(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒素−周期律表第３族元素化合物半導体の結晶成長に用いる基板であって、サファイアからなり、主面が結晶方位（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°傾いており、主面に高さ２Å以下であるステップを有し、主面の表面粗さがＲｍｓ値で０．１ｎｍ以下、Ｒａ値で０．０６ｎｍ以下であることを特徴とする半導体用基板。
【請求項２】
上記化合物半導体がＡｌＸＧａＹＩｎ(１−Ｘ−Ｙ)Ｎ（Ｘ＝０，Ｙ＝０，Ｘ＝Ｙ＝０を含む）から成り、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法により結晶成長させることを特徴とする請求項１に記載の半導体用基板。
【請求項３】
基板状のサファイア結晶を研磨加工して、主面の傾斜角を、（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°とした後、
前記基板状のサファイア結晶を８００〜９００℃で６０時間以上の酸化雰囲気加熱を行うことにより製作されることを特徴とする請求項１に記載の半導体用基板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒素−周期律表第３族元素化合物半導体膜を形成するための半導体用基板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
発光ダイオードなどに使用される窒化ガリウム（以下ＧａＮと表記）のエピタキシャル基板の構造は、サファイア基板の上に窒化アルミニウム（ＡｌＮ）もしくはＧａＮのバッファ層の一層を設け、さらにその上にｎ型ＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層を成長させた構造となっている。このＧａＮ基板のＧａＮ及びＡｌＮ層の成長には、有機金属化合物結晶成長（ＭＯ−ＣＶＤ）法，分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法などが用いられる。
【０００３】
ＧａＮ基板用のサファイア基板は、チョクラルスキー（ＣＺ）法などの引き上げ法によって作成されたサファイア結晶を、切り出し加工後に主面の面方位が（０００１）面または（１１−２０）面からの傾斜角が０〜０．５°、好ましくは０〜０．３°となるように調整加工したものを、化学研磨加工して用いられる。上記ＭＢＥ法を用いてサファイア基板上にＧａＮを成長させる場合、使用するサファイア基板は燐酸及び硫酸の混合液によるエッチングを行ない、６００℃での水素クリーニングを行うと、主面のＲｍｓ（２乗平均面粗さ）が非常に小さくなりＭＢＥ法での結晶成長後のＧａＮの結晶性が向上するという報告がなされている（Jpn.J.Appl.Phys.Vol.37(1998)pp.L1109-1112参照）。
【０００４】
また、ＭＯＣＶＤ法による結晶成長においても主面のＲａ値，Ｒｍｓ値が大きい基板では、結晶成長後のＧａＮ層表面は更に凹凸が大きくなる（例えば電子情報通信学会論文誌2000/4Vol.J83-Cno.4参照）ために、表面粗さの小さな基板が必要であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一般に用いられるサファイア基板においては、主面の結晶方位がサファイアの（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．３°の傾斜角にて作成されているため、熱処理の有無を問わず、ＭＢＥ法でＧａＮを結晶成長させると図１４に示すように表面の荒れた表面になることが非常に多く、平滑な表面を持ったＧａＮ膜を安定して得ることは非常に困難であった。
【０００６】
これは、サファイア基板の主面の結晶方位の変動範囲が傾斜角で０〜０．３°と大きいために、サファイア基板表面の状態が安定しないためである。
【０００７】
また、熱処理や燐酸と硫酸の混合液による化学エッチングを行なわない場合においても、サファイア基板表面の状態が安定して再現できず同じくＧａＮ膜の表面が荒れるという問題があった。また、燐酸や硫酸などの強酸によるサファイアのエッチングでは、酸の温度を１５０℃以上に加熱する必要があり危険である。
【０００８】
本発明は上記問題に鑑みて、表面が平滑で結晶性の優れたＧａＮ基板を得る事を目的とし、更にこの目的のために極めて平滑な表面を持ったサファイア基板を用いることが有効であることを確認し、極めて平滑な表面のサファイア基板を安定に作成することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、窒素−周期律表第３族元素化合物半導体の結晶成長に用いる基板であって、サファイアからなり、主面の結晶方位が（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°傾いており、主面に４００ｎｍ以上の幅のテラスと高さ２Å以下のステップを有し、主面の表面粗さがＲｍｓ値で０．１ｎｍ以下、Ｒａ値で０．０６ｎｍ以下であることを特徴とし、この半導体用基板を用い、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法によりＧａＮ結晶を成長させる。
