TW202419693A - 複合基板及13族元素氮化物磊晶成長用基板 - Google Patents

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Abstract

本發明之目的係在具有13族元素氮化物半導體基板及對13族元素氮化物半導體基板接合之支持基板的複合基板中，使磊晶膜在13族元素氮化物半導體基板上成長時，抑制複合基板之翹曲且抑制在複合基板上藉由磊晶成長形成之HEMT構造的面內片電阻分布。為達成上述目的，複合基板3具有：13族元素氮化物半導體基板2，其具有第一主面2a及第二主面2b；及支持基板1，其具有對13族元素氮化物半導體基板2之第一主面2a接合的接合面1a。支持基板1之接合區域係由在支持基板1之接合面1a的平均微管密度係10cm -2以上且100cm -2以下的碳化矽或氮原子對碳原子之原子數比係500ppm以上且2000ppm以下的合成鑽石形成。

Description

複合基板及13族元素氮化物磊晶成長用基板
本發明係關於包含13族元素氮化物半導體基板之複合基板及13族元素氮化物磊晶成長用基板。
13族元素氮化物半導體具有直接遷移型之寬能帶間隙且具有高絕緣破壞電場、高飽和電子速度，因此已有人積極地進行開發作為高頻/高功率之電子裝置用半導體材料。目前有高電子移動率電晶體(HEMT)作為使用13族元素氮化物半導體之代表性電子裝置。近年來，也有人進行了藉由晶格應變少之通道層的磊晶成長而可期待高性能、高可靠性之以氮化鎵等13族元素氮化物基板作為了磊晶成長用基板之HEMT元件的開發。如此之作為磊晶成長用基板的13族元素氮化物基板係藉由氣相法或液相法製造。
適用於HEMT元件之磊晶成長的13族元素氮化物基板宜具有充分高之電阻率。而且，摻雜了鐵、錳之13族元素氮化物可得到比較高之電阻率是已知的(專利文獻1)。
如專利文獻1地在13族元素氮化物中摻雜鐵或錳等過渡元素時，可得到電阻率高之13族元素氮化物基板。使例如氮化鎵層磊晶成長在該基板之磊晶成長面上時，相較於以高電阻碳化矽基板或藍寶石基板等作為種基板而育成的氮化鎵層，差排密度低。因此，尤其在形成了HEMT構造時，通道層(氮化鎵層)包含之差排少，不易發生起因於氮化鎵結晶內部之電流崩潰現象等，可期待藉由抑制電流增益之減少來得到高可靠性。
此外，在專利文獻2中檢討在13族元素氮化物半導體基板之主面黏貼由具有比13族元素氮化物半導體高之熱傳導率的材質形成的支持基板，作成複合基板，接著使磊晶層成長在該複合基板上。就支持基板之材質而言，檢討熱傳導率比13族元素氮化物半導體基板之材質高且熱膨脹係數之差小的材料。具體而言，記載對13族元素氮化物半導體基板黏貼由熱傳導率高之碳化矽或鑽石形成之熱傳導性支持基板而得的複合基板(專利文獻2)。 [先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特開2010－168226號公報 專利文獻2：日本特開2008－300562號公報
另一方面，即使如專利文獻2記載地與13族元素氮化物半導體基板黏貼之支持基板的材質係碳化矽或鑽石時，使磊晶膜成長在13族元素氮化物半導體基板上時複合基板亦容易產生翹曲，且在複合基板上藉由磊晶成長形成HEMT構造時在面內產生片電阻分布。因此，例如HEMT元件之特性產生面內變異。
本發明之目的係在具有13族元素氮化物半導體基板及對13族元素氮化物半導體基板接合之支持基板的複合基板中，使磊晶膜在13族元素氮化物半導體基板上成長時，抑制複合基板之翹曲且抑制在複合基板上藉由磊晶成長形成之HEMT構造的面內片電阻分布。
