JP2011051849A

JP2011051849A - 窒化物半導体自立基板とその製造方法

Info

Publication number: JP2011051849A
Application number: JP2009203475A
Authority: JP
Inventors: Toshiya Saito; 俊也齊藤
Original assignee: Hitachi Cable Ltd
Current assignee: Hitachi Cable Ltd
Priority date: 2009-09-03
Filing date: 2009-09-03
Publication date: 2011-03-17

Abstract

【課題】良好な結晶性と良好な表面平坦性とを兼ね備えた窒化物半導体自立基板とその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明に係る窒化物半導体自立基板は、該基板の表面が鏡面であり、前記窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定により得られる結果で窒化物半導体結晶の(０００２)面の半値幅が15 sec以上30 sec未満であることを特徴とする。
【選択図】図３

Description

本発明は、窒化物半導体基板に関し、特に異種基板との複合体ではなく窒化物半導体単体による自立基板とその製造方法に関するものである。

窒化物半導体は、緑色〜紫外の波長領域の発光デバイス（例えば、発光ダイオードやレーザーダイオード）の材料として、また、高出力トランジスタ等の電子デバイス用の材料として注目されている。窒化物半導体を利用した前記デバイスは、従来そのほとんど全てが、サファイア（Al₂O₃）、炭化珪素（SiC）、砒化ガリウム（GaAs）、シリコン（Si）などの窒化物半導体と異なる結晶から成る異種基板を用い、窒化物半導体のバッファ層（例えば、窒化ガリウム（GaN）低温バッファ層、窒化アルミニウム（AlN）低温バッファ層、AlN高温バッファ層など）を形成した後、その上層に窒化物半導体層を数100μm〜数cm成長して製造されている。窒化物半導体層の成長方法としては、有機金属気相成長法（MOVPE法）やハイドライド気相成長法（HVPE法）、安熱合成法などが用いられている。

しかしながら、これらの異種基板上に窒化物半導体層を成長した場合、上記バッファ層を形成したとしても異種基板と窒化物半導体層との格子不整合や熱膨張率の差異が要因となって、窒化物半導体層に高密度の転位が導入されやすい。半導体結晶中の転位は、発光デバイスにおける非発光再結合中心や電子デバイスにおける不純物の拡散経路として働くため、これらデバイスで所望の特性が得られなかったり特性の劣化が早かったり（信頼性が劣る）といった問題を生じさせる。

これに対し、窒化物半導体単体からなる自立した単結晶基板を用いて窒化物半導体層を成長した場合には、上記のような窒化物半導体層と異種基板との格子不整合や熱膨張率の差異に起因する問題を回避することができることから、高品質な窒化物半導体自立基板の安定した供給が望まれている。窒化物半導体自立基板の製造方法としては、例えば次のような方法が提案されている。

特許文献１には、少なくとも表面がGaN単結晶である基板上にGaN単結晶と格子整合の良好な物質を薄膜成長させてバッファ層とした上にGaNを結晶成長させてGaN単結晶を得る工程を１回の結晶成長サイクルとし、得られたGaN単結晶上に上記結晶成長サイクルを少なくとも１サイクル繰り返して積層物を形成させた後に各バッファ層を除去して、GaN単結晶自立基板を得る方法が開示されている。特許文献１によると、従来にはなかった結晶品質と十分な厚みとを同時に備えたGaN単結晶自立基板を提供できるとされている。

また非特許文献１には、サファイア基板のc面上にGaN薄膜を形成しその表面上にチタン（Ti）膜を蒸着した後、これを熱処理することでGaN薄膜と窒化チタン（TiN）ナノマスクによるボイド構造を形成し、その上層にHVPE法によりc面を表面とするGaN結晶厚膜を数100μm以上の厚さで成長し、前記ボイド構造部分よりサファイア基板と成長したGaN結晶厚膜とを剥離する方法（Void-Assisted Separation method、VAS法）が開示されている。非特許文献１によれば、Ｘ線ロッキングカーブ測定による半値幅が30 sec以下である高い結晶性を有する自立基板を製造することが可能とされている。

特許第３１８４７１７号公報

Y. Oshima, T. Eri, M. Shibata, H. Sunakawa, K. Kobayashi, T. Ichihashi and A. Usui: Jpn. J. Appl. Phys. 42 (2003) L1.

上述のようにして製造された窒化物半導体自立基板は、良好な結晶性を有するが表面平坦性は十分なものではない。発光デバイスや電子デバイスを作製するための基板には高い表面平坦性が要求されることから、それら窒化物半導体自立基板に対して表面研磨加工（鏡面研磨加工）を行う必要がある。そこで該基板に表面研磨加工を施すと、基板の表面平坦性は確保されるが基板表面に加工歪が導入され、X線ロッキングカーブ測定による半値幅が150〜200 sec程度まで劣化してしまう問題が生じる。

