WO2008018613A1 - Appareil de fabrication de semi-conducteurs - Google Patents

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Yoshiki Sakuma
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Definitions

  • the present invention relates to a reaction tube provided with a susceptor for disposing a substrate therein and a vapor phase growth apparatus using the reaction tube, and more particularly to GaN, A 1 N, InN, or a mixture thereof. This is related to the reaction tube and vapor phase growth apparatus used for crystal growth or heat treatment of nitride-based compound semiconductors composed of crystals. Background art
  • LEDs blue to ultraviolet light-emitting diodes
  • quantum well structures such as G a N, I n G a N / G a N, or A 1 G a NG a N / A 1 G a N
  • Light-emitting devices such as single the diode (LD), or high concentration generated at the heterointerface of two materials with greatly different band gaps such as A 1 G a N / G a N and In A 1 N / G a N
  • HFET, HEMT field effect transistors
  • 2DEG 2D electron gas
  • MOCVD metalorganic vapor phase epitaxy
  • MOVP E metalorganic vapor phase epitaxy
  • trimethylaluminum as the group III element (A 1, G a, In) constituting the epitaxial layer; TMA 1, trimethyl gallium; TMG a, trimethyl indium;
  • the compound is supplied mixed with high-purity H 2 gas or N 2 gas, and at the same time, ammonia (NH 3 ) is supplied as a source gas for nitrogen (N), which is a 1 £ V group element.
  • a graph item or S heated to high temperature by resistance heating or high frequency induction heating A susceptor such as iC is prepared, and the above gas is mixed in the upstream part of the substrate placed on it, and further pyrolyzed to cause a chemical reaction on the upper layer of the substrate or on the substrate surface.
  • An epitaxy thin film (hereinafter referred to as an epi-film) is formed.
  • Many researches so far have searched for growth conditions for obtaining nitride films with high crystal quality, especially optimum growth temperatures. For example, in the case of G a N, around 1050 ° C, and in the case of A 1 N. Has been found to be around 1 200 ° C.
  • quantum well structures which play an important role in improving the performance of optical devices in the blue region, contain a mixture of InGaN with about 10% In added for the purpose of confining carriers and light by reducing the band gap. Crystals are used, and in many cases the growth temperature is set around 800 ° C.
  • MOCVD growth technology for nitride-based semiconductors has developed rapidly over the past decade. At present, 10 16 _ 10 17 cm— 3 non-dop crystals can be obtained in GaN films, and by adding a small amount of Si H 4 , Si-doped n-type crystals can be obtained.
  • Mg doped p-type crystals can be made by adding C p 2 Mg
  • the applications of optical devices and electronic devices described above have begun.
  • a buffer layer of GaN or A 1 N is deposited on the substrate at a relatively low temperature of 500-800 ° C, and then an epilayer such as GaN is formed at a high temperature.
  • the previous G a N E pins film
  • the low-temperature buffer layer technique is applied captured a large amount of residual donor electron concentration at room temperature even without intentionally added dopants 10 18 - 10 2 ° cm one 3 This hinders p-type conversion by adding n-type concentration control and acceptor dopants necessary for device fabrication.
  • Residual donor impurities have been pointed out to include silicon (Si) substituted for Ga site and oxygen (O) substituted for N site, and oxygen was considered the most promising candidate. . This was because GaN crystals had a high vacancy concentration in GaN crystals before the development of low-temperature buffer layer technology, and it was thought that a large amount of oxygen (O) was incorporated here.
  • nitride-based MOCVD technology has been improved to a considerable level, but it still has many problems. For example, in the case of a G a N epilayer, O and Si are incorporated as impurities unless the growth temperature and the VZin ratio of the supply gas (NH 3 ZTMGa molar ratio in the gas phase) are selected optimally.
  • the ye 1 1 ow luminescence intensity that appears in the vicinity of 2.2 eV in the photorenoluminescence (PL) spectrum of GaN films is used as a good or bad indicator for light-emitting device materials. It may increase greatly depending on the growth temperature and ⁇ ratio.
