JP5575372B2

JP5575372B2 - 窒化ガリウム基板

Info

Publication number: JP5575372B2
Application number: JP2008053348A
Authority: JP
Inventors: 俊輔山本
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2008-03-04
Filing date: 2008-03-04
Publication date: 2014-08-20
Anticipated expiration: 2028-03-04
Also published as: JP2009212284A

Description

本発明は、窒化ガリウム基板に関する。特に、本発明は、特性の優れたデバイスを再現性よく製造することのできる窒化ガリウム基板に関する。

従来、窒化ガリウム基板上に所定の窒化物半導体を形成して特性の優れた電子デバイスを製造することを目的として、窒化ガリウム基板の表面から浅い部分のダメージを改善する試みがなされている。窒化ガリウム基板の表面のダメージを評価する方法としては、例えば、化合物半導体基板の表面のフォトルミネッセンス（Ｐｈｏｔｏｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ：ＰＬ）測定を実施するダメージ評価方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

特許文献１に記載のダメージ評価方法においては、フォトルミネッセンス測定によって得られた発光スペクトルにおいて、化合物半導体基板のバンドギャップに対応する波長におけるピークの半値幅を用いて化合物半導体基板の表面から数十ｎｍの深さのダメージを評価している。

特開２００６−３３９６０５号公報

しかし、特許文献１に記載のダメージ評価方法により良好な評価が示された窒化ガリウム（ＧａＮ）基板であっても、その上に成長したエピタキシャル層の特性がデバイスの作成に用いることができないほど劣化する場合がある。

したがって、本発明の目的は、特性の優れたデバイスを再現性よく製造することのできるＧａＮ基板を提供する。

本発明は、上記目的を達成するため、研磨によって生じた表面の加工歪みが低減された窒化ガリウム基板であって、加速電圧が１３ｋＶの電子が照射された際に前記表面からの深さが１μｍ以上の領域から得られるカソードルミネッセンスのスペクトルのうち、窒化ガリウムのバンドギャップに対応する波長における第１のピークの第１の強度が、第１のピークより長波長側に観測される第２のピークの第２の強度の２倍以上である窒化ガリウム基板が提供される。

また、本発明は、上記目的を達成するため、研磨によって生じた表面の加工歪みが低減された窒化ガリウム基板であって、加速電圧が１３ｋＶの電子が照射された際に前記表面からの深さが１μｍ以上の領域から得られるカソードルミネッセンスのスペクトルのうち、窒化ガリウムのバンドギャップに対応する波長における第１のピークの第１の強度が、第１のピークより長波長側に観測される第２のピークの第２の強度の５倍以上である窒化ガリウム基板が提供される。

本発明の窒化ガリウム基板によれば、特性の優れたデバイスを再現性よく製造することのできるＧａＮ基板を提供することができる。

［実施の形態］
窒化物系の高性能のデバイスを製造する場合、窒化ガリウム（ＧａＮ）基板上には、窒化物系半導体層及び／又は電極が形成される。デバイスの特性（例えば、電気的特性）は、ＧａＮ基板と窒化物系半導体層との界面、及び／又はＧａＮ基板と電極との界面の影響を強く受ける。したがって、ＧａＮ基板の表面の特性、特に、ＧａＮ基板表面近傍におけるダメージの程度は重要である。ＧａＮ基板を製造する際には複数の製造プロセスを経るので、各プロセスにおいて生じたダメージがＧａＮ基板に含まれる。

例えば、ＧａＮ基板の表面が粗い場合、すなわち、表面ラフネスが所定値以上の場合は、ＧａＮ基板上に成長した半導体層に欠陥等が引き継がれる。成長した半導体層に欠陥等が引き継がれると、引き継がれた欠陥等を原因としてデバイス特性が劣化するので、ＧａＮ基板表面には、研磨処理又はエッチング処理が施される。このとき、ＧａＮ基板の表面及び表面近傍には、スクラッチ及び／又は加工歪み等のダメージが生じる。このようなダメージが表面に存在するＧａＮ基板の表面上に、窒化物半導体等のエピタキシャル膜を成長させてデバイスを製造すると、ＧａＮ基板とエピタキシャル膜との界面に存在するダメージに起因して、デバイス特性が劣化する。

