス導入口１２からIII族および
Ｖ族原料が導入され、排気口１３より排気される。反応
管１１内に配置されたカーボン製のサセプタ１４上に置
かれた基板１５は高周波コイル１６により加熱される。
基板の温度は熱電対１７により測定される。
【０００７】まず、表面クリーニングを施したサファイ
ア（０００１）基板をサセプタ１４上にセットし、反応
管１１内を純化水素で置換する。次に、純化水素あるい
は純化窒素を導入し、高周波コイル１６によりサセプタ
１４を加熱して、１２００℃で１０分間基板１５のクリ
ーニングを行った後、１１００℃まで降温し、Ｖ族原料
ガス（アンモニア）による表面窒化を行う。
ア（０００１）基板をサセプタ１４上にセットし、反応
管１１内を純化水素で置換する。次に、純化水素あるい
は純化窒素を導入し、高周波コイル１６によりサセプタ
１４を加熱して、１２００℃で１０分間基板１５のクリ
ーニングを行った後、１１００℃まで降温し、Ｖ族原料
ガス（アンモニア）による表面窒化を行う。
【０００８】次に、５００℃まで降温して、バッファ層
を５００Å堆積し、１０５０℃まで昇温して安定した後
に、Ｖ族原料ガス（アンモニア），III族原料ガス（Ｔ
ＭＧ）の順で反応管に導入し、窒化物化合物半導体結晶
の成長を開始する。
を５００Å堆積し、１０５０℃まで昇温して安定した後
に、Ｖ族原料ガス（アンモニア），III族原料ガス（Ｔ
ＭＧ）の順で反応管に導入し、窒化物化合物半導体結晶
の成長を開始する。
【０００９】基板表面からの距離ｘが１ｍｍの位置での
ガス流速およびその微分係数をそれぞれ０．５８ｍ／ｓ
ｅｃ，０．５２ｓｅｃ-1、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲で
Ｖ／III比を１０００以上に規定した条件（Ａ）でＧａ
Ｎを成長した。また、本発明との比較のためＸ＝１ｍｍ
の位置でガス流速およびその微分係数をそれぞれ０．５
８ｍ／ｓｅｃ，０．５２ｓｅｃ-1以上、０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以下に設定した条件
（Ｂ）およびｘ＝１ｍｍの位置でガス流速およびその微
分係数をそれぞれ０．１ｍ／ｓｅｃ，０．０５ｓｅ
ｃ-1、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比を１００
０以上に設定した条件（Ｃ）でＧａＮを成長した。
ガス流速およびその微分係数をそれぞれ０．５８ｍ／ｓ
ｅｃ，０．５２ｓｅｃ-1、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲で
Ｖ／III比を１０００以上に規定した条件（Ａ）でＧａ
Ｎを成長した。また、本発明との比較のためＸ＝１ｍｍ
の位置でガス流速およびその微分係数をそれぞれ０．５
８ｍ／ｓｅｃ，０．５２ｓｅｃ-1以上、０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以下に設定した条件
（Ｂ）およびｘ＝１ｍｍの位置でガス流速およびその微
分係数をそれぞれ０．１ｍ／ｓｅｃ，０．０５ｓｅ
ｃ-1、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比を１００
０以上に設定した条件（Ｃ）でＧａＮを成長した。
【００１０】本実施の形態で使用した反応管形状におい
て、境界要素法により計算した基板表面から垂直方向の
距離ｘが５ｍｍ以内でのガス流速を図２（ａ）に示し、
流速の微分を図２（ｂ）に示す。図２（ａ）に示される
ように条件（Ａ）では、基板表面から１ｍｍでの流速が
０．５ｍ／ｓｅｃ以上になるようにIII族およびＶ族原
料供給量を設定した。また、図３に示すように条件
（Ａ），（Ｃ）では、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍにおいてＶ／
III比が１０００以上になるようにIII族およびＶ族原料
供給量を設定した。