本發明係複合基板，其具有： 13族元素氮化物半導體基板，其具有第一主面及第二主面；及 支持基板，其具有對前述13族元素氮化物半導體基板之前述第一主面接合的接合面， 其特徵為前述支持基板之接合區域係由在前述支持基板之前述接合面的平均微管密度係10cm -2以上且100cm -2以下的碳化矽或氮原子對碳原子之原子數比係500ppm以上且2000ppm以下的合成鑽石形成。
此外，本發明有關於13族元素氮化物磊晶成長用基板，其特徵為由前述複合基板形成且前述第二主面係13族元素氮化物之磊晶成長面。
本發明人探討了下列現象：在使磊晶膜成長在13族元素氮化物半導體基板上時，複合基板容易產翹曲，且在複合基板上藉由磊晶成長形成之HEMT構造在面內產生片電阻分布。結果，得到以下知識。
即，為了例如藉由MOCVD法育成13族元素氮化物，需要900至1100℃之熱處理。此時，確認即使與13族元素氮化物半導體基板黏貼之支持基板的材質為鑽石、碳化矽且使熱膨脹係數儘可能一致時，磊晶成長後亦因成膜之磊晶膜的應力而在室溫下在複合基板中產生翹曲。在複合基板中產生翹曲時，在用以在磊晶膜上形成電極之曝光步驟中，在面內產生焦點之變異，難以用所希望之形狀、尺寸形成電極。因此，希望翹曲量係20μm以下。此外，了解到相應於磊晶膜成長後之複合基板的翹曲，而會在磊晶膜之面內產生特性分布，尤其在面內產生片電阻分布。
因此，本發明人進一步探討與13族元素氮化物半導體基板黏貼之支持基板的材質。在此，雖然使用緻密質且結晶性良好之通常鑽石、碳化矽作為支持基板之材質，但嘗試將該支持基板之材質改變成在支持基板之接合面的平均微管密度高達10cm -2以上的碳化矽或改變成氮原子對碳原子之原子數比達到500ppm以上的高雜質濃度合成鑽石。結果，發現使磊晶膜在13族元素氮化物半導體基板上成長時，可抑制複合基板之翹曲且抑制在複合基板上藉由磊晶成長形成之HEMT構造的面內片電阻分布，並完成了本發明。
圖1(a)係顯示有關本發明一實施形態之複合基板3的示意圖且(b)係顯示HEMT元件10之示意圖。 13族元素氮化物半導體基板2具有第一主面2a及在面對與第一主面2a之相反側的第二主面2b。支持基板1係由基底基板11及接合區域12形成，且支持基板1之接合面1a接合在13族元素氮化物半導體基板2之第一主面2a上。選擇13族元素氮化物半導體基板2之第二主面2b作為磊晶成長面，且在第二主面2b上使磊晶膜成膜。具體而言，在本例中，在13族元素氮化物半導體基板2之第二主面2b上形成緩衝層4，在緩衝層4上形成通道層5且在通道層5上形成障壁層6。在障壁層6之表面6a可設置預定電極。在本例中，形成源極電極9、閘極電極8、汲極電極7。
藉由使用本發明之13族元素氮化物半導體基板作為磊晶成長用模板基板，可實現可能高輸出動作之HEMT元件。藉由使用如此之HEMT元件，可實現在次世代無線通訊用基地台需要之以高頻、高效率動作的功率放大器。
(13族元素氮化物半導體基板) 13族元素氮化物半導體基板係由13族元素氮化物半導體形成。 13族元素係IUPAC規定之13族元素，特佳的是鎵、鋁及/或銦。此外，就13族元素氮化物半導體而言，以選自於氮化鎵、氮化鋁、氮化銦或其混晶之13族元素氮化物半導體為佳。更具體而言係GaN、AlN、InN、Ga xAl 1-xN(0＜x＜1)、Ga xIn 1-xN(0＜x＜1)、Al xIn 1-xN(0＜x＜1)、Ga xAl yIn zN(0＜x＜1、0＜y＜1、x+y+z=1)。