ここで、本発明者は、ＧａＮ基板の表面から１μｍ程度の深さの領域のおけるダメージが、ＧａＮ基板上に形成する窒化物系化合物半導体層の特性、すなわち、デバイス特性に大きな影響を与える原因であるとの知見を得た。そして、ＧａＮ基板の表面から１μｍ程度の深さの領域におけるダメージが低減したＧａＮ基板を用いると、再現性よく特性の優れたデバイスを製造することができるとの知見を得た。なお、上述したような本実施の形態に係るＧａＮ基板であるか否かは、カソードルミネッセンス（Ｃａｔｈｏｄｏｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ：ＣＬ）測定によって特定できる。

（ＧａＮ基板の構造）
本実施の形態に係るＧａＮ基板は、加速電圧が１３ｋＶ以上の電子が照射された際に得られるＣＬのスペクトルのうち、ＧａＮのバンドギャップに対応する波長における第１のピークの第１の強度が、第１のピークより長波長側に観測される第２のピークの第２の強度の２倍以上、又は５倍以上を示すものである。

そして、本実施の形態に係るＧａＮ基板は、発光ダイオード、レーザダイオード等の発光素子を含む電子デバイス製造のプロセス工程に用いられる。例えば、本実施の形態に係るＧａＮ基板を下地基板として用い、下地基板としてのＧａＮ基板上に所定の化合物半導体、例えば、所定の窒化物系化合物半導体層をエピタキシャル成長する。これにより、本実施の形態に係るＧａＮ基板上に所定構造のデバイス構造層が形成される。窒化物系化合物半導体層は、例えば、有機金属成長法（ＭＯＶＰＥ法）、分子線気相成長法（ＭＢＥ法）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）等の気相成長法を用いてＧａＮ基板上にエピタキシャル成長することにより成長することができる。

（ＧａＮ基板の製造方法）
本実施の形態に係るＧａＮ基板が切り出されるＧａＮインゴットは、例えば、低温バッファ成長法、ＥｐｉｔａｘｉａｌＬａｔｅｒａｌＯｖｅｒｇｒｏｗｔｈ（ＥＬＯ）法、Ｆａｃｅｔ−ＩｎｉｔｉａｔｅｄＥｐｉｔａｘａｌＬａｔｅｒａｌＯｖｅｒｇｒｏｗｔｈ（ＦＩＥＲＯ）法、又はＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎＥｌｉｍｉｎａｔｉｏｎｂｙｔｈｅＥｐｉ−ｇｒｏｗｔｈｗｉｔｈＩｎｖｅｒｔｅｄ−ＰｙｒａｍｉｄａｌＰｉｔｓ（ＤＥＥＰ）法等を用いて成長することができる。

低温バッファ成長法は、サファイア等の異種基板上に低温堆積緩衝層（バッファ層）を形成する工程と、バッファ層上にエピタキシャル成長層を形成する工程とを備える。より具体的に、低温バッファ成長法は、サファイア等の基板上に窒化アルミニウム（ＡｌＮ）層又はＧａＮ層を５００℃付近で堆積する低温バッファ層堆積工程と、低温バッファ層堆積工程に連続して、アモルファス状の膜又は一部に多結晶を含むＧａＮの連続膜を形成する連続膜形成工程と、形成した連続膜を１，０００℃付近に昇温して連続膜の一部を蒸発又は結晶化させて、密度の高い結晶核を形成する結晶核形成工程と、結晶核を成長の核としてＧａＮ膜を成長するＧａＮ膜成長工程を備える。

また、ＥＬＯ法は、サファイア基板等の下地基板に開口部を有するマスクを形成するマスク形成工程と、マスクの開口部からＧａＮをラテラル成長させるラテラル成長工程とを備える成長方法である。ＥＬＯ法においては、サファイア基板上にＧａＮを形成した後、サファイア基板をエッチング等により除去することによりＧａＮを形成する。

また、ＦＩＥＬＯ法は、サファイア基板等の下地基板に酸化シリコンマスクを用いて開口部を有するマスクを形成して選択成長する点でＥＬＯ法と共通する。ただし、ＦＩＥＬＯ法は、選択成長の際にマスクの開口部にファセットを形成することにより、結晶成長中に生じる転位の伝播方向を所定の方向に変え、エピタキシャル成長層の上面に至る貫通転位を低減する成長方法である点でＥＬＯ法と異なる。ＦＩＥＬＯ法では、例えば、サファイア等の下地基板上に厚膜のＧａＮ層を成長させる。続いて、下地基板を除去する。これにより、結晶欠陥の少ない良質なＧａＮ単結晶を形成する。