従って本発明の目的は、良好な結晶性と良好な表面平坦性とを兼ね備えた窒化物半導体自立基板とその製造方法を提供することにある。

本発明は、上記目的を達成するため、表面が鏡面である窒化物半導体自立基板であって、前記窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定により得られる結果で窒化物半導体結晶の(０００２)面の半値幅が15 sec以上30 sec未満であることを特徴とする窒化物半導体自立基板を提供する。

また、本発明は上記目的を達成するため、上記の本発明に係る窒化物半導体自立基板において以下のような改良や変更を加えることが出来る。
（1）前記表面は窒化物半導体結晶におけるガリウム極性のc面であり、前記表面の法線方向が前記窒化物半導体結晶のa軸またはm軸方向に0°超1°以下の範囲で傾いている。
（2）前記窒化物半導体自立基板の厚さが100μm以上3 mm以下であり、1辺の長さまたは直径が10 mm以上100 mm以下である。
（3）前記窒化物半導体が、GaN、AlN（窒化アルミニウム）、InN（窒化インジウム）、AlGaN（窒化アルミニウムガリウム）、InGaN（窒化インジウムガリウム）、InAlGaN（窒化インジウムアルミニウムガリウム）のいずれかである。

また本発明は、上記目的を達成するため、窒化物半導体自立基板の表面に対して鏡面研磨加工を施した後、1150℃以上1300℃以下の熱処理を施すことを特徴とする窒化物半導体自立基板の製造方法を提供する。

また、本発明は上記目的を達成するため、上記の本発明に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において以下のような改良や変更を加えることができる。
（4）前記熱処理はアンモニアガスまたは窒素ガスを前記窒化物半導体自立基板の表面に供給しながら行われる。

本発明によれば、良好な結晶性と良好な表面平坦性とを兼ね備えた窒化物半導体自立基板とその製造方法を提供することができる。また、得られた自立基板を用いて窒化物半導体層を成長することにより発光デバイスや電子デバイスなどの特性を向上させることができる。

VAS法による窒化物半導体自立基板の製造方法の概略を表した断面模式図である。窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定における測定箇所を示す平面模式図である。窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定による(０００２)面の半値幅と熱処理温度との関係を示すグラフである。

本発明者らは、窒化物半導体自立基板の表面に対して鏡面研磨加工を施した後、1150℃以上1300℃以下の熱処理を施すことにより、結晶性を大幅に向上させることができることを見出したことに基づき本発明を完成した。以下、本発明に係る実施の形態について、非特許文献１に記載のVAS法により窒化物半導体自立基板を製造する場合を例として、図面を参照しながら詳細に説明する。ただし、本発明はここで取り上げた実施の形態に限定されることはない。

図１は、VAS法による窒化物半導体自立基板の製造方法の概略を表した断面模式図である。図１に示したように、サファイア基板1のc面上にGaN薄膜2を形成しその表面上にTi膜を蒸着した後、これを熱処理することでGaN薄膜2とTiNナノマスク3によるボイド構造4を形成する（図１(ａ)参照）。次に、ボイド構造4の上にHVPE法によりc面を表面とするGaN結晶厚膜5を成長する（図１(ｂ)参照）。その後、ボイド構造4の部分においてサファイア基板1とGaN結晶厚膜5とを剥離することによりGaN自立基板6が得られる（図１(ｃ)参照）。

GaN自立基板6の剥離した状態の表面は比較的大きな凹凸を有することから、エピタキシャル成長用基板に求められる表面平坦性を確保するために表面研磨加工が施される。GaN自立基板6の厚さは、HVPE法による成長時間と研磨量とにより調整可能であり、厚さが50μm〜3 mmであり表面が鏡面であるGaN自立基板を作製することができる。

ここで、前述したように、GaN自立基板に表面研磨加工を施すと、基板の表面平坦性は確保されるが基板表面に加工歪が導入され、該基板に対するX線ロッキングカーブ測定により得られる結果でGaN結晶の(０００２)面の半値幅が120〜200 sec程度まで劣化してしまう（すなわち、基板の結晶性が劣化する）という問題が生じる。そのような結晶性が劣化した基板を用いて、その上にエピタキシャル成長を行い各種デバイス構造を作製しても高性能なデバイスを得ることは困難である。

