エレクトロニクス

窒化アルミニウム単結晶基板の開発
佐藤一成・荒＊川聡・谷崎圭祐

宮永倫

正・櫻田隆・山本喜之中幡英章

Development of Aluminum Nitride Single Crystal Substrates ─ by Issei Satoh, Satoshi Arakawa, Keisuke Tanizaki,Michimasa Miyanaga, Takashi Sakurada, Yoshiyuki Yamamoto and Hideaki Nakahata ─ The sublimation growth ofaluminum nitride (AlN) single crystals was investigated. The crystals were prepared in two methods: By slicing along
the m-plane from c-plane-grown thick crystals, and by heteroepitaxial growth on m-plane silicon carbide (SiC)
substrates. The defects of the crystals were observed by a high-resolution transmission electron microscope.
Dislocation density in AlN/SiC (0001) decreased significantly at about 1.5 µm above the interface, while stacking
faults initiated from the interface toward the growth surface in AlN/SiC (1-100). With increasing crystal thickness, thedislocation density decreased up to 5 × 104 /cm2 at the thickness of 10 mm. In the AlN single crystal grown on SiC(0001), it is noteworthy that the dislocations were localized around the AlN/SiC interface and that far fewer
dislocations occurred near the growth surface. High-crystallinity AlN thick single crystals could be grown on SiC(0001) substrates.
Keywords: AlN, single crystal, substrate, nonpolar, sublimation

1.

緒言

近年、電気自動車・医療機器・情報家電・通信機器に用においては、高耐電圧・高速・低消費電力・高温動作・耐放射線性等の特性に対する要求が厳しさを増している。この要求に対し、材料物性上の限界を迎えたシリコン（Si）に代わって、炭化シリコン（SiC）を基板としたデバイスが実用化されつつあるが、次々世代の高性能化に向けて、

100K

出力：大平均出力いられる高周波・大出力半導体デバイス（パワーデバイス）

長距離伝送

SiC

（W）

1K

10

さらに絶縁破壊電界が大きく高周波動作可能な基板材料の開発が求められている（図 1）。一方、医療分野における殺菌用途や半導体プロセスの洗浄用途等の紫外光源には水銀

0.1
0.1Gランプが用いられているが、これを紫外発光ダイオード時起動・水銀フリー等の長所を有する紫外光源の実現が期

基地局
ケータイ
端末

GaN

GaAs

無線ネットワーク
ITS

1G
UHF

10G
センチ波

情報量：大InP

100G
ミリ波

大容量伝送

動作周波数（Hz）（LED）※ 1 で代替することにより、高出力・安定・小型・瞬待できる。しかしながら、サファイア等の従来基板材料上

Si

AlN

図1

各種半導体材料を用いたパワーデバイスの周波数および出力の適用範囲に作製された紫外 LED では、基板材料と LED 発光層材料の結晶構造や格子定数の違いにより、LED 発光層内部に結晶の乱れ（結晶欠陥）が生じ、非常に低い発光効率にとどまっている。
窒化アルミニウム（AlN）は、広いバンドギャップ（6.2eV）や高い熱伝導性（3.2 W/cmK）、優れた電気絶縁性を有し、またエピタキシャル材料として用いられる GaN、AlGaN 系材料との格子定数や熱膨張係数の差が小さいこと等から、上記の要求に応える最適な基板材料の一つとして期待されている。しかし、AlN は高融点材料であることから、Si などで実績があり大口径且つ高品質な単結晶が得られやすい融液法による単結晶成長が困難である。このため、昇華法（1）やハイドライド気相成長（HVPE）法（2）など気相法を中心とした単結晶成長の研究が数多く行われている。
昇華法は、原料を高温下で昇華し、低温部に結晶を再析出させる成長法であり、AlN 種結晶に頼らない AlN 単結晶の成長方法としては、①下地基板を用いない自発核生成による方法（3）と、②異種単結晶基板である SiC 基板などを下（5）が報告され地基板に用いたヘテロエピ成長による方法（4）、ている。当社では、c 面 SiC 基板上ヘテロ成長法により、

2 0 1 0 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 7 号 −（ 87 ）−自立基板化が可能な厚みで良好な品質を有する結晶の成長を比較検討した報告はない。そこで本稿では、この両者のを実現している（6）〜（9）。

手法による結晶成長・基板切り出しを実施し、転位挙動や図 2 に AlN の結晶構造と面方位を示す。m 面等の無極性面上においては、ピエゾ電界※2の影響を抑制することがで表面研磨の比較検討することにより、エピレディ表面を有する高品質無極性 AlN 基板を実現したので報告する。

きるため、電界効果トランジスタ（FET）等の電子デバイスにおいて、ノーマリ・オフ動作が可能であり、省電力化が期待できる。また、紫外 LED 等の発光デバイスにおいて2.