て、境界要素法により計算した基板表面から垂直方向の
距離ｘが５ｍｍ以内でのガス流速を図２（ａ）に示し、
流速の微分を図２（ｂ）に示す。図２（ａ）に示される
ように条件（Ａ）では、基板表面から１ｍｍでの流速が
０．５ｍ／ｓｅｃ以上になるようにIII族およびＶ族原
料供給量を設定した。また、図３に示すように条件
（Ａ），（Ｃ）では、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍにおいてＶ／
III比が１０００以上になるようにIII族およびＶ族原料
供給量を設定した。
【００１１】本実施の形態では、思考錯誤的に結晶成長
を繰り返すことなく精密なシミュレーションにより短時
間で成長条件を決定した。全ての条件において成長膜厚
は等しく２μｍである。
を繰り返すことなく精密なシミュレーションにより短時
間で成長条件を決定した。全ての条件において成長膜厚
は等しく２μｍである。
【００１２】本発明により設定した高流速かつ高Ｖ／II
I比である条件（Ａ）で成長したＧａＮ膜の表面粗さを
段差計により測定した。測定した表面粗さは１Å以下で
あり、極めて平滑な表面であった。一方、比較のために
設定した条件（Ｃ）（低流速，高Ｖ／III比）および条
件（Ｂ）（高流速，低Ｖ／III比）ではそれぞれ８０
Å，３０Åであり、凹凸が大きい表面であった。全ての
条件で膜の伝導型はｎ型であった。本発明により設定し
た条件（Ａ）で成長したＧａＮ膜のキャリア濃度および
ホール移動度は、それぞれ２×１０16ｃｍ-3，７００ｃ
ｍ2／Ｖ・ｓｅｃであったが、条件（Ｂ），（Ｃ）では
それぞれ８×１０17 ｃｍ-3，３００ｃｍ2／Ｖ・ｓｅｃ
および５×１０17ｃｍ-3，５００ｃｍ2／Ｖ・ｓｅｃで
あり、いずれも条件（Ａ）で作製したＧａＮより悪い値
であった。また、各条件で作製した窒化物系化合物半導
体結晶のＸ線ロッキングカーブを図４に示す。ＧａＮ
（０００２）面からのＸ線ロッキングカーブは、図４に
示すように、本発明である条件（Ａ）は、条件（Ｂ）、
（Ｃ）に対して回折線強度が２倍に増大し、半値幅が
９．５ｍｉｎから２．５ｍｉｎへと減少した。また、室
温において、Ｈｅ−Ｃｄレーザー（波長３２５ｎｍ）で
励起したフォトルミネッセンス測定の結果を図５に示
す。図５に示すように条件（Ａ）で作製した窒化物系化
合物半導体結晶のフォトルミネッセンス測定結果は、バ
ンド端発光強度が２倍に増大し、半値幅が減少すると共
に窒素空孔あるいは炭素，珪素に起因する５６０ｎｍ付
近の発光強度が著しく低下した。比較のために設定した
条件（Ｂ）でも各特性に若干の向上が見られるが、設定
した条件（Ａ）ほど著しい特性向上が得られなかった。
以上のことから、結晶成長に直接寄与する０ｍｍ＜ｘ≦
５ｍｍの範囲内でＶ／III比を１０００以上に規定し、
基板とガス流の境界から充分に離れた位置であるｘ＝１
ｍｍにおける流速および流速の微分を０．５ｍ／ｓｅｃ
以上かつ０．３ｓｅｃ-1以上に規定した成長で結晶学
的, 電気的および光学的性質を向上できることが確認さ
れた。
I比である条件（Ａ）で成長したＧａＮ膜の表面粗さを
段差計により測定した。測定した表面粗さは１Å以下で
あり、極めて平滑な表面であった。一方、比較のために
設定した条件（Ｃ）（低流速，高Ｖ／III比）および条
件（Ｂ）（高流速，低Ｖ／III比）ではそれぞれ８０
Å，３０Åであり、凹凸が大きい表面であった。全ての
条件で膜の伝導型はｎ型であった。本発明により設定し
た条件（Ａ）で成長したＧａＮ膜のキャリア濃度および
ホール移動度は、それぞれ２×１０16ｃｍ-3，７００ｃ
ｍ2／Ｖ・ｓｅｃであったが、条件（Ｂ），（Ｃ）では
それぞれ８×１０17 ｃｍ-3，３００ｃｍ2／Ｖ・ｓｅｃ
および５×１０17ｃｍ-3，５００ｃｍ2／Ｖ・ｓｅｃで
あり、いずれも条件（Ａ）で作製したＧａＮより悪い値
であった。また、各条件で作製した窒化物系化合物半導
体結晶のＸ線ロッキングカーブを図４に示す。ＧａＮ
（０００２）面からのＸ線ロッキングカーブは、図４に