そこで、鏡面研磨加工を施したGaN自立基板に対して、高温の熱処理工程を行う。これにより研磨加工によって導入された加工歪の緩和に加えて、GaN結晶厚膜成長時の格子歪も緩和することができ、優れた結晶性を有する窒化物自立基板を得ることができる。

この熱処理工程において、GaN自立基板からの窒素原子の離脱を防ぐためにアンモニアガスまたは窒素ガスが基板表面に供給されることが望ましい。供給されるガスの最適流量は熱処理炉の構造や熱処理温度によって変動するが、窒素離脱を抑制できる程度の十分なガスフローを行うことが好ましい。また、結晶中の歪の緩和は原子の再配列であることから、熱処理温度が高い方が結晶性を向上させる効果が向上するが、窒素離脱の可能性も同時に増加するため、ガスフロー量との兼ね合いで熱処理温度を選定するのがよい。例えば、10 SLM程度までの実用的なフローの範囲内では、窒素離脱が抑制され良好な結晶性が得られる観点から、1150℃以上1300℃以下の熱処理温度が好ましい。

上記のような結晶性改善の効果は、厚さが100μmから3 mmで大きさが１辺10 mmの角形基板から直径100 mmの円形基板の範囲で確かめられている。また、本窒化物半導体自立基板を構成する窒化物半導体としては、上述のGaNに限定されることはなく、AlN、InN、AlGaN、InGaN、InGaAlN等の他の窒化物半導体を用いることができる。

以下、本発明を実施例に基づいて更に詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（実施例１）
（窒化物半導体自立基板の製造）
非特許文献１に記載のVAS法を用いてGaN自立基板を作製した。はじめに、サファイア基板上にMOVPE法によりGaN薄膜を厚さ300 nm程度成長した。この表面にTi膜を蒸着した後、これを熱処理することでGaN薄膜とTiNナノマスクとによるボイド構造を形成した。次に、ボイド構造の上にHVPE法によりn型GaN結晶厚膜（Si濃度＝ 1 × 10¹⁸ cm^-3）を厚さ500μm程度成長させた。

HVPE法によるGaN結晶厚膜の成長は、III族原料としてHVPE装置内で800℃に加熱した金属ガリウムに塩酸を吹き付けて生成した塩化ガリウム（GaCl）ガスを用い、V族原料としてアンモニア（NH₃）ガスを用い、Siドーパント原料としてジクロロシランガスを用いた。また、キャリアガスとして水素（H₂）・窒素（N₂）の混合ガスを用いた。成長条件は、常圧で基板温度を1100℃とし、200μm/hの成長速度となるように原料ガスを供給した。

その後、ボイド構造部分においてサファイア基板とGaN結晶厚膜とを剥離した。剥離したGaN結晶厚膜に対して、直径50 mm、厚さ400μmとなるような外形加工および表面の鏡面研磨加工を施し、基板表面がGa極性のc面であり、該表面の法線がGaN結晶のa軸方向に0°超1°以下の範囲で傾いているGaN自立基板（いわゆる傾斜基板）を用意した。

（鏡面研磨加工後の熱処理）
鏡面研磨加工を施したGaN自立基板に対して、1100〜1300℃で20分間〜2時間の熱処理を加えた。この熱処理工程においてNH₃ガスを10 SLMの流量で基板表面に供給した。

（窒化物半導体自立基板の結晶性の評価）
上記熱処理を施したGaN自立基板に対して、結晶性の評価として２結晶X線回折法によるX線ロッキングカーブ測定でGaN結晶の(０００２)面の半値幅の評価を行った。また、比較として上記熱処理を施していないGaN自立基板に対しても同様のX線ロッキングカーブ測定を行った。図２は、窒化物半導体自立基板に対するX線ロッキングカーブ測定における測定箇所を示す平面模式図である。図２に示すように、直径50 mmの基板に対して５箇所で測定し、中心位置と他の位置との間隔は約20 mmとした。なお、本明細書においては、Ｘ線ロッキングカーブ測定として銅の対陰極（ターゲット）によるCu Kα線を用い、管電圧および管電流をそれぞれ40 kV、45 mAとした。

図３は、窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定による(０００２)面の半値幅と熱処理温度との関係を示すグラフである。なお、図３中の半値幅は、図２における５箇所測定の平均値とした。図３に示したように、上記熱処理を施していないGaN自立基板は(０００２)面の半値幅が約160 secと大きく、鏡面研磨加工によって加工歪が導入されたことが伺える。また、熱処理温度を1100℃（すなわち、GaNの結晶成長温度と同じ温度）に設定した場合、2時間保持しても熱処理の無い基板と(０００２)面の半値幅はほぼ同じであった。