また、ＤＥＥＰ法は、ガリウムヒ素（ＧａＡｓ）基板上に窒化ケイ素等からなるマスクをパターニングするパターニング工程と、パターニング工程後にＧａＮを成長させる成長工程とを備える。ＤＥＥＰ法においては、まず、マスクを用いてＧａＮを成長することによりＧａＮ結晶の表面にファセット面で囲まれたピットを意図的に複数形成する。続いてＧａＮの成長を続けると、ピットの底部に転位が集積する。これにより、ＤＥＥＰ法においては、ピットの底部に比べて転位密度の低い領域を形成することができる。

ＧａＮインゴットを製造した後、ＧａＮインゴットをスライスしてＧａＮ基板（表面処理前）を製造する。続いて、スライスして得たＧａＮ基板の表面に対して、粗研磨を施した後、所定の平均粒径及び硬度を有する所定の研磨剤による研磨処理及び／又は所定のエッチング処理（ドライエッチング処理及び／又はウェットエッチング処理）による表面処理を施すことにより、本実施の形態に係るＧａＮ基板を製造することができる。

表面処理は、一例として、粗研磨及び研磨処理後のＧａＮ基板の表面に対して、ドライエッチング処理を施した後、ウェットエッチング処理を施す工程を含む。表面処理の他の例としては、粗研磨後の表面を所定の粒径の所定の研磨剤を用いて研磨した後、所定のエッチャントにより表面にウェットエッチング処理を施す工程を含む。また、粗研磨後の表面の研磨においては、粗研磨後のＧａＮ基板の表面から所定の深さ（一例として、１０μｍ前後）まで研磨する。更に、表面処理は、一例として、粗研磨及び研磨処理後のＧａＮ基板の表面に対して、イソプロピルアルコール等の有機溶剤による洗浄工程を採用することもできる。

本実施の形態に係るＧａＮ基板であるか否かは、カソードルミネッセンス測定（ＣＬ測定）を用いてＧａＮ基板の表面近傍のダメージを測定することにより判断できる。

ＣＬ測定においては、測定対象物としてのＧａＮ基板表面からダメージの評価をすることのできる領域の端部までの深さは、照射する電子ビームがＧａＮ基板の表面から進入する深さとしての進入深さに応じて決定される。電子ビームの進入深さは、照射する電子ビームの電子の加速電圧と、測定対象物の原子量及び原子番号並びに密度とに応じて決定される。具体的には、以下の「式１」により、電子の進入深さが決定される（例えば、Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 40 (2001), pp. 476-479参照。）。

ここで、Ｒｅは、電子の進入深さ（μｍ）、Ａは、測定対象物の原子量、ρは、測定対象物の密度（ｇ／ｃｍ^３）、Ｚは、測定対象物の原子番号、Ｅｂは、電子の加速電圧（ｋＶ）である。

ＣＬ測定においては、ＧａＮ基板の表面から所定の深さまでのＧａＮ結晶中に存在するダメージを評価する。「式１」において、原子量、密度、及び原子番号は測定対象物に固有の値なので、測定対象物が決定されればこれらの値は一義的に決定される。したがって、ＧａＮ基板の表面から電子が侵入する深さは、ＧａＮ基板に照射する電子の加速電圧に応じて決定される。そして、所定の加速電圧の電子ビームをＧａＮ基板に照射してＣＬ測定を実施する。例えば、ＣＬのスペクトルから、ＧａＮ基板を構成するＧａＮ結晶のバンドギャプに対応する波長のピーク（第１のピーク）の強度と、第１のピークよりも長波長側に観測され、ＧａＮのバンドギャップ間に発生する準位に起因するピーク（第２のピーク）の強度とを測定する。

すなわち、ＣＬ測定においては、ＧａＮ基板の表面からフォトルミネッセンス（ＰＬ）測定では測定することのできない深さにおけるダメージの程度を評価する。例えば、ＣＬ測定において測定した第２のピークのピーク強度は、ＧａＮ基板が内包する発光を生じさせるようなダメージの程度によって変化するので、第１のピークの強度と第２のピークの強度との強度比を評価することで、ＧａＮ基板表面から所定の深さ（例えば、１μｍ程度の深さ）までの領域のダメージの程度を把握できる。