  • the cause of Ye llow luminescence is still controversial and is not necessarily settled, but a complex of Ga vacancies and oxygen impurities in nitrogen sites (V Ga — ON) or Ga vacancies and Ga
  • the theory of the site Si complex (V Ga —S i oa) is promising.
  • the theory of carbon vacancies and nitrogen-site carbon composites (V GA — CN) remains strong.
  • the growth temperature is set low around 1 0 0 0 ° C. If the VZm ratio is set to a small value, the effect of ye 1 1 ow luminescence is known to increase. This means that there are still sources of impurities such as Si and O somewhere in MOCVD equipment, which can degrade the crystal quality while being related to the concentration of point defects in the crystal. Yes.
  • the epitaxial growth is often performed in a reaction tube made of high-purity fused silica. This is because quartz is excellent in workability and is considered to be excellent in thermal stability and chemical stability in the normal temperature range. In addition, even if reaction deposits adhere to the quartz member by the MOCVD process, it can be used repeatedly by removing it from the equipment and cleaning it with a solution such as acid.
  • quartz as a reaction tube member for nitride-based MOCVD equipment is a technique inherited from MOCVD equipment for arsenic and phosphorous compounds such as Ga As and In P, and is not necessarily optimized. It is hard to say that it has been done.
  • the thermal stability and chemical stability of the quartz reaction tube in the nitride-based MOCVD environment have the following problems.
  • the use limit of high-purity fused silica is 1200 ° C.
  • the softening temperature of quartz is about 1500-1600 ° C, which may include a little safety factor.
  • part of the crystalline structure (S i O 4 tetrahedron) remaining in the glass begins to expand in volume from around 1 050 ° C. It has been done.
  • crystal growth occurs at around 1050-1080 ° C for G a N and 1 100—1 200 ° C for A 1 N.
  • MOCVD has a high reactivity of ammonia (NH 3 ) gas, which is used in large quantities as a raw material, so quartz is simply exposed to a high temperature environment. Rather, ammonia gas reacts with the quartz surface, and there is a strong possibility that it will cause Si and o impurities. Furthermore, when aluminum atoms adhere to the quartz glass surface,
  • the present invention relates to a reaction tube that can eliminate the cause of the generation of impurities incorporated in such an epitaxial film of a nitride semiconductor, a semiconductor manufacturing method, a gas phase growth apparatus, and a vapor phase growth using the reaction tube. It aims to provide a method. Means for solving the problem
  • a reaction tube used for crystal growth or heat treatment provided with a susceptor inside which a substrate is disposed, wherein at least the periphery of the susceptor is formed of sapphire.
  • reaction tube according to (1) wherein the reaction tube is formed of a tube-shaped sapphire.
  • reaction tube according to any one of (1) to (3) is used for crystal growth or heat treatment of a nitride compound semiconductor.
  • a vapor phase growth apparatus used for vapor phase growth by flowing a reaction gas while heating a substrate disposed on a susceptor in a reaction tube, wherein the reaction tube includes at least the susceptor.
  • a vapor phase growth apparatus characterized in that the periphery of the septa is formed of sapphire.
  • a vapor phase growth method characterized in that the vapor phase growth apparatus of (5) is used for a nitride-based MOCVD or a nitride-based HVPPE in which a reaction gas is a gas containing ammonia.
  • the chemical composition of sapphire is A 1 2 0 3 , which is actually not crystalline but crystalline. Comparing the chemical bonding strength of quartz glass (S i— O) and sapphire (A 1-0), it can be inferred from the fact that A 1-O is much more stable. Excellent stability and chemical stability.
  • Sapphire can be used stably even at high temperatures exceeding 1800 ° C.
  • FIG. 1 is a longitudinal front view showing a reaction tube of Example 1.
  • Figure 2 shows a temperature program using the reaction tube of Example 1 for GaN MOCVD.