結晶成長および評価方法も、この無極性面上にデバイス作製することで、高効率な昇華法を用いて SiC 基板上に AlN 単結晶を成長した。図（11）。これらは SiC特性が得られることが示唆されている（10）、4 に成長炉の模式図を示す。AlN 原料を成長容器（ルツボ）基板上に作製されたものであり、同研究グループから、c面 SiC 基板上 AlN エピ層の転位密度※ 3 は 3 ×108 /cm2 であ内に入れ、高周波誘導加熱により成長容器を加熱し、原料部を 1900 〜 2250 ℃の高温に保ち、原料の昇華分解をるのに対し、m 面 SiC 基板上では 4 × 10 /cm と一桁も悪行った。また、SiC 基板を成長容器内の原料部よりも低温い値であるにもかかわらず、m 面 SiC 基板上において観測（ΔT ＝ 100 〜 500 ℃）部に配置し、SiC 基板上へ AlN を再された発光強度は c 面 SiC 基板上の約 25 倍という報告もな析出させた。成長雰囲気は N2 10 〜 100 kPa とし、成長時。基板材料を無極性面 AlN 基板に置き換える間を変化させることで、SiC 基板上に様々な厚みの AlN 単9されている2（12）ことで、エピ層品質・デバイス特性の向上が期待されるが、結晶を得た。

無極性面 AlN バルク単結晶に関する報告は数例にとどまっ（14）。例えば、c 軸方向に成長させた AlN 結晶からている（13）、切り出した m 面 AlN 基板において、サイズは 11 × 13 mm2、転位密度は 2.9 × 105 /cm2 と報告されている（13）。

SiC基板
AlN結晶

反応容器

｛10-10｝無極性m面（0001）c面
c軸

Al.N

m軸
a軸

N
AlN原料

Al
（a）

RF加熱コイル

（b）

図4
図2

昇華炉内部の模式図

AlN の結晶構造と面方位得られた AlN 単結晶の結晶性と転位挙動を評価するた
無極性面 AlN 基板を得るための方法として、①異種材料

め、以下の方法で評価を行った。X 線回折により結晶性評の無極性面上に AlN をヘテロエピ成長させる方法と、②有価を行なった。結晶表面を研磨後、原子間力顕微鏡（AFM）

極性 AlN を長尺成長させた結晶から無極性面を切り出す方により、表面粗さを評価した。また、転位密度を評価する法が考えられる（図 3）が、これまで、両者の手法の得失ためエッチピット密度（EPD）測定を実施した。すなわち、
AlN 結晶を KOH-NaOH の混合融液中に浸し、1 h エッチングした。その試料を、ノマルスキー顕微鏡、および走査m面成長AlN

電子顕微鏡（SEM）を用いて観察し、単位面積あたりのカc面成長AlN

ウントされたエッチピット数を EPD とした。さらに、詳細に転位挙動を評価するため、AlN 結晶をディンプル加工後、イオン研磨を用いて薄膜化し、結晶断面を透過電子顕微鏡
m面AlNウェハ

m面SiC基板① m面SiC基板上成長

図3c面SiC基板

m面AlNウェハ② c面SiC基板上成長 → m面切り出し

無極性面 AlN 単結晶の作製方法−（ 88 ）− 窒化アルミニウム単結晶基板の開発（TEM）により観察した。

3.

AlN 結晶の表面モフォロジー

ac 面（4 ° オフ）、および m 面 SiC 基板上に AlN 結晶を昇華法によりそれぞれ成長させた。ノマルスキー顕微鏡により成長表面を観察したところ、c 面上では六角形の一部とオフ角に対応したステップを反映したモフォロジーが観察された（図 5）。また、m 面上では、4 回対称状のモフォロジーが観察され、X 線回折により評価したところ、無極性面（10-10）の AlN 単結晶が成長していることが確認され

400 nmた（図 6）。ロッキングカーブ（XRC）の半値幅は、c 面

SiC 上成長試料（0002）、m 面 SiC 上成長試料（10-10）bにおいてそれぞれ 47 arcsec、1500 arcsec であり、c 面

c

SiC 上成長試料と比較して、m 面 SiC 上成長試料では結晶品質が悪くなっている。

a400 nmb
図7100 µm2040602θ (deg)

図680

10020AlN/SiC 界面近傍の断面 TEM 観察像（a）c 面 SiC 上成長試料（明視野像）（b）m 面 SiC 上成長試料（明視野像）（c）（b）で電子線を観測面に対し 1 °傾斜させた際の暗視野像

ab(b)400 nm(20-20)(0004)

Intensity (a. u.)(a)(10-10)

AlN 結晶表面のノマルスキー顕微鏡像（a）c 面 SiC 上成長試料、および（b）m 面 SiC 上成長試料(0002)

Intensity (a. u.)