在較佳實施形態中，13族元素氮化物半導體基板之於室溫的電阻率係1×10 6Ω．cm以上。即，13族元素氮化物半導體基板係半絕緣性。由如此之觀點來看，13族元素氮化物半導體基板之於室溫的電阻率宜係1×10 7Ω．cm以上且更佳係1×10 9Ω．cm以上。此外，13族元素氮化物半導體基板之於室溫的電阻率大多係1×10 13Ω．cm以下。
此外，在較佳實施形態中，13族元素氮化物半導體之第二主面的差排密度係10 6cm -2以下。該差排密度宜係10 5cm -2以下。此外，該差排密度實際上大多係10 5cm -2以上。
13族元素氮化物半導體之第二主面(磊晶成長面)可為13族元素極性面或氮極性面。
在較佳實施形態中，13族元素氮化物半導體基板中摻雜選自於由錳、鐵及鋅形成之群組中的一種以上之元素。藉此可提高13族元素氮化物半導體基板之電阻率。
在較佳實施形態中，於13族元素氮化物半導體基板之錳濃度宜係1×10 18原子/cm 3至1×10 19原子/cm 3且更佳係2×10 18原子/cm 3至5×10 18原子/cm 3。 在較佳實施形態中，於13族元素氮化物半導體基板之鐵濃度宜係8×10 16原子/cm 3至5×10 19原子/cm 3且更佳係5×10 17原子/cm 3至1×10 19原子/cm 3。 此外，在較佳實施形態中，於13族元素氮化物半導體基板之鋅濃度宜係1×10 17原子/cm 3至3×10 18原子/cm 3且更佳係2×10 17原子/cm 3至1×10 18原子/cm 3。另外，於13族元素氮化物半導體基板之錳濃度、鐵濃度及鋅濃度係藉由SIMS(二次離子質量分析法)測量。
另外，13族元素氮化物半導體可包含鋅、鐵及錳以外之元素。就元素而言，可舉例如：氫(H)、氧(O)、矽(Si)、碳(C)等。
(13族元素氮化物半導體基板之製造) 13族元素氮化物半導體基板之製法可舉例如：有機金屬化學氣相成長(MOCVD)法、氫化物氣相成長(HVPE)法、脈衝式激發沉積(PXD)法、MBE法、昇華法等氣相法；氨熱法、助熔劑法等液相法。特佳的是用助熔劑法製作13族元素氮化物半導體基板。
使用助熔劑法時，宜將種基板浸漬於含有錳、鐵及/或鋅之助熔劑中，接著在高溫高壓環境下在種基板上育成13族元素氮化物，從而製得13族元素氮化物半導體基板。特佳地，宜將種晶膜設置在由藍寶石、13族元素氮化物單晶等形成之支持基板表面以形成種基板，接著在種晶膜上育成13族元素氮化物半導體。
就種晶膜之材質而言，可舉Al xGa 1-xN(0≦x≦1)或In xGa 1-xN(0≦x≦1)作為較佳例子且特佳係氮化鎵。 種晶膜之形成方法宜係氣相成長法，但可舉例如：有機金屬化學氣相成長(MOCVD)法、氫化物氣相成長(HVPE)法、脈衝式激發沉積(PXD)法、MBE法、昇華法。有機金屬化學氣相成長法特佳。此外，成長溫度宜係950至1100℃。
藉由助熔劑法育成13族元素氮化物半導體時，助熔劑之種類只要可育成13族元素氮化物半導體即可，沒有特別限制。在較佳實施形態中係包含鹼金屬及鹼土金屬中之至少一者的助熔劑，且包含鈉金屬之助熔劑特佳。 在助熔劑中混合金屬原料物質使用。就金屬原料物質而言，可使用單質金屬、合金、金屬化合物，但單質金屬由處理方面來說是理想的。
於助熔劑法之13族元素氮化物半導體的育成溫度或育成時之保持時間沒有特別限制，可按照助熔劑之組成適當變更。在一例子中，使用含鈉或鋰之助熔劑育成氮化鎵時，育成溫度宜為800至950℃且更佳為850至900℃。