  • FIG. 3 is a graph showing a PL spectrum of Example 1 according to the temperature program of FIG. 2 and a conventional reaction tube.
  • FIG. 4 is a graph showing PL spectra obtained in Example 1 and a conventional reaction tube when the growth temperature of GaN is changed to 1000 ° C, 1050 ° C, and 1080 ° C.
  • FIG. 5 is a perspective view of the upper surface of the flow channel of Example 2 as seen from above.
  • FIG. 6 is a plan view showing the bottom of the flow channel of the second embodiment. Explanation of symbols
  • Figure 1 shows a schematic diagram of the reaction tube of the simplest horizontal MOCVD system.
  • the tube shape can be cut out from a sapphire ingot.
  • SiC coated graphite susceptor (2) and a sapphire wafer (10 mm square) (3) are set as a substrate wafer for nitride semiconductor epitaxy.
  • a high-frequency induction heating coil (4) is installed outside the sapphire reaction tube (1).
  • the growth temperature is lowered to 600 ° C and stabilized, and a low-temperature GaN buffer layer is grown to 20 nm. .
  • the carrier gas flow rate was 2 O O O sccm and the growth experiment was performed at atmospheric pressure (760 Torr).
  • the molar ratio of ammonia supplied to the reaction tube and TMGa (VZin ratio) was about 300,000.
  • the growth temperature was raised to 1000-1080 ° C over about 10 minutes, and GaN was grown to a thickness of about 1.5 m under the condition where the V ratio was about 7,000.
  • growth samples were prepared for quartz and sapphire, and the impurities contained in the GaN layer were compared by photoluminescence (PL).
  • Figure 3 compares the room temperature PL spectra of GaN epi-films grown in a sapphire reaction tube and a normal quartz reaction tube at a growth temperature of 1050 ° C. The samples grown in a quartz reaction tube, in addition to light emission from the band edge of G a N around 360- 370 nm, 550- 560 nm near the ye 1 1 ow luminescence strength s visible.
  • the y e 1 1 ow luminescence intensity of the sample grown in the sapphire reaction tube was very weak, and the emission from the band edge was dominant.
  • Figure 4 shows a comparison of PL spectra when the growth temperature of GaN is changed to 1000 ° C, 1050 ° C, and 1080 ° C.
  • the ye 1 1 ow luminescence intensity is suppressed at any temperature from 1000 to 1080 ° C, but in the case of the quartz reaction tube, the emission at the band edge becomes dominant at 1080 ° C. As the growth temperature decreases, the intensity of ye 1 1 ow luminescence increases.
  • FIGS. 5 and 6 show schematic diagrams when the present invention is applied to a medium-scale reaction tube.
  • tube-shaped sapphire can be used in a small reaction tube, but generally it is not easy to obtain a large sapphire tube, and the cost is high.
  • This example describes the case of a large reaction tube.
  • a large susceptor (12) has conventionally used a quartz ceiling (ceiling plate) on the opposite surface.
  • the arrangement of the high-temperature susceptor (2) and the substrate wafer in the medium and large reaction tubes described above was explained with the face-up arrangement with the wafer surface facing up, but it was used to prevent thermal convection and particle adhesion.
  • the sapphire component may be installed on the lower side facing the substrate.
  • the present invention introduces HC 1 and Ga, In, A 1 metal, and ammonia (NH 3 ) gas as raw materials into a high-temperature reaction tube.
  • the present invention mixing of Si and O impurities into the epi-film, which is a concern in the quartz reaction tube used in nitride-based MOCVD, is reduced, and high purity nitriding is performed under wider growth conditions than before. Physical thin film crystals can be produced, contributing to high performance optical and electronic devices.
  • the present invention has been described as applied to the M, OCVD method, it should be pointed out that similar effects can be expected in hydride VPE, halide VPE, and other high-temperature heat treatment furnaces by the same principle.