示すように、本発明である条件（Ａ）は、条件（Ｂ）、
（Ｃ）に対して回折線強度が２倍に増大し、半値幅が
９．５ｍｉｎから２．５ｍｉｎへと減少した。また、室
温において、Ｈｅ−Ｃｄレーザー（波長３２５ｎｍ）で
励起したフォトルミネッセンス測定の結果を図５に示
す。図５に示すように条件（Ａ）で作製した窒化物系化
合物半導体結晶のフォトルミネッセンス測定結果は、バ
ンド端発光強度が２倍に増大し、半値幅が減少すると共
に窒素空孔あるいは炭素，珪素に起因する５６０ｎｍ付
近の発光強度が著しく低下した。比較のために設定した
条件（Ｂ）でも各特性に若干の向上が見られるが、設定
した条件（Ａ）ほど著しい特性向上が得られなかった。
以上のことから、結晶成長に直接寄与する０ｍｍ＜ｘ≦
５ｍｍの範囲内でＶ／III比を１０００以上に規定し、
基板とガス流の境界から充分に離れた位置であるｘ＝１
ｍｍにおける流速および流速の微分を０．５ｍ／ｓｅｃ
以上かつ０．３ｓｅｃ-1以上に規定した成長で結晶学
的, 電気的および光学的性質を向上できることが確認さ
れた。
【００１３】任意の反応管形状を有するＭＯＣＶＤ装置
に本発明を適用することにより、公知の全ての基板を用
いて、ＧａＮに限らず全ての窒化物系化合物半導体の特
性向上が可能となる。
に本発明を適用することにより、公知の全ての基板を用
いて、ＧａＮに限らず全ての窒化物系化合物半導体の特
性向上が可能となる。
【００１４】（実施の形態２）次に、Ｖ族原料ガス種を
変更して、Ｖ族原料ガス種の依存性について調べた。実
施の形態１と同様の方法で基板のクリーニングおよびバ
ッファ層を成長した後、アンモニアの替わりにターシャ
ルブチルアミンを用いて同様の成長を行った。
変更して、Ｖ族原料ガス種の依存性について調べた。実
施の形態１と同様の方法で基板のクリーニングおよびバ
ッファ層を成長した後、アンモニアの替わりにターシャ
ルブチルアミンを用いて同様の成長を行った。
【００１５】本実施の形態では、ｘ＝１ｍｍでの流速を
０．１ｍ／ｓｅｃ〜１．０ｍ／ｓｅｃ，０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０〜１０００まで変動させ
た。Ｖ／III比，流速共に増加するに従って、結晶学
的，光学的，電気的特性の向上が見られたがアンモニア
を使用した場合と比較すると特性の顕著な向上は見られ
なかった。詳細な原因は不明であるが、ターシャルブチ
ルアミンの熱分解過程がアンモニアと異なることが原因
であると考えられる。
０．１ｍ／ｓｅｃ〜１．０ｍ／ｓｅｃ，０ｍｍ＜ｘ≦５
ｍｍの範囲でＶ／III比を１０〜１０００まで変動させ
た。Ｖ／III比，流速共に増加するに従って、結晶学
的，光学的，電気的特性の向上が見られたがアンモニア
を使用した場合と比較すると特性の顕著な向上は見られ
なかった。詳細な原因は不明であるが、ターシャルブチ
ルアミンの熱分解過程がアンモニアと異なることが原因
であると考えられる。
【００１６】同様に他のＶ族原料ガスとしてアミン類,
ヒドラジン類, アジド類についても検討を行ったが、い
ずれのＶ族原料ガスにおいてもアンモニアほどの特性向
上は見られなかった。
ヒドラジン類, アジド類についても検討を行ったが、い
ずれのＶ族原料ガスにおいてもアンモニアほどの特性向
上は見られなかった。
【００１７】（実施の形態３）本実施の形態ではキャリ
アガスとして、Ｈ2およびＮ2を使用したそれぞれの場合
について調べた。
アガスとして、Ｈ2およびＮ2を使用したそれぞれの場合
について調べた。
【００１８】実施の形態１と同様な方法で、キャリアガ
スとしてＮ2とＨ2の混合比率を変えて実験を行った。ど
の混合比においてもｘ＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓ
ｅｃ以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比が
１０００以上の場合に結晶学的, 光学的，電気的特性の