助熔劑法係在包含含有氮原子之氣體的環境下育成13族元素氮化物半導體。該環境宜係氮氣，但亦可為氨。環境之壓力沒有特別限制，但由防止助熔劑蒸發之觀點來看，以10大氣壓以上為佳且30大氣壓以上更佳。但是，壓力高時裝置會變大，因此環境之全壓以2000大氣壓以下為佳且500大氣壓以下更佳。環境中包含氮原子之氣體以外的氣體沒有特別限制，但以鈍性氣體為佳且氬、氦、氖特佳。
在特佳實施形態中，藉由MOCVD法在藍寶石基板上育成由氮化鎵形成之種晶膜，製得種基板。將該種基板載置於坩堝內，接著在該坩堝內填充10至50莫耳%之金屬Ga、50至90質量份之金屬Na、0.0001至1莫耳%之金屬Mn、金屬Fe、金屬Zn。藉由將金屬Mn、金屬Fe、金屬Zn之添加量適當控制在前述範圍內，可控制13族元素氮化物半導體中之各濃度。將該坩堝放入加熱爐，將爐內溫度設為800℃至950℃且將爐內壓力設為3MPa至5MPa後，加熱大約20小時至400小時，然後冷卻至室溫。冷卻結束後，由爐內取出坩堝。 使用鑽石磨粒研磨如此製得之氮化鎵，使其表面平坦化。
(支持基板) 支持基板係對13族元素氮化物半導體基板之第一主面接合者。 在此，支持基板之接合區域係由在支持基板之接合面的平均微管密度係10cm -2以上且100cm -2以下的碳化矽或氮原子對碳原子之原子數比係500ppm以上且2000ppm以下的合成鑽石形成。
就作為支持基板之接合區域之材質的碳化矽而言，因為使用差排、缺陷或微管多之所謂調試級(dummy grade)的品質不良碳化矽，所以使磊晶膜成長在13族元素氮化物半導體基板上時，可抑制複合基板之翹曲且抑制在複合基板上藉由磊晶成長形成之HEMT構造的面內片電阻分布。
具體而言，支持基板之接合區域係由在接合面之平均微管密度係10cm -2以上且100cm -2以下的碳化矽形成。藉由將該碳化矽之平均微管密度設為10cm -2以上，可減少使HEMT構造成膜後之複合基板的翹曲且可減少HEMT構造之面內片電阻的變異。由該觀點來看，更佳係將於接合面之碳化矽的平均微管密度設為30cm -2以上。此外，確認碳化矽之平均微管密度超過100cm -2時，可減少使HEMT構造成膜後之複合基板的翹曲，但HEMT構造之面內片電阻的變異反而變大。因此，將該碳化矽之平均微管密度設為100cm -2以下，但設為70cm -2以下更佳。
就前述碳化矽之製法而言，可舉例如：昇華法、高溫化學氣相成長(CVD)法。碳化矽存在各種結晶多型(多型體)，但任一多型都可使用。但是，由所謂熱傳導性或取得容易性之觀點來看，以4H或6H為佳。此外，本碳化矽可為單晶及多晶中之任一者，但最好接合面平滑，由該觀點來看單晶最好。
另外，藉由前述合成鑽石形成支持基板之接合區域時，因為伴隨含有氮原子而在接合區域內部生成點缺陷，所以使磊晶膜在13族元素氮化物半導體基板上成長時，可抑制複合基板之翹曲且抑制複合基板上之HEMT構造的面內片電阻分布。
具體而言，支持基板之接合區域係由氮原子對碳原子之原子數比係500ppm以上且2000ppm以下的合成鑽石形成。藉由將氮原子對碳原子之原子數比設為500ppm以上，可減少使磊晶構造成膜後之複合基板的翹曲且可減少HEMT構造之面內片電阻的變異。由該觀點來看，更佳係將氮原子對碳原子之原子數比設為800ppm以上。此外，確認氮原子對碳原子之原子數比超過2000ppm時，可減少使HEMT構造成膜後之複合基板的翹曲，但HEMT構造之面內片電阻的變異反而變大。因此，將氮原子對碳原子之原子數比設為2000ppm以下，但宜設為1500ppm以下。另外，為了在面內均等地產生應力緩和，最好氮原子均一地分散在合成鑽石中成為孤立取代型雜質。