  • HC 1 is introduced into the reaction system, which reacts with quartz at high temperatures to promote the generation of Si and O. Since the reaction with HC 1 is mitigated by making the part where this occurs a sapphire, a great effect can be expected.

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Description

明細書 半導体製造装置 技術分野
本発明は、 内部に基板を配置するためのサセプタが設けてある反応管とこの反 応管を用いた気相成長装置等に関し、 特に GaN、 A 1 N、 I nN、 あるいはそ れらの混晶からなる窒化物系の化合物半導体の結晶成長あるいは熱処理に用レ、る 反応管と気相成長装置等に関わる。 背景技術
近年、 G a Nノ I n G a N/G a Nあるいは A 1 G a N G a N/A 1 G a N のような量子井戸構造を利用した青色〜紫外域の発光ダイオード （LED) ゃレ 一ザダイオード （LD) といった発光デバイス、 あるいは A 1 G a N/G a N、 I n A 1 N/G a Nのようにバンドギャップの大きく異なる 2つの材料のへテロ 界面に発生する高濃度の 2次元電子ガス （2DEG) を利用した電界効果トラン ジスタ （HFET, HEMT) への応用を目的に、 G a N, A 1 N， I nNおよ びそれらの混晶からなる窒化物半導体の薄膜ェピタキシャル成長技術が注目され ている。 現在、 実用化を睨んだ薄膜ェピ膜の成長技術として、 有機金属気相成長法 （M OCVDあるいは MOVP Eと呼ばれる） が広く用いられている。
この成長技術では、 ェピタキシャル層を構成する I I I族元素 （A 1 , G a , I n) としてトリメチルアルミニウム ； TMA 1 , トリメチルガリウム； TMG a， トリメチルインジゥム ； TM I nのような有機金属化合物が高純度の H2ガ スあるいは N2ガスに混合して供給され、 それと同時 1£V族元素である窒素 （N) の原料ガスとしてアンモニア （NH3) が供給される。
反応管内には抵抗加熱や高周波誘導加熱で高温に加熱されたグラフアイ トや S i Cなどのサセプタが用意されており、 この上に置かれた基板上流部で上記のガ スが混合し、 さらに熱分解して基板上層部あるいは基板表面上で化学反応を起こ すことで所望のェピタキシャル薄膜 （以下、 ェピ膜と記す。） が形成される。 これまでの多くの研究により結晶品質の高い窒化物薄膜を得るための成長条 件、特に最適な成長温度が探索されており、例えば G a Nの場合 1050°C付近、 A 1 Nの場合には 1 200°C付近であることが見出されている。 また、 特に青色 域の光デバイスの高性能化に重要な役割を果す量子井戸構造ではバンドギャップ を小さくしてキャリアと光の閉じ込めを行う目的で 10%程度の I nが添加され た I nGaN混晶が用いられ、 多くの場合その成長温度は 800°C付近に設定さ れる。 このような窒化物系半導体の MOCVD成長技術はこの 10年余りの間に急速 に発展した。 現在では、 G a Nェピ膜において 1016_ 1017 c m— 3台のノンド ープ結晶が得られるようになり、 微量の S i H4を添加することで S i ドープの n型結晶が、 また C p2Mg添加で Mg ドープの p型結晶が作れるようになった ため、 先に記した光デバイスや電子デバイスの応用が始まっているのである。 こ の発展の裏には、 基板上に G a Nや A 1 Nのバッファ層を 500— 800°Cの比 較的低温で堆積し、 その後高温で G a Nなどのェピ膜を形成する 2段階成長技術 の開発があった。 この低温バッファ層技術が適用される以前の G a Nェピ膜には多量の残留ドナ が取り込まれ、 意図的にドーパントを添加しないでも室温での電子濃度は 1018 - 102° cm一3となっており、 デバイス作製に必要な n型の濃度制御とァクセプ タドーパントの添加による p型化を阻んでいた。