向上が見られたが、この傾向はＮ2の比率が増加する程
顕著であり、Ｎ2を１００％とした条件で最も大きい効
果が得られた。
スとしてＮ2とＨ2の混合比率を変えて実験を行った。ど
の混合比においてもｘ＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓ
ｅｃ以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比が
１０００以上の場合に結晶学的, 光学的，電気的特性の
向上が見られたが、この傾向はＮ2の比率が増加する程
顕著であり、Ｎ2を１００％とした条件で最も大きい効
果が得られた。
【００１９】Ｎ2とＨ2では拡散係数, 粘性および熱伝導
率に大きな差があり、これが原料の分解過程および基板
近傍での活性窒素の基板への拡散に大きく影響している
と思われる。
率に大きな差があり、これが原料の分解過程および基板
近傍での活性窒素の基板への拡散に大きく影響している
と思われる。
【００２０】（実施の形態４）本実施の形態ではIII族
原料ガス種の依存性について調べた。
原料ガス種の依存性について調べた。
【００２１】実施の形態１と同様の方法にて基板のクリ
ーニングおよびバッファ層の成長を行った後、Ｖ族原料
ガスとしてアンモニアを用い、III族原料ガスとしてＴ
ＭＧの替わりにＴＥＧ（トリエチルガリウム)を使用し
た。この場合、ｘ＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓｅｃ
以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比が１０
００以上で結晶学的，光学的，電気的特性のわずかな向
上が見られた。しかしながら、ＴＭＧを使用した場合に
比べて特性の向上の程度は小さかった。Ｇａ供給源に限
らずIｎ供給源，Ａｌ供給源として、メチル化物（ＴＭ
Ｉ，ＴＭＡ）の替わりにエチル化物（ＴＥＩ，ＴＥＡ）
を使用した場合も同様の傾向を示した。
ーニングおよびバッファ層の成長を行った後、Ｖ族原料
ガスとしてアンモニアを用い、III族原料ガスとしてＴ
ＭＧの替わりにＴＥＧ（トリエチルガリウム)を使用し
た。この場合、ｘ＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓｅｃ
以上かつ０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比が１０
００以上で結晶学的，光学的，電気的特性のわずかな向
上が見られた。しかしながら、ＴＭＧを使用した場合に
比べて特性の向上の程度は小さかった。Ｇａ供給源に限
らずIｎ供給源，Ａｌ供給源として、メチル化物（ＴＭ
Ｉ，ＴＭＡ）の替わりにエチル化物（ＴＥＩ，ＴＥＡ）
を使用した場合も同様の傾向を示した。
【００２２】この原因として、III族金属原子とメチル
基, エチル基の結合エネルギーおよび炭素−水素結合エ
ネルギーの差によるアンモニアとの反応性が異なること
が考えられる。
基, エチル基の結合エネルギーおよび炭素−水素結合エ
ネルギーの差によるアンモニアとの反応性が異なること
が考えられる。
【００２３】
【発明の効果】任意の形状の反応管を有するＭＯＣＶＤ
装置を用いた窒化物系化合物半導体結晶の成長におい
て、基板とガス流との境界から充分離れた位置であるｘ
＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓｅｃ以上の高流速に設
定することで加熱領域での熱対流を減少させ、中間生成
物の形成と基板表面への降下を押さえることができる。
また、ガス流速の微分係数を０．３ｓｅｃ-1以上かつ０
ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以上と
することで基板直上の原料ガス濃度とその勾配を同時に
大きくすることができて、多量の活性窒素を生成し、基
板表面への原料ガス種拡散を安定化、高効率化すること