【００１０】
このサファイアからなる半導体用基板を得るための製造方法として、サファイア基板の主面の結晶方位が（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°の傾斜角となるように加工した後、８００〜９００℃で６０時間以上の酸化雰囲気加熱を行なう事を特徴とする。
【００１１】
【作用】
本発明の半導体用基板は、原子レベルで平滑なテラス面を４００ｎｍ以上の広い幅で形成し、且つステップの段差も２Å以下に安定して小いため、表面粗さの非常に小さな表面を形成することが出来る。この半導体用基板を用いることで、ＭＢＥ法においてもＲＨＥＥＤのストリークが従来より明瞭で、且つ表面の起伏形状も大幅に平滑化されたＧａＮ単結晶膜を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を説明する。
【００１３】
本発明の半導体用基板はサファイアからなり、その主面の結晶面方位が（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°の範囲で傾いた基板に、酸化雰囲気８００〜９００℃にて６０時間以上加熱処理を行うことにより得られるものである。その結果、図１のように主面６には明瞭な４００ｎｍ以上の幅の平坦面であるテラス１と２Å以下の高さの段差を持つステップ２を規則正しく有し、Ｒｍｓ値が０．１ｎｍ以下でＲａ（算術平均粗さ）値が０．０６ｎｍ以下となり、原子レベルで平滑化された（atomic flat sapphire）主面６を持つ半導体用基板５としたものである。この半導体用基板は、図２に示すようにＧａＮ若しくはＡｌＮのバッファ層４を介して、ＧａＮ結晶層をＭＢＥ法によって形成するために用いる。
【００１４】
なお、熱処理を行っていない半導体用基板の主面のＡＦＭ（原子間力顕微鏡）像を図３に、本発明の製造方法を用いて作成された半導体用基板５の主面６のＡＦＭ像を図５に示す。図５に示すように主面上にはテラス１、ステップ２の存在を確認することができる。
【００１５】
主面６の結晶方位の傾斜角は、従来は（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．３°の範囲に限定されていたが、温度及び時間を一律に設定した熱処理条件ではテラス１及びステップ２の形成は不安定であり且つ安定に表面粗さの小さな主面６を作成することができなかった。結晶方位の傾斜角が（０００１）面または（１１−２０）面から０．０３°以上のサファイア基板においては、熱処理を施した後のテラス幅は小さくなり、ステップの高さは２Å以下で安定に形成できず、起伏が大きくなるため主面６のＲｍｓ値が０．１ｎｍを安定して下回ることができない。このような主面のＲｍｓ値が０．１ｎｍ以上の半導体用基板では、平滑な表面を持ったＧａＮ膜を安定して得ることは困難であった。
【００１６】
そこで、本発明は、安定して主面６のＲｍｓ値が０．１ｎｍを下回るサファイア基板を作成するために、主面６の（０００１）面若しくは（１１−２０）面からの傾斜角を０．０３°以下とし、熱処理によって主面６側の表面におけるステップ２の高さが２Å以下となるようにしたものである。この時テラス１の幅は４００ｎｍ以上となり、主面６のＲｍｓ値は０．１ｎｍを下回るようになり、Ｒａ値も０．０６ｎｍを下回る極めて平坦な半導体用基板を安定して形成できるようになる。
【００１７】
この半導体用基板５を用いて図２の様にＭＢＥ法によりＧａＮ結晶層３を結晶成長させた場合、ＡＦＭ像は図４に示すように良好な平坦面を持ったＧａＮ膜を安定に得ることができるようになる。
【００１８】
本発明の半導体用基板５をなすサファイア基板は、ＣＺ法（チョクラルスキー法）などの引き上げ法によってアルミナの融液から作成される。引き上げられた結晶は円柱状の形状をしており、この円柱状の結晶について結晶方位を測定して切断加工を行い円板形状となったものを研磨加工して基板として使用する。
【００１９】
（０００１）面若しくは（１１−２０）面からの主面の傾斜角が±０．０３°の範囲になるよう研磨加工を終えた主面６はＡＦＭにて観察すると、図３の様になっている。表面粗さはＲａ値で０.１０ｎｍ，Ｒｍｓ値では０．１４ｎｍである。研磨終了時点での表面状態は、ＡＦＭで観察する限り（０００１）面若しくは（１１−２０）面からの傾斜角には依存関係のない形状、粗さである。
【００２０】
研磨を終えたサファイア基板に、８５０℃６０時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、図５の様に原子レベルで平滑化された表面が露出し、Ｒａ値も０．０６ｎｍと研磨前に比べてほぼ半減した平坦な面を得ることが出来るようになる。