残留ドナ不純物の原因としては、 G aサイ トを置換したシリコン （S i ) や N サイ トを置換した酸素 （O) が指摘されており、 このうち特に酸素が最有力候補 として考えられていた。 これは、 低温バッファ層技術が開発される前の G a N結晶では窒素 （N) の空 孔濃度が高く、 ここに多くの酸素 （O) が取り込まれると考えられていた。
しかし、 低温バッファ層技術の出現によりバッファ層上の G a N膜の結晶性が 向上して N空孔の点欠陥濃度が大幅に下がったため、 ここに取り込まれる酸素不 純物量が減少して残留電子濃度の大幅な低減が実現されたと考えられている。 酸素不純物原子の出どころとしては、 アンモニアガス中に含まれる水分 （H2
〇） と酸素 （o2) が考えられており、 その後原料ガスの高純度化が図られると ガス中の不純物はほとんど影響がないとまで言われるようになった。 このように 原料ガスの高純度化も現在の窒化物半導体の MO C V D技術の発展に寄与してい ると目 る。 上記のように窒化物系の MOCVD技術は相当なレベルまで改善されたと言え るが、 まだ多くの課題を抱えている。 例えば、 G a Nのェピ膜の場合、 成長温度 や供給ガスの VZin比 （気相中の NH3ZTMG aモル比） を最適に選ばないと、 Oや S iが不純物として取り込まれる。 特に、 G a Nェピ膜のフォ トノレミネッセンス （PL) スペク トルの 2. 2 e V 付近に現れる y e 1 1 owルミネッセンス強度は発光デバイス材料としての善し 悪しの指標に使われており、 成長温度や νΖΐπ比によって大きく増加してしまう ことがある。 Ye l l o wルミネッセンスの原因は現在でも論争があって必ずし も決着は付いていないが、 G a空孔と窒素サイ トの酸素不純物の複合体 （VGa— ON) または G a空孔と G aサイ トの S i不純物の複合体 （VGa—S i oa) とす る説が有力である。 一方で G a空孔と窒素サイ トのカーボンの複合体 （VGA— CN) とする説も根 強く残っている。 しかし、 いずれにしても選択する成長条件によっては、 ェピ膜 中に無視できない量の不純物が取り込まれ、 これらが成長条件に依存して増減す る窒素空孔の濃度と関連しながら複合欠陥を形成するため、 膜の特性に大きな影 響を及ぼすのである。 特に G a Nの場合、 成長温度を 1 0 0 0°C付近に低く設定 したり、 VZm比を小さく設定すると y e 1 1 o wルミネッセンスの影響が大き くなることが知られている。 このことは、 現在でも MOCVD装置のどこかに S iや Oのような不純物の発生源があり、 これが結晶中の点欠陥濃度と関連しなが ら結晶品質を劣化させうることを意味している。
MOCVD法の原理は上述したとおりであるが、 ェピタキシャル成長は高純度 の溶融石英で製作された反応管内で行われることが多い。 これは石英が加工性に 優れ、 しかも通常使用する温度範囲では熱的安定性と化学的安定性に優れている と考えられるためである。 加えて、 MOCVDプロセスによって石英部材に反応 堆積物が付着しても、 装置から取り外した後に酸などの溶液でクリーニングをす れば繰り返し使用できるというメリットもある。 し力 し、 窒化物系 MOCVD装 置の反応管部材として石英を使用するのは、 Ga A sや I n Pなど砒素やリン化 合物の MOCVD装置から継承された技術であって必ずしも最適化されていると は言いがたい。 特に、 窒化物系 MOCVDの環境下での石英反応管の熱的安定性 と化学的安定性は、 下記のごとく問題があると言える。 通常、 高純度溶融石英の使用限界は 1200°Cとされている。 