ができる。本発明は上記の効果を利用することにより、
ＭＯＣＶＤ法により製造した窒化物系化合物半導体結晶
の結晶学的,電気的および光学的特性を向上させること
ができる。従って、この結晶を用いて作製された発光素
子、耐環境電子素子は、従来技術で製造されたものに比
べて格段に性能が向上する。
装置を用いた窒化物系化合物半導体結晶の成長におい
て、基板とガス流との境界から充分離れた位置であるｘ
＝１ｍｍでの流速を０．５ｍ／ｓｅｃ以上の高流速に設
定することで加熱領域での熱対流を減少させ、中間生成
物の形成と基板表面への降下を押さえることができる。
また、ガス流速の微分係数を０．３ｓｅｃ-1以上かつ０
ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲でＶ／III比を１０００以上と
することで基板直上の原料ガス濃度とその勾配を同時に
大きくすることができて、多量の活性窒素を生成し、基
板表面への原料ガス種拡散を安定化、高効率化すること
ができる。本発明は上記の効果を利用することにより、
ＭＯＣＶＤ法により製造した窒化物系化合物半導体結晶
の結晶学的,電気的および光学的特性を向上させること
ができる。従って、この結晶を用いて作製された発光素
子、耐環境電子素子は、従来技術で製造されたものに比
べて格段に性能が向上する。
【図１】本発明において用いたＭＯＣＶＤ装置反応管の
断面図である。
断面図である。
【図２】基板表面から垂直方向の位置に対するガス流速
およびガス流速の微分値を示す図である。
およびガス流速の微分値を示す図である。
【図３】基板表面から垂直方向の位置とＶ／III比の関
係を示す図である
係を示す図である
【図４】本実施の形態で製造したＧａＮ結晶のＸ線回折
ロッキングカーブを示す図である。
ロッキングカーブを示す図である。
【図５】本実施の形態で製造したＧａＮ結晶の室温フォ
トルミネッセンス特性を示す図である。
トルミネッセンス特性を示す図である。
１１ 石英製反応管 １２ ガス導入口 １３ 排気口 １４ サセプタ １５ 基板 １６ 高周波コイル １７ 熱電対
Claims (2)
- 【請求項１】 III族原料ガス及びＶ族原料ガスが含ま
れるガスを供給して、基板上に有機金属気相成長させる
窒化物系化合物半導体結晶の製造方法に於いて、 前記基板表面からの垂直方向への距離をｘとすると、前
記基板からの距離ｘ＝１ｍｍの位置において、前記ガス
の流速がＶ≧０．５ｍ／ｓｅｃで、前記ガスの流速の微
分係数が（ｄＶ／ｄｘ）≧０．３ｓｅｃ-1となる条件で
あり、 且つ、前記III族原料ガスに対する前記Ｖ族原料ガスの
モル比をｙとする時、０ｍｍ＜ｘ≦５ｍｍの範囲におい
てｙ≧１０００となる条件で、前記ガスを基板に沿って
流すことを特徴とする窒化物系化合物半導体結晶の製造
方法。 - 【請求項２】 前記Ｖ族原料ガスとしてアンモニアを用
い、前記III族原料ガスとしてメチル基を有する有機金
属を用い、キャリアガスとしてＮ2を用いることを特徴
する請求項１に記載の窒化物系化合物半導体結晶の製造
方法。
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|---|---|
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| JP3953548B2 JP3953548B2 (ja) | 2007-08-08 |
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|---|---|---|---|
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- 1996-06-24 JP JP16260596A patent/JP3953548B2/ja not_active Expired - Fee Related
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