図１は、ＣＬ測定による基板ダメージの評価の方法の概要を示す。

ＣＬ測定において、測定対象物のバンドギャップに対応する波長λ１における第１のピーク５０の強度Ｉ１と、波長λ１よりも長波長側の波長λ２における第２のピーク５２の強度Ｉ２とを検出する。続いて、検出した強度Ｉ１と強度Ｉ２との強度比（Ｉ１／Ｉ２）を算出して、算出した強度比により結晶性を評価する。例えば、第１のピークの強度と第２のピークの強度との強度比は、ＧａＮ基板表面から所定の深さまでの領域のダメージの程度が大きいほど、小さくなる傾向がある。

ＣＬ測定において、加速電圧が１３ｋＶ以上の電子が照射された際に得られるＣＬのスペクトルのうち、ＧａＮのバンドギャップに対応する波長における第１のピーク５０の強度が、第１のピーク５０より長波長側に観測される第２のピーク５２の強度の２倍以上、又は５倍以上を示す場合、本実施の形態に係るＧａＮ基板であると特定できる。

図２は、ＧａＮ基板に対する電子の進入深さと電子の加速電圧との関係を示す。

測定対象物としてのＧａＮ基板においては、上記説明における「式１」から、ＧａＮ基板に対する電子の進入深さと加速電圧との関係を求めることができる。図２を参照すると、電子の加速電圧が１３ｋＶ以上の場合、ＧａＮ基板に対する電子の進入深さが１μｍ以上となる。そのため、ＣＬ測定において、照射する電子の加速電圧を１３ｋＶ以上にすると、ＧａＮ基板表面からの深さが１μｍ以上の領域のダメージを評価でき、本実施の形態に係るＧａＮ基板であるか否かを特定できる。

なお、この場合、ＧａＮのバンドギャップに対応する波長３６５ｎｍ付近のピークが図１において説明した第１のピーク５０となると共に、波長５００ｎｍから７００ｎｍ付近のピークが図１において説明した第２のピーク５２となる。

本実施の形態に係るＧａＮ基板は、照射する電子の加速電圧を１３ｋＶ以上に設定した際のＧａＮ基板の表面のＣＬ測定によって得られる発光スペクトルにおいて、第１のピーク５０の強度Ｉ１が、第２のピーク５２の強度Ｉ２の２倍以上、より好ましくは５倍以上となるものである。このような本実施の形態に係るＧａＮ基板は、基板表面からの深さが１μｍ程度における結晶に対するダメージが少なく、特性の良いデバイスを再現性よく作成できるＧａＮ基板として用いることができる。

（実施の形態の効果）
本発明の実施の形態に係るＧａＮ基板は、基板表面から１μｍ程度の深さにおけるダメージが少ないので、基板表面から１μｍ程度の深さのダメージに起因する欠陥が、基板上に成長されるエピタキシャル層中に生じる（又は伝搬する）ことを低減できる。これにより、再現性よく高品質のデバイスを製造することのできるＧａＮ基板を提供することができる。

［実施例及び比較例］
以下に述べる実施例及び比較例においては、所定の方法により得られたＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板（直径：２インチ）にそれぞれ異なる表面処理を施した。そして、表面処理後の各ＧａＮ単結晶基板のそれぞれについて、ＣＬ測定及び基板ダメージ評価を実施した。更に、実施例及び比較例に係る各ＧａＮ単結晶基板上に所定のＧａＮ薄膜を形成した後、表面粗さの測定も実施した。なお、一部の実施例及び一部の比較例については、フォトルミネッセンスによる評価も実施した。以下、詳述する。

まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径０．１μｍのダイアモンド砥粒を用いて、粗研磨した表面を１０μｍ研磨した。更に、反応性イオンエッチング法（ＲｅａｃｔｉｖｅＩｏｎＥｔｃｈｉｎｇ法：ＲＩＥ法）を用いて、研磨済みの表面をドライエッチングした。なお、ＲＩＥの実施条件は、エッチングガス：Ｃｌ_２ガス、供給エッチングガス流量：５０ｓｃｃｍ、供給電力：２００Ｗ、チャンバー内圧力：１０Ｐａ、エッチング時間：６０分間、である。