在本發明中使用之合成鑽石的製作方法可舉HPHT法、CVD法等為例，且CVD法較佳。此外，合成鑽石可為單晶及多晶中之任一者，但最好接合面平滑，由該觀點來看，藉由研磨得到平坦表面之單晶最好。
例如如圖1(a)所示之支持基板1的全體可由前述碳化矽或前述合成鑽石形成。即，基底基板11及接合區域12之全體可由前述碳化矽或前述合成鑽石形成。但是，不需要支持基板1之全體由前述碳化矽或前述合成鑽石形成，只要至少包含支持基板之接合面的接合區域12由前述碳化矽或前述合成鑽石形成即可。該「接合區域」表示從支持基板之接合面觀察厚度100μm之範圍。接合區域12及基底基板11之材質不同時，基底基板11可由矽單晶、矽多晶、藍寶石單晶、氧化鋁多晶體、由氮化鋁形成之單晶及燒結體形成。
支持基板之接合面宜藉由CMP等研磨加工進行平坦化來作成平坦面。或者，藉由CVD法在支持基板之接合面形成由前述碳化矽或前述合成鑽石形成的薄膜，亦可形成平坦面。此外，支持基板之接合面之算術平均粗度Ra宜係5nm以下且更佳係0.5nm以下。
使用微管密度高之碳化矽或氮含量多之合成鑽石，在其上藉由磊晶成長形成製成之元件一般而言特性會劣化，因此不理想。但是，在本發明構造中，在對支持基板接合而成之低差排密度的13族元素氮化物半導體基板上形成作為元件之機能層作動的磊晶膜，因此不會對磊晶膜直接產生因支持基板之材質不良所致的影響。
13族元素氮化物半導體基板由所謂抑制在其磊晶成長面上形成之磊晶膜，例如HEMT元件動作時因溫度上升所致之動作效率降低的觀點來看，宜縮短支持基板與磊晶膜之距離。由如此之觀點來看，13族元素氮化物半導體基板之厚度宜係150μm以下且50μm以下更佳。此外，因為13族元素氮化物半導體基板對支持基板接合，所以即使研磨加工13族元素氮化物半導體基板薄至150μm以下後亦不必擔心破損且容易處理，因此接合後研磨加工13族元素氮化物半導體基板是理想的。
13族元素氮化物半導體基板及支持基板之接合最好是直接接合，但亦可為使即使高溫亦可耐受之無機材料成為中間層的間接接合。 直接接合係在藉由濕沖洗接合面等得到清潔表面後，將中性化射束照射在接合面上進行活性化來進行。就射束源而言，鞍場型之高速原子束源係一較佳例。此外，利用射束照射所為之活性化時的電壓宜為0.5至2.0kV，且電流宜為50至200mA。 間接接合宜以無機材料之SiO x系材料作為中間層(x=1至2)。電漿處理支持基板後，使用包含矽化合物之原料氣體藉由電漿CVD法形成非晶質構造之SiO x系玻璃膜後，將13族元素氮化物半導體基板接合在基底基板上。就包含矽化合物之原料氣體而言，可舉例如：矽烷、二矽烷、六甲基二矽氧烷(HMDSO)、四甲基二矽氧烷(TMDSO)、甲基三甲氧矽烷(MTMOS)、甲基矽烷、二甲基矽烷、三甲基矽烷、二乙基矽烷等。
(磊晶膜之成長) 就在13族元素氮化物半導體基板之第二主面上成長之磊晶膜的材質而言，可舉例如：氮化鎵、氮化鋁、氮化銦或其混晶。具體而言，可舉例如：GaN、AlN、InN、Ga xAl 1-xN(0＜x＜1)、Ga xIn 1-xN(0＜x＜1)、Al xIn 1-xN(0＜x＜1)、Ga xAl yIn zN(0＜x＜1、0＜y＜1、x+y+z=1)。此外，就設置在13族元素氮化物半導體基板上之機能層而言，除了通道層、緩衝層、障壁層以外，可舉例如：發光層、整流元件層、開關元件層。