石英の軟化温度 が約 1500— 1600°Cにあり、やや安全率をも込んだものであろう。 し力、し、 石英をさらにミクロな視点で見た場合、 ガラス内に残っている結晶型構造 （S i O4四面体） の一部が 1 050°Cあたりから体積膨張し始めることも指摘されて いる。 大切なことは、 現在使用されている窒化物系の MOCVDのプロセスでは、 G a Nの場合 1050— 1080 °C、 A 1 Nでは 1 100— 1 200°C付近で結晶 成長が行われるのが一般的であり、 これらの石英ガラスのミクロな構造変化が少 なからず起こる温度域にあるということである。 このため、 MOCVDの高温プ ロセス中に石英ガラスの化学結合 S i— Oの一部が解離して S iや Oが遊離して くる可能性がある。 また、 加えて MOCVDでは原料として多量に使用するアン モニァ （NH3) ガスの反応性が高いため、 単に石英を高温環境に晒すことだけ ではなく、 アンモニアガスが石英の表面と反応してやはり S iや o不純物の原因 を作りだす可能性も大きい。 さらに、 石英ガラス表面にアルミニウム原子が付着すると、 石英の構成元素の
S i と A 1が置換反応を起こし、 A 1がガラス内に取り込まれ、 S iが遊離して くる可能性もある。 発明の開示
発明が解決しようとする課題
本発明は、 このような窒化物半導体のェピ膜中に取り込まれる不純物の発生源 となる原因を排除することができる反応管及びこれを用いた半導体製造方法、 気 相成長装置、 気相成長方法を提供することを目的とする。 課題を解決するための手段
上記の目的を達成するために、 本発明の反応管及びこれを用いた半導体製造方 法、 気相成長装置、 気相成長方法においては、 以下の構成を採用した。
( 1 ) 内部に基板を配置するサセプタを設けた結晶成長又は熱処理に用いる反応 管であって、 少なくとも前記サセプタ周辺をサファイアにて形成してあることを 特徴とする反応管である。
( 2 ) チューブ形状のサフアイャにて形成してあることを特徴とする前記 （1 ) の反応管である。
( 3 ) 石英フローチャネルの内面における少なくとも前記サセプタの周囲若しく は前記サセプタの対向面の部分をサフアイャにて形成してあることを特徴とする 前記 （1 ) の反応管である。
( 4 ) 前記 （1 ) 〜 （3 ) のいずれか一項の反応管を、 窒化物系化合物半導体の 結晶成長又は熱処理に用レ、ることを特徴とする半導体製造方法である。
( 5 ) 反応管内のサセプタに配置した基板を加熱しながら反応ガスを流して気相 成長させるのに用いる気相成長装置であって、 前記反応管は、 少なくとも前記サ セプタ周辺がサファイアにて形成されていることを特徴とする気相成長装置であ る。
(6) 前記 （5) の気相成長装置を、 反応ガスがアンモニアを含むガスである窒 化物系 MOCVD又は窒化物系 H VP Eに用いることを特徴とする気相成長方法 である。 発明の効果
サファイアの化学組成は A 1203であって、 実はアモルファスではなく結晶で ある。 石英ガラス （S i— O) とサファイア （A 1—0) の化学結合力を比較す ると A 1—Oのほうが遥かに安定であることから推察できるように、 石英と比較 して熱的安定性と化学安定性に優れる。
サファイアは 1800°Cを越える高温でも安定に使用できる。 また、 研磨を施 せば石英と同じく透明になるので、 反応管内を観察する目的にも支障はない。 アンモニアとの反応性も低いので、 サファイアを従来高温でアンモニアとの反 応性が高いと考えられる反応管の少なくとも一部分に適用することで S iや Oの 遊離量が激減する。
高純度の G a N結晶や A 1 N結晶、 あるいは A l GaN混晶、 さらに I nを添 加した混晶のェピタキシャル成長に極めて効果的に作用する。 このような知見に基づき、 上記構成を採用することにより、 図 3に示すような 不純物のないェピ膜を得ることができた。 図面の簡単な説明
図 1は、 実施例 1の反応管を示す縦断正面図である。