【００２１】
主面が（０００１）面若しくは（１１−２０）面から０．０３°以下の傾斜角を持ったサファイア基板の熱処理における温度は、８００℃未満では平滑化させるための時間が２００時間以上は必要であり、実用的ではない。また、９００℃を越える処理温度ではテラス１の面積は大きくなるが、同時にステップ２の段差が大きくなる傾向にあり２Åから２０Å以上の段差を形成するようになり、表面粗さも悪くなる。ステップ２の段差が２Å以上になると、ＭＢＥ法にてＧａＮを結晶成長させたＧａＮ膜の表面の平坦性の改善は乏しい。
【００２２】
以上のように、本発明においてはサファイア基板の結晶方位と熱処理条件を上述の範囲に限定することにより、図５に示すＡＦＭ像の主面６を持ち、４００ｎｍ以上の幅のテラス１と２Å以下の高さのステップを有し、Ｒｍｓ値が０．１ｎｍ以下でＲａ値が０．０６ｎｍ以下となり、原子レベルで平滑化された（atomic flat sapphire）主面６を持つ半導体用基板を安定に得ることが出来、この半導体用基板を用いてＭＢＥ法によりＧａＮを結晶成長させた場合に、図４に示す良好な表面と良好な結晶性を持ったＧａＮ結晶層を安定に得ることが出来るようになる。
【００２３】
また、本発明は半導体用基板５上にＧａＮ結晶層を形成する場合、ガリウム（Ｇａ）を金属ソースとし、窒素（Ｎ）をプラズマまたはアンモニアガスソースとしたＭＢＥ法において、窒化処理を行った半導体用基板５上にＡｌＮまたはＧａＮ層からなるバッファ層４を堆積し、更にＧａＮ結晶層３をエピタキシャル成長する事により、平滑な表面を持ったＧａＮ膜を安定して得るものである。上記ＧａＮ層は、AlXGaYIn(1-X-Y)N（X=0,Y=0,X=Y=0を含む）により表記されるこれら窒化物半導体を固溶したものにおいても同様の効果が期待できる。
【００２４】
本発明によれば、良好な窒素−周期律表第３族元素化合物半導体膜を得ることが出来、発光ダイオード（ＬＥＤ）の他レーザーダイオード、ＭＭＩＣ等の半導体装置の特性の改善が期待できる。
【００２５】
【実施例】
以下、本発明の実施例を図面を用いて説明する。
【００２６】
（実施例１）
サファイア基板の主面が（０００１）面からの傾斜角が±０．０３°の範囲になるように基板の切断及び研削加工を行い、化学研磨加工を行う。研磨加工を終えたサファイア基板の主面は原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて観察すると、図３の様になっている。表面粗さはＲａ値で０.１０ｎｍ，Ｒｍｓ値では０．１４ｎｍである。研磨終了時点での表面状態は、ＡＦＭで観察する限り基板の（０００１）面からの傾斜角には依存関係のない形状、粗さである。
【００２７】
研磨を終えたサファイア基板に、８５０℃６０時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、図５の様に原子レベルで平滑化された表面が露出し、Ｒａ値も０．０６ｎｍと研磨前に比べてほぼ半減した平坦な面を得ることが出来るようになる。表面粗さ（Ｒａ）値について、従来のサファイア基板との比較を表１に示す。数値的にも従来より大幅にサファイア基板の表面粗さを改善することができる。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
この際、熱処理温度を９００℃より高くすると、比較的短時間でテラスが現れる傾向があるが、同時に主面の原子層段差（ステップ）の複合が起こり、局所的に大きな起伏が現れるようになる。また、サファイア基板の主面の結晶方位が（０００１）面から±０．０３°よりも大きく傾斜している場合は、８５０℃５０時間以下の熱処理でもテラスが現れるが、その幅が極端に小さくなり、表面粗さも熱処理前後で改善しない。サファイア基板の主面の結晶方位が（０００１）面から±０．０３°以下の範囲になっている場合は、図５の平坦面を得るために６０時間以上の熱処理を施す必要があった。
【００３０】
（実施例２）
上記実施例１の半導体用基板５を用いてＧａ金属とＮプラズマを用いたＭＢＥ法によってＧａＮの結晶成長を行った。結晶成長の各段階でのＲＨＥＥＤ（高速反射電子線回折）パターンについて、上記実施例１の半導体用基板５を用いた場合について図１０〜図１３に、従来の基板を用いた場合について図６〜９に示す。
【００３１】
６００℃でのサーマルクリーニング後の時点でのサファイア基板のＲＨＥＥＤパターンは図６及び図１０である。窒素プラズマを用いた窒化処理を行った状態でのＲＨＥＥＤパターンは、従来の例（図７）、本発明の実施例のもの（図１１）とも顕著な差は見られないが、低温バッファを堆積した後のＲＨＥＥＤパターンは、従来の例（図８）に比べ、本発明の実施例（図１２）では斑点ＳＰＯＴが観察され多結晶化している様子が分かる。しかしながら、ＧａＮ１μｍ成長後のＲＨＥＥＤパターンは、従来の例（図９）に比べて、本発明の実施例（図１３）では、ストリークがシャープで明るく見える本数も多く、平坦性の高い良質な結晶が成長していることが解る。