例如如圖1(b)所示地，在13族元素氮化物半導體基板2之第二主面2b上形成緩衝層4、通道層5、障壁層6。 緩衝層4、通道層5及障壁層6之形成可藉由例如有機金屬化學氣相成長法(MOCVD法)實現。利用MOCVD法所為之層形成係將按照目標組成之有機金屬原料(TMG(三甲基鎵)、TMA(三甲基鋁)、TMI(三甲基銦)等)、氨氣、氫氣及氮氣供給至MOCVD爐之反應器內，一面將載置於反應器內之13族元素氮化物半導體基板加熱至預定溫度，一面藉由對應各層之有機金屬原料氣體及氨氣之氣相反應依序生成13族元素氮化物。 實施例
(實驗1) (由碳化矽形成之支持基板1的試作) 使用昇華法(PVT法)，在釩濃度為1×10 17至1×10 18cm -3的情形下，製備厚度0.5mm之3英吋由半絕緣性4H-SiC單晶形成的支持基板。在由4H-SiC單晶形成之支持基板1的接合面1a中，用偏光顯微鏡觀察圖2所示之9點，計算3mm×4mm之區域內的微管數，算出平均微管密度。但是，在圖2中，以P1作為接合面1a之大致中心且以相對中心P1半徑30mm之圓C1上的4點P2及相對中心P1半徑60mm之圓C2上的4點P3作為測量點。圓C1上之4點P2在分別地分開90°之位置且圓C2上之4點P3在分別地分開90°之位置。在支持基板1之接合面1a的平均微管密度如表1所示地改變。但是，平均微管密度係藉由改變釩濃度來調節。 此外，微管之有無可藉由分析利用偏光顯微鏡觀察之雙折射像來確認。
(氮化鎵基板2之試作) 接著，製作3英吋由摻雜有Fe之氮化鎵形成之氮化鎵基板。具體而言，在直徑3英吋之c面藍寶石基板表面上，藉由MOCVD法形成厚度2μm之由氮化鎵形成的種晶膜，作成種基板。在該種基板上，使用Na助熔劑法形成氮化鎵單晶。具體而言，在氧化鋁坩堝內分別地填充50g之金屬Ga、100g之金屬Na及金屬Fe，接著用氧化鋁蓋在坩堝上加蓋。將坩堝放入加熱爐，將爐內溫度設為850℃且將爐內壓力設為4.0MPa後加熱100小時，然後冷卻至室溫。冷卻結束後，由爐內取出氧化鋁坩堝時，種基板之表面上沉積了大約1000μm之厚度的褐色氮化鎵單晶。
使用鑽石磨粒研磨如此製得之氮化鎵單晶，使其表面平坦化且使在基底基板上形成之氮化鎵單晶的總厚度為700μm。藉由雷射剝離法，將種基板由氮化鎵單晶分離，製得氮化鎵基板。
藉由分別地研磨處理氮化鎵基板之第一主面及第二主面，製得厚度400μm之氮化鎵基板。測量製得之氮化鎵基板之接合面的面內電阻率，結果得到10 7Ω．cm以上之電阻率。 此外，各氮化鎵基板之電阻率係藉由電容法(SEMIMAP公司製COREMA-WT)測得。
(複合基板之試作) 接著，藉由直接接合法接合上述氮化鎵基板2及各支持基板1。具體而言，使氮化鎵基板2之第一主面(氮極性面)2a及支持基板之接合面(矽極性面)1a分別地表面活性化，接著直接接合。以氮化鎵基板2之第二主面2b作為鎵極性面且作為磊晶成長面。此外，製得之複合基板3的翹曲都在5μm以下。
(HEMT元件之試作) 接著，在該複合基板之氮化鎵基板2的主面2b上，藉由MOCVD法使如圖1(b)所示之HEMT構造磊晶成長。各層之組成及膜厚如下。 組成            (膜厚：nm) 緩衝層4：       GaN            500 通道層5：       GaN            150 障壁層6： AlGaN(Al比率係0.2)：膜厚係20nm