ＲＩＥ後、エッチングした表面のダメージの除去を目的として、ＧａＮ単結晶基板を８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に６０分間浸漬させてウェットエッチングした。これにより、実施例１に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

実施例２に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いて表面を１０μｍ研磨した。更に、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。続いて、ＧａＮ単結晶基板を、８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に９００分間浸漬させることにより、ウェットエッチングした。このようにして、実施例２に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

実施例３に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いて表面を１０μｍ研磨した。更に、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。続いて、ＧａＮ単結晶基板を、８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に７８０分間浸漬させることにより、ウェットエッチングした。このようにして、実施例３に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

実施例４に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いて表面を１０μｍ研磨した。更に、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。続いて、ＧａＮ単結晶基板を、８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に６６０分間浸漬させることにより、ウェットエッチングした。このようにして、実施例４に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

実施例５に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いて表面を１０μｍ研磨した。更に、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。続いて、ＧａＮ単結晶基板を、８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に５４０分間浸漬させることにより、ウェットエッチングした。このようにして、実施例５に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

実施例６に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いて、粗研磨した表面を１０μｍ研磨した。更に、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。続いて、ＧａＮ単結晶基板を、８０℃の５％ＮＨ_４ＯＨ溶液に４８０分間浸漬させることにより、ウェットエッチングした。このようにして、実施例６に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

（比較例１）
比較例１に係るＧａＮ単結晶基板は以下のようにして得た。まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径０．８μｍのダイアモンド砥粒を用いて、粗研磨した表面を１０μｍ研磨した。続いて、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。これにより、比較例１に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

（比較例２）
粒径０．８μｍのダイアモンド砥粒に代えて、粒径１μｍのダイアモンド砥粒を用いたこと以外は比較例１と同様にして、比較例２に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

（比較例３）
粒径０．８μｍのダイアモンド砥粒に代えて、粒径３μｍのダイアモンド砥粒を用いたこと以外は比較例１と同様にして、比較例３に係るＧａＮ単結晶基板を得た。

（比較例４）
まず、ＧａＮ単結晶のインゴットをスライスして得られたＧａＮ単結晶基板の表面を粗研磨した。次に、粒径３μｍのダイアモンド砥粒を用いて、粗研磨した表面を１０μｍ研磨した。続いて、イソプロピルアルコールを用いて表面を洗浄した。次に、この基板にアニール処理を施すことにより、比較例４に係るＧａＮ単結晶基板を得た。アニール処理の条件は、常圧、基板温度１，１００℃、Ｎ_２ガス９Ｌ／ｍｉｎ、ＮＨ_３ガス１Ｌ／ｍｉｎ、アニール時間は５０時間である。

（カソードルミネッセンス測定）
図３は、本発明の実施例に係るＧａＮ単結晶基板のカソードルミネッセンス発光スペクトルの一例を示す。

本実施例に係るＧａＮ単結晶基板のカソードルミネッセンス測定には、走査型電子顕微鏡に、カソードルミネッセンスによって得られた発光スペクトルを検出、分光する機器を設置した装置を用いた。具体的には、走査型電子顕微鏡として、日立ハイテクノロジーズ製のＳ−３０００Ｎを用い、発光スペクトルを検出・分光する機器としてのスペクトル検出装置には、堀場製作所製のＭＰ−３２Ｍを用いた。走査型電子顕微鏡の電子線（電子ビーム）の加速電圧を１３ｋＶとして、実施例及び比較例に係る各ＧａＮ単結晶基板のそれぞれの発光スペクトルを得た。

図３は、具体的に、実施例４に係るＧａＮ単結晶基板から得た発光スペクトルを示す。縦軸はカソードルミネッセンス（ＣＬ）強度を示しており、横軸は波長（単位：ｎｍ）を示している。なお、図３におけるＣＬ強度は、３６５ｎｍ付近の第１のピーク５０の強度Ｉ１を１とした相対値である。また、３６５ｎｍよりも長波長側の５００ｎｍから７００ｎｍ付近にブロードな第２のピーク５２が観察された。ここで、第２のピーク５２の強度をＩ２とする。