図 2は、 実施例 1の反応管を G a Nの MOCVDに用いた温度プログラムであ る。
図 3は、 図 2の温度プログラムによる実施例 1と従来の反応管による P Lスぺ ク トルを示すグラフである。 図 4は、 G a Nの成長温度を 1000°C、 1050°C、 1080°Cと変えた場 合の実施例 1と従来の反応管による P Lスぺクトルを示すグラフである。
図 5は、 実施例 2のフローチャネルの上面を示す上方から見た斜視図である。 図 6は、 実施例 2のフローチャネルの底部を示す平面図である。 符号の説明
(1) 反応管
(2) (12) サセプタ
(3) ウェハ
(4) 加熱コイル
(10) 石英フローチャネル
(15) (1 6) サファイア板 発明を実施するための最良の形態
実施例 1
図 1に、 最も簡便な横型 MOCVD装置の反応管の模式図を示す。
これは実験室レベルで使用される小型反応管 （1) であり、 外径 35 mm φの サファイアチューブを用いている。
このような小型のチューブ形状であれば、 サファイアのインゴットからチュー ブ形状を削りだして用いることが出来る。
チューブ内には S i Cコートのグラファイ トサセプタ （2) と窒化物半導体の ェピ用基板ウェハとしてサファイアウェハ （10mm角） （3) がセットされて いる。
加熱方式には、 高周波誘導加熱コイル （4) がサファイアの反応管 （1) 外に 設置されている。
このような構成の装置で、 サファイア反応管 （1) の効果を確認するために、 反応管のチューブの材質が石英の場合を比較した実験を行った。 図 2は G a Nの MOCVDに用いた温度プログラムである。
まず、 基板 （3) を H2キャリアガス中で 1050°Cで 10分間加熱クリ一二 ングしたあと、 成長温度を 600°Cに下げて安定化させ G a Nの低温バッファ層 を 20 n m成長する。
この際、 キヤリァガス流量は 2 O O O s c cmとし、 成長実験は大気圧 （76 0 T o r r ) で行った。
反応管内に供給するアンモニアと TMG aのモル比 （VZin比） は、 約 3, 0 00とした。
引き続き、 約 10分かけて成長温度を 1000— 1080°Cまで上昇させ、 V ΖΙΠ比を約 7， 000の条件下で G a Nを約 1. 5 mの厚さ成長させた。 全く同一の成長条件下で、 反応管材質が石英の場合とサファイアの場合で成長 サンプルを作製し、 フォトルミネッセンス （PL) で G a Nェピ膜中に含まれる 不純物を比較した。
図 3は、 成長温度 1050°Cの条件下で、 サファイア反応管と通常の石英反応 管で成長した G a Nェピ膜の室温の P Lスぺクトルを比較したものである。 石英反応管で成長したサンプルでは、 360— 370 nm付近の G a Nのバンド 端からの発光に加えて、 550— 560 nm付近に y e 1 1 owルミネッセンス 力 s見える。
一方、 サファイア反応管で成長したサンプルの y e 1 1 owルミネッセンスの 強度は非常に弱く、 バンド端からの発光が支配的であることがわかった。
図 4は、 G a Nの成長温度を 1000°C、 1050°C、 1080°Cと変えた場 合の PLスぺクトルの比較である。
サファイア反応管では、 1000— 1080°Cのいずれの温度でも y e 1 1 o wルミネッセンス強度は抑制されているが、 石英反応管の場合には 1080°Cに するとバンド端発光が支配的になるものの、 成長温度の低下により、 y e 1 1 o wルミネッセンスの強度が増加する。
このようにサファイア反応管を使用することで、 高純度の G a N結晶を得るた めの条件が広くなる。 実施例 2
図 5、 図 6は、 中規模の反応管の場合に本発明を適用する場合の模式図を示し ている。 図 1のように小型の反応管ではチューブ形状のサファイアを使用できる が、 一般には大型のサファイアチューブを得るのは容易でないし、 コストも高く なる。