(評價) 各磊晶膜之成長後，由MOCVD裝置取出製得之HEMT構造，測量使HEMT構造成膜後之複合基板的翹曲。該測量係使用NIDEK製「FT-17」測量SORI值。
此外，算出HEMT構造10之於面內之片電阻值的分布。片電阻係使用NAPSON公司製「NC-80MAP」藉由直徑14mm之測量探針非接觸地測得。但是，測量點為圖2所示之9點。在圖2中，以P1作為障壁層6之表面6a之大致中心且以相對中心P1半徑30mm之圓C1上的4點P2及相對中心P1半徑60mm之圓C2上的4點P3作為測量點。圓C1上之4點P2在分別地分開90°之位置且圓C2上之4點P3在分別地分開90°之位置。面內片電阻分布使用下式算出。 面內片電阻分布=(片電阻之最大值-片電阻之最小值)/(片電阻之平均值) 面內片電阻分布及翹曲之測量結果顯示於表1中。
[表1]
碳化矽之平均微管密度 (cm -2) 面內片電阻分布 成膜後之翹曲(SORI值)(μm)
0.2 42% 45
2 36% 40
8 31% 33
10 27% 29
15 18% 28
27 12% 22
30 5.3% 7
52 2.4% 4
70 9.2% 3
73 14% 4
97 19% 2
105 23% 3
作為支持基板材質之碳化矽之於接合面的平均微管密度係10cm -2以上時，面內片電阻分布小，翹曲亦減少。由該觀點來看，平均微管密度係30cm -2以上更佳。平均微管密度低時片電阻之面內分布變大的原因據考慮係因為翹曲大，所以磊晶膜成膜時在Al等組成中產生面內分布。
此外，作為支持基板材質之碳化矽之於接合面的平均微管密度係100cm -2以下時，面內片電阻分布小。由該觀點來看，平均微管密度係70cm -2以下更佳。平均微管密度超過100cm -2時，藉由原子力顯微鏡(AFM)觀察製得之障壁層表面，結果在障壁層表面產生微小裂縫，微小裂縫之分布在面內不均衡。據認為在微管密度高時，在由碳化矽形成之支持基板之接合面的微管密度亦產生不均衡，支持基板之接合面與氮化鎵基板之第一主面(接合面)間的應力緩和在面內不均一，產生微小裂縫，結果在磊晶膜之成膜時產生抑制二維電子氣體為低的地方，面內片電阻分布變大。 該平均微管密度係30cm -2以上且70cm -2以下時，磊晶膜成膜後之面內片電阻分布成為小於10%且SORI值得到小於10μm。
(實驗2) 在3英吋矽單晶基板之(100)面上，一面使用CVD法添加微量氮氣，一面使單晶合成鑽石層均一地成長至0.1mm厚。接著，藉由直接接合法接合該合成鑽石層之接合面及氮化鎵基板之第一主面(氮極性面)。接著，使用氫氟酸，藉由蝕刻去除矽單晶基板。藉此，製得由合成鑽石形成之支持基板1及氮化鎵基板之複合基板3。
在此，各支持基板用相同條件同時地作成2片，用其中1片測量鑽石中之氮含量，將剩餘之1片用於複合基板之製作及磊晶成長步驟。氮含量係藉由SIMS測得。此時，在圖2所示之接合面內的9點中，分別進行測量到30μm之深度並採用其平均值。
接著，與實驗1同樣地使緩衝層4、通道層5及障壁層6成膜，製成HEMT構造10。對製得之HEMT構造10，測量SORI值及面內片電阻分布，結果顯示於表2中。
[表2]
合成鑽石之氮含量(ppm) 面內片電阻分布 成膜後之翹曲(SORI值)(μm)
100 128% 100
200 84% 53
400 32% 35
500 19% 28
600 15% 25
700 11% 22
800 5.6% 18
1200 7.8% 16
1500 8.9% 15