表１は、本発明の実施例及び比較例に係るＧａＮ単結晶基板から得られたＣＬの発光スペクトルにおける第１のピーク５０と第２のピーク５２との強度比Ｉ１／Ｉ２を、電子線の加速電圧ごとに示す。なお、加速電圧は、１３ｋＶ、２１ｋＶ、及び３０ｋＶに設定して、それぞれＣＬ測定を実施した。

（フォトルミネッセンス測定）
表２は、本発明の一部の実施例及び一部の比較例に係るＧａＮ単結晶基板から得られたフォトルミネッセンスの発光スペクトルにおける第１のピークと第２のピークとのピーク強度比を示す。

フォトルミネッセンス測定には、ナノメトリクス製のＲＰＭ２０００を用いた。Ｈｅ−Ｃｄのレーザ光源を用いて、実施例６及び比較例４のＧａＮ単結晶基板それぞれのＰＬ発光スペクトルを得た。ＧａＮ基板のバンドギャップに対応する波長３６５ｎｍ付近の第１のピークのピーク強度をＩ３、ＧａＮ基板のバンドギャップに対応する波長３６５ｎｍのピークよりも長波長側に位置する第２のピークのピーク強度をＩ４とする。表２は、実施例６及び比較例４のＧａＮ単結晶基板から得られる発光スペクトルにおけるピークの強度比Ｉ３／Ｉ４を求めた結果である。

（表面粗さ測定）
表３は、本発明の実施例及び比較例に係るＧａＮ単結晶基板上にＧａＮ薄膜を形成した後の基板表面の粗さを測定した結果を示す。

まず、実施例１から６及び比較例１から４のＧａＮ単結晶基板の表面上に、ＨａｌｉｄｅＶａｐｏｒＰｈａｓｅＥｐｉｔａｘｙ（ＨＶＰＥ）法を用いて膜厚１μｍのＧａＮ薄膜を形成した。ＨＶＰＥ法の成長に用いた原料はＮＨ_３とＧａＣｌで、キャリアガスとして５％のＨ_２と９５％のＮ_２との混合ガスを用いた。成長条件は、常圧、基板温度１０５０℃であった。供給ガス中のＮＨ_３の分圧は５×１０^−３ａｔｍとし、供給ガス中のＧａＣｌの分圧を１×１０^−３ａｔｍとした。そして、ＧａＮ薄膜を形成した後、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）によりＧａＮ薄膜の表面粗さ（ＲＭＳ：二乗平均粗さ）を測定した。

表１及び表３を参照すると分かるように、電子線の加速電圧が１３ｋＶ、２１ｋＶ、及び３０ｋＶのいずれの場合においても、強度比Ｉ１／Ｉ２が５以上である実施例１から４に係るＧａＮ単結晶基板によれば、その上に成長したＧａＮ薄膜の表面の二乗平均粗さは、０．５ｎｍ以下であった。

また、電子線の加速電圧が１３ｋＶ、２１ｋＶ、及び３０ｋＶのいずれの場合においても、強度比Ｉ１／Ｉ２が２以上である実施例１から６に係るＧａＮ単結晶基板によれば、その上に成長したＧａＮ薄膜の表面の二乗平均粗さは、１ｎｍ以下であった。

以上から、実施例１から６に係るＧａＮ単結晶基板は、その表面にＧａＮ薄膜が形成された場合でも、ＧａＮ薄膜の表面の粗さが少ないことが分かる。すなわち、実施例１から６の係るＧａＮ単結晶基板は、電子デバイス等の下地基板として実用上、十分に用いることができることが示された。

一方、比較例１から４に係るＧａＮ単結晶基板においては、表１及び表３に示されているように、電子線の加速電圧が１３ｋＶ、２１ｋＶ、及び３０ｋＶのいずれの場合においても、強度比Ｉ１／Ｉ２が２未満である比較例１から４に係るＧａＮ単結晶基板によれば、その上に形成したＧａＮ薄膜の表面の二乗平均粗さは１ｎｍ以上であり、デバイス等の下地基板としては、実用上、用いることが困難であることが示された。これは、比較例１から４に係るＧａＮ単結晶基板の表面から１μｍ程度の深さの領域のダメージの程度が大きいためと考えられる。