従って、 その場合には図 5に示すように、 石英フローチャネル （10) の内面 の内の MOCVDプロセスで高温に晒されるサセプタ （1 2) 周囲、 あるいはそ の対向面の部分に、 サファイア板 （1 5) (1 6) をはめ込むことで同様な効果 が期待できる。
また、 図示しないがサフアイャ板 （15) (1 6) に繋がる左右の側壁もサフ アイャからなる板で覆うことも有用である。
なお、 フローチャネル （10) 全体が SUS製のチャンバ （図外） 内に格納さ れる。 実施例 3
本実施例は、 大型の反応管のケースについて説明する。
プラネタリ型反応管のように多数枚のウェハを処理する大型の反応管の場合に も、 従来は大型のサセプタ （1 2) 対向面に石英のシーリング （天井板） が使わ れている。
この場合にも原理としては図 5に示したのと同様に、 高温に加熱される部分に サファイア製の部材を適用すれば高純度結晶の作製が行える。
上述の中型と大型の反応管における高温サセプタ（2) と基板ウェハの配置は、 ウェハ面を上に向けたフェースアップの配置で説明を行ったが、 熱対流やパーテ ィクルの付着防止のため採用されるフェースダウンの反応管の場合にも、 サファ ィャ部品を基板と対向する下側に設置すれば良い。
また、 本発明は有機金属気相成長法 （MOCVD) 法だけでなく、 HC 1 と G a、 I n, A 1金属、 およびアンモニア （NH3) ガスを原料として高温の反応 管に導入して窒化物系の HVPE法、 あるいは ΙΠ族の出発原料に G a C 13や I nC 1 、 A 1 C 13を用いる HVPE法でも必要な部分にサファイア部材を用い れば同様の効果があることは言うまでもない。
さらに、 窒化物結晶の高温熱ァニール処理を必要とする場合にも、 反応管の少 なくとも一部をサファイアにすることで、 S iや Oの不純物混入を避けることが できる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 窒化物系 MOCVDで用いられている石英反応管で懸念され るェピ膜への S iや O不純物の混入が軽減され、 従来よりも広い成長条件で高純 度の窒化物系薄膜結晶が作製でき、高性能の光デバイスや電子デバイスに資する。 なお、 本発明は M,OCVD法に適用する場合について述べたが、 同様の原理に よってハイドライ ド VPE、 ハライ ド VPE、 その他高温での熱処理炉において も類似の効果が期待できることを指摘しておく。 特にハイ ドライ ド VP Eにおい ては、 反応系の中に HC 1が導入され、 これが高温中で石英と反応して S iや O の発生を促すことが古くから指摘されており、 これらの反応が起こる部分をサフ アイァにすることで HC 1 との反応が軽減されるから大きな効果が期待できる。

Claims

請求の範囲
1 . 内部に基板を配置するサセプタを設けた結晶成長又は熱処理に用いる反応管 であって、 少なくとも前記サセプタ周辺をサファイアにて形成してあることを特 徴とする反応管。
2 . チューブ形状のサフアイャにて形成してあることを特徴とする請求の範囲第 1項に記載の反応管。
3 . 石英フローチャネルの内面における少なくとも前記サセプタの周囲若しくは 前記サセプタの対向面の部分をサフアイャにて形成してあることを特徴とする請 求の範囲第 1項に記載の反応管。
4 . 請求の範囲第 1項〜第 3項のいずれか一項に記載の反応管を、 窒化物系化合 物半導体の結晶成長又は熱処理に用いることを特徴とする半導体製造方法。
5 . 反応管内のサセプタに配置した基板を加熱しながら反応ガスを流して気相成 長させるのに用いる気相成長装置であって、 前記反応管は、 少なくとも前記サセ プタ周辺がサファイアにて形成されていることを特徴とする気相成長装置。
6 . 請求の範囲第 5項に記載の気相成長装置を、 反応ガスがアンモニアを含むガ スである窒化物系 MO C V D又は窒化物系 H V P Eに用いることを特徴とする気 相成長方法。
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