2000 15% 18
2100 21% 13
2500 48% 15
結果，藉由氮添加使構成支持基板之合成鑽石的氮含量遠高於一般製品且為500ppm以上，翹曲少且面內片電阻分布亦小。由該觀點來看，構成支持基板之合成鑽石的氮含量為800ppm以上更佳。據認為藉由提高構成支持基板之合成鑽石的氮含量，微小缺陷增加，造成翹曲減少而且面內片電阻分布縮小。
此外，構成支持基板之合成鑽石的氮含量超過2000ppm時，雖然翹曲小，但HEMT構造之面內片電阻分布增大超過20%。藉由原子力顯微鏡(AFM)觀察製得之障壁層表面，結果在障壁層表面產生微小裂縫，微小裂縫之分布在面內不均衡。因此，據認為在合成鑽石之氮含量高時，支持基板之接合面與氮化鎵基板之第一主面(接合面)間的應力緩和在面內不均一，產生微小裂縫，結果在磊晶膜之成膜時產生抑制二維電子氣體為低的地方，面內片電阻分布變大。 就支持基板之材質而言，氮含量係800ppm以上且1500ppm以下時，HEMT構造之面內片電阻分布為小於10%且SORI值係小於20μm。
1:支持基板 1a:接合面 2:13族元素氮化物半導體基板;氮化鎵基板 2a:第一主面 2b:第二主面 3:複合基板 4:緩衝層 5:通道層 6:障壁層 6a:表面 7:汲極電極 8:閘極電極 9:源極電極 10:HEMT元件(HEMT構造) 11:基底基板 12:接合區域 C1,C2:圓 P1:中心 P2,P3:點
[圖1](a)係顯示有關本發明一實施形態之複合基板3的示意圖且(b)係顯示HEMT元件10之示意圖。 [圖2]係顯示微管密度及片電阻值分布之測量點的平面圖。
1:支持基板
1a:接合面
2:13族元素氮化物半導體基板；氮化鎵基板
2a:第一主面
2b:第二主面
3:複合基板
4:緩衝層
5:通道層
6:障壁層
6a:表面
7:汲極電極
8:閘極電極
9:源極電極
10:HEMT元件(HEMT構造)
11:基底基板
12:接合區域

Claims (8)

  1. 一種複合基板，其具有： 13族元素氮化物半導體基板，其具有第一主面及第二主面；及 支持基板，其具有對該13族元素氮化物半導體基板之該第一主面接合的接合面， 其特徵為該支持基板之接合區域係由在該支持基板之該接合面之平均微管密度係10cm -2以上且100cm -2以下的碳化矽或氮原子對碳原子之原子數比係500ppm以上且2000ppm以下的合成鑽石形成。
  2. 如請求項1之複合基板，其中該13族元素氮化物半導體基板之於室溫的電阻率係10 6Ω．cm以上。
  3. 如請求項1或2之複合基板，其中該13族元素氮化物半導體之該第二主面的差排密度係10 6cm -2以下。
  4. 如請求項1或2之複合基板，其中該13族元素氮化物半導體之該第二主面係13族元素極性面或氮極性面。
  5. 如請求項1或2之複合基板，其中該13族元素氮化物半導體基板中摻雜選自於由錳、鐵及鋅形成之群組中的元素。
  6. 如請求項1或2之複合基板，其中該13族元素氮化物半導體基板之該第一主面及該支持基板之該接合面係直接接合。
  7. 如請求項1或2之複合基板，其中具有存在於該13族元素氮化物半導體基板之該第一主面與該支持基板之該接合面間的接合層。
  8. 一種13族元素氮化物磊晶成長用基板，其特徵為由如請求項1或2之複合基板形成且該第二主面係13族元素氮化物之磊晶成長面。
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