図5100 µm

400 nm406080100

図8400 nm

AlN/SiC 界面より AlN 側 30µm 厚付近の平面 TEM 観察明視野像（a）c 面 SiC 上成長試料、（b）m 面 SiC 上成長試料

2θ (deg)

AlN 結晶の XRD2 θ-ωパターン（a）c 面 SiC 上成長試料、（b）m 面 SiC 上成長試料

積層欠陥は、SiC 結晶の（11-20）面に存在する積層欠陥を引き継いでいる部分もあるが、大部分が AlN/SiC 界面から発生しており、その低減には成長初期にバッファ層を挿入する等の工夫が必要と考えている。一方、c 面上成長で4.

c 面、m 面 SiC 上成長における欠陥分析

は、転位が AlN/SiC 界面近傍に局在し界面より 1.5 µm 以上離れた領域では転位等欠陥が極めて少ない結晶が得られ

c 面および m 面 SiC 基板上に AlN 結晶をそれぞれ成長さていることが分かった。昇華法 AlN 結晶成長は高温条件下せた際の転位挙動を断面および平面 TEM 観察により評価で実施するため、界面近傍で発生した転位が結晶成長の進した（図 7、8）。m 面上成長では、AlN/SiC 界面から転位行に従い移動・消滅し易いためであると考えている。これまたは面欠陥が成長表面まで進展している。図 8（b）に示らの結果は、前項で述べた XRC による結晶品質評価結果

したように、これらの欠陥の大部分は平面 TEM 像でも観とも整合しており、c 面上長尺結晶より切り出すことで、測され、また、電子線を観測面に対し 1 ° 傾斜させた際に高品質な無極性面基板を得ることができると考えられる。

断面暗視野像の欠陥部分にフリンジが発生することから、積層欠陥であることが分かった（図 7（c））。AlN 結晶中の2 0 1 0 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 7 号 −（ 89 ）−5.

加工面上 EPD および転位挙動評価

サファイア基板や SiC 基板上に成長させた AlN エピ層の転低欠陥の AlN 単結晶を得るため、c 面 SiC 上への長尺結晶

位密度は 108 〜 109 /cm2 台と報告されていることと比較す成長の開発を進めた。まず、1.4 mm 厚の AlN 単結晶の成ると、今回得られた結晶は高い品質を有していると言える。

長表面を機械研磨（mechanical polishing; MP）および化c 面 SiC 上に成長させた AlN 結晶から、c 面や m 面を主学機械研磨（chemical mechanical polishing; CMP）し、面とする基板を切り出して表面研磨処理を実施した。AFM

溶融アルカリエッチングによる転位密度評価を実施したにより評価した結果を図 11 に示す。表面粗さの指標であ（図 9）。MP 表面では全面エッチングとなり転位密度評価不能であった。一方、CMP 表面では明瞭なエッチピットが観る平均面粗さ（RMS）が 0.2 nm 以下であり、エピ成長用基板として適用可能なレベルであることを確認できた。

察され、転位密度を見積もったところ、約 1 × 106 /cm2 であった。この値は、as grown 表面に対する EPD 測定や、平面 TEM 観察から見積もられる転位密度と同等であることを確認した。

aab

図 11

研磨処理後表面の AFM 像（a）c 面 AlN 結晶（RMS0.20nm）、（b）m 面 AlN 結晶（RMS0.15nm）

6.

結b60 µm

図960 µm

溶融アルカリエッチング後の表面光学顕微鏡像（a）機械研磨後、（b）化学機械研磨後

次に、AlN 単結晶を 10 mm 厚に達するまで成長させ、その後、成長結晶のスライス・研磨を実施した。転位密度の結晶厚み依存性についてプロットしたところ（図 10）、転位密言以上により得られた結果を以下にまとめる。
① m 面 SiC 上 AlN 成長では、AlN/SiC 界面で発生した積度は成長結晶の長尺化に伴って減少することが分かった（15）。

層欠陥が成長表面に向かって進展しているのに対して、

（16）、
（17）

10 mm 厚における転位密度は 5 × 10 /cm であった

c 面 SiC 上 AlN 成長では、転位が界面に局在し成長表面（19）。1.2 ×（図 10 中に他研究機関の報告値を併せて示す（18）、近傍では転位が極めて少ない領域が得られていることが42

10 /cm という報告もあるが、結晶厚みが不明
42。
）（13）、（19）。

分かった。発生している欠陥種の違いにより、これらの挙動の違いが生じているものと考えられる。
② c 面上に 10 mm 厚成長させた結晶において 5 × 104 /cm2という低い転位密度が得られ、c 面上長尺成長が結晶の10 7高品質化に有効であることがわかった。

Dislocation density (/cm 2)③ 成長させた AlN 結晶から、m 面を主面とする基板を切り出して表面を研磨し、RMS が 0.2 nm 以下というエピ成長用基板として適用可能なレベルであることを確認した。

10 6

本稿で報告した高品質の無極性面 AlN 基板を用いて、エピ成長・デバイス作製技術開発を開始している。今後のAlN 系半導体研究開発の発展が期待される。

10 5

本研究の一部は「NEDO ナノエレクトロニクス半導体新材料・新構造技術開発−窒化物系化合物半導体基板・エピSEI

タキシャル成長技術の開発プロジェクト」の委託