また、表２を参照すると、比較例４に係るＧａＮ単結晶基板においては、フォトルミネッセンス測定でのＩ３／Ｉ４の強度比が５以上であるが、実施例６に係るＧａＮ単結晶基板においては、フォトルミネッセンス測定でのＩ３／Ｉ４の強度比が２以下であった。そして、比較例４に係るＧａＮ単結晶基板上に形成したＧａＮ薄膜の表面の二乗平均粗さは、表３を参照すると２．３４ｎｍ、すなわち、１ｎｍ以上である。これは、比較例４に係るＧａＮ単結晶基板の表面から１μｍ程度の深さの領域のダメージの程度が大きいためと考えられる。

ここで、ＰＬ測定で評価できるＧａＮ基板の表面からの深さは、測定するＧａＮ基板に対して照射する光の進入深さで決定される。この進入深さは、一般的に、照射する光源の波長と、評価対象の基板の吸収係数で決まる。ここで、ＰＬ測定において通常用いられる光源として、Ｈｅ−Ｃｄレーザ（波長３２５ｎｍ）やＹＡＧレーザ（波長２６６ｎｍ）があり、波長３２５ｎｍのＨｅ−Ｃｄレーザと波長２６６ｎｍのＹＡＧレーザのＧａＮの吸収係数は、１２．５×１０^４ｃｍ^−１（Ｈｅ−Ｃｄレーザ）、１８．５×１０^４ｃｍ^−１（ＹＡＧレーザ）である。

そして、吸収係数の逆数が進入深さとなるので、ＧａＮ基板に対するＨｅ−Ｃｄレーザの進入深さは１／１２．５／１０^４×１０^７＝８０ｎｍとなり、ＧａＮ基板に対するＹＡＧレーザの進入深さは１／１８．５／１０^４×１０^７＝５４ｎｍとなる。その結果、進入深さが共に０．１μｍ以下で、ＰＬ測定で評価しているＧａＮ基板表面からの深さも０．１μｍ以下と非常に浅い。したがって、ＧａＮ基板のＰＬ測定においては、表面から非常に浅い領域のダメージが評価される。

したがって、非常に浅い領域のみ評価しているＰＬ測定で最表面のダメージの程度が小さいと判断されるＧａＮ基板であっても、表面から１μｍ程度の深さまでに存在するダメージは把握できない。ＰＬ測定による評価がよいＧａＮ基板を用いた場合であっても良好なデバイス特性が再現性よく得られない場合があるのは、表面だけではなく、表面から１μｍ程度の深さの領域のダメージも、ＧａＮ基板上に形成するエピタキシャル層に欠陥等のダメージを伝搬させるからである。

（実施例の効果）
照射する電子の加速電圧を１３ｋＶ以上にして実施するＣＬ測定によって得られる発光スペクトルにおいて、ＧａＮのバンドギャップに対応する波長におけるピークの強度が、バンドギャップに対応する波長よりも長波長側に位置するピークの強度の２倍以上、より好ましくは５倍以上である本発明の実施例に係るＧａＮ基板は、デバイスに用いる基板として十分な性能を有する。このような実施例に係るＧａＮ基板を電子デバイスの製造に用いることにより、性能のよいデバイスを再現性よく得ることができる。

以上、本発明の実施の形態及び実施例を説明したが、上記に記載した実施の形態及び実施例は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態及び実施例の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。

基板ダメージの評価の方法の概要図である。ＧａＮ基板に対する電子の進入深さと電子の加速電圧との関係を示す図である。実施例に係るＧａＮ単結晶基板のカソードルミネッセンス発光スペクトルの一例を示す図である。

符号の説明

５０第１のピーク
５２第２のピーク

Claims

研磨によって生じた表面の加工歪みが低減された窒化ガリウム基板であって、
加速電圧が１３ｋＶの電子が照射された際に前記表面からの深さが１μｍ以上の領域から得られるカソードルミネッセンスのスペクトルのうち、窒化ガリウムのバンドギャップに対応する波長における第１のピークの第１の強度が、前記第１のピークより長波長側に観測される第２のピークの第２の強度の２倍以上である窒化ガリウム基板。
研磨によって生じた表面の加工歪みが低減された窒化ガリウム基板であって、
加速電圧が１３ｋＶの電子が照射された際に前記表面からの深さが１μｍ以上の領域から得られるカソードルミネッセンスのスペクトルのうち、窒化ガリウムのバンドギャップに対応する波長における第１のピークの第１の強度が、前記第１のピークより長波長側に観測される第２のピークの第２の強度の５倍以上である窒化ガリウム基板。