これに対し熱処理温度が1150℃の場合、処理時間を2時間にしたところ(０００２)面の半値幅が急激に減少し良好な結晶性（半値幅＝約28 sec）が得られた。また、熱処理温度を1150℃よりも高い温度に設定すると、より短時間で該半値幅を減少させられることが判った。さらに、熱処理温度を1300℃に設定した場合には、20分の保持で該半値幅が約15 secまで減少し、短時間でも良好な結晶性を得られることが確認された。

（実施例２）
基板表面の法線方向がGaN結晶のm軸方向に0°超1°以下の範囲で傾いている点において実施例１と異なるGaN自立基板を用意し、実施例１と同様の実験を行った。その結果、実施例１とほぼ同様の結果が得られることを確認した。

（実施例３）
基板に対する表面研磨条件を変えることによって導入される加工歪を変化させた点において実施例１と異なるGaN自立基板を用意し、実施例１と同様の実験を行った。熱処理前のＸ線ロッキングカーブ測定による(０００２)面の半値幅は120〜200 secの範囲の値が観測されたが、いずれの場合も、1150〜1300℃の熱処理を加えることにより、実施例１とほぼ同様の結果が得られることを確認した。

（実施例４）
HVPE法によるGaN結晶厚膜の成長条件を変えることによって基板厚さを変化させた（基板厚さ＝100μm〜3 mm）点において実施例１と異なるGaN自立基板を用意し、実施例１と同様の実験を行った。その結果、実施例１とほぼ同様の結果が得られることを確認した。

（実施例５）
実施例１と同様の実験を、サファイア基板の形状を変えることによって自立基板の形状を変化させた（１辺10 mmの角形基板〜直径100 mmの円形基板）点において実施例１と異なるGaN自立基板を用意し、実施例１と同様の実験を行った。その結果、実施例１とほぼ同様の結果が得られることを確認した。

（実施例６）
HVPE法による成長条件を変えることによって成長させる窒化物半導体をAlN、InN、AlGaN、InGaN、またはInAlGaNと変化させた点において実施例１と異なる窒化物半導体自立基板を用意し、実施例１と同様の実験を行った。その結果、実施例１とほぼ同様の結果が得られることを確認した。

以上示したように、鏡面研磨加工を施した窒化物半導体自立基板に対して、本発明に係る窒化物半導体自立基板の製造方法による適切な熱処理を加えることによって、その結晶性は大幅に改善されることが実証された。なお、本発明は、窒化物半導体層をHVPE装置で成長する場合のみに限定されるものでは無く、有機金属気相成長法あるいは分子線エピタキシー法などの他の気相成長法で成長する場合にも有効である。また気相成長法以外にも、高圧合成法、Naフラックス法、昇華法や安熱合成法といった閉鎖系での結晶成長法により窒化物半導体層を成長する場合にも有効である。

1…サファイア基板、2…GaN薄膜、3…TiNナノマスク、4…ボイド構造、
5…GaN結晶厚膜、6…GaN自立基板。

Claims

表面が鏡面である窒化物半導体自立基板であって、前記窒化物半導体自立基板に対するＸ線ロッキングカーブ測定により得られる結果で窒化物半導体結晶の(０００２)面の半値幅が15 sec以上30 sec未満であることを特徴とする窒化物半導体自立基板。
前記表面は窒化物半導体結晶におけるガリウム極性のc面であり、前記表面の法線方向が前記窒化物半導体結晶のa軸またはm軸方向に0°超1°以下の範囲で傾いていることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体自立基板。
前記窒化物半導体自立基板の厚さが100μm以上3 mm以下であり、1辺の長さまたは直径が10 mm以上100 mm以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の窒化物半導体自立基板。
前記窒化物半導体が、GaN、AlN、InN、AlGaN、InGaN、InAlGaNのいずれかであることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の窒化物半導体自立基板。
窒化物半導体自立基板の表面に対して鏡面研磨加工を施した後、1150℃以上1300℃以下の熱処理を施すことを特徴とする窒化物半導体自立基板の製造方法。
前記熱処理はアンモニアガスまたは窒素ガスを前記窒化物半導体自立基板の表面に供給しながら行われることを特徴とする請求項５に記載の窒化物半導体自立基板の製造方法。