【００３２】
作成されたＧａＮ基板の表面をＡＦＭにて観察した結果、従来の例のＧａＮ基板の表面（図１４）に比べ、本発明の実施例によるＧａＮ基板の表面（図４）は平滑性が大幅に改善している。
【００３３】
（実施例３）
サファイア基板の主面が（１１−２０）面から±０．０３°の範囲になるように基板の切断及び研削加工を行い、化学研磨加工を行う。研磨加工を終えたサファイア基板の表面は原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて観察すると、表面粗さはＲａ値で０.８０ｎｍ，Ｒｍｓ値では０．１１ｎｍである。研磨終了時点での表面状態は、ＡＦＭで観察する限り基板の（１１−２０）面からの傾斜角には依存関係のない形状、粗さである。研磨を終えたサファイア基板に、８００℃６０時間の酸化雰囲気炉による熱処理を行なうと、テラスが明瞭に露出し、Ｒａ値も０．０４ｎｍと研磨前に比べてほぼ半減した面を得ることが出来るようになり、従来より大幅にサファイア基板の表面粗さを改善することができる。
【００３４】
この際、熱処理温度を８５０℃以上にすると、短時間で平坦面が現れる傾向があるが、局所的に大きな起伏が現れるようになり、サファイア基板の表面の結晶方位が（０００１）面から±０．０３°よりも大きく外れている場合は、テラス面の幅が極端に小さくなり、表面粗さは熱処理前後で改善しない。サファイア基板の表面の結晶方位が（１１−２０）面から±０．０３°以下の範囲になっている場合は、図５の平坦面を得るために６０時間以上の熱処理を施す必要があった。
【００３５】
（実施例４）
上記実施例３のサファイア基板を用いてＧａ金属とＮプラズマを用いたＭＢＥ法によってＧａＮの結晶成長を行った。結果、作成されたＧａＮ基板の表面をＡＦＭにて観察すると、（０００１）面のサファイア基板の場合と同じく、従来のサファイア基板でのＧａＮ基板の表面に比べ、本発明によるサファイア基板を用いたＧａＮ基板の表面は平滑性が大幅に改善していた。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、窒素−周期律表第３族元素化合物半導体の結晶成長に用いる基板であって、サファイアからなり、主面の結晶方位が（０００１）面または（１１−２０）面から０〜０．０３°傾いており、主面に４００ｎｍ以上の幅のテラスと高さ２Å以下のステップを有し、主面の表面粗さがＲｍｓ値で０．１ｎｍ以下、Ｒａ値で０．０６ｎｍ以下であることを特徴とする半導体用基板を用いれば、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法においても良好なＧａＮ膜が得られるようになる。本発明のＧａＮ基板によって、特性の良好な半導体デバイスを作成することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の半導体用基板の主面でのテラス・ステップの断面を示す概念図である。
【図２】本発明の半導体用基板に半導体膜を形成した状態の断面を示す概念図である。
【図３】結晶方位が（０００１）面から±０．０３°以下の範囲に傾斜したサファイア基板の研磨後の表面のＡＦＭ像である。
【図４】本発明の半導体用基板にＧａＮ結晶層を成長した後の表面のＡＦＭ像である。
【図５】本発明による半導体用基板の主面のＡＦＭ像である。
【図６】本発明の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図７】本発明の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図８】本発明の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図９】本発明の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図１０】従来の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図１１】従来の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図１２】従来の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図１３】従来の半導体用基板の、製造工程における主面のＲＨＥＥＤパターンを示す図である。
【図１４】従来のサファイア基板にＧａＮ結晶層を成長した後の表面のＡＦＭ像である。
【符号の説明】
１：テラス
２：ステップ
３：ＧａＮ結晶層
４：バッファ層
５：半導体用基板
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
0004651207.tif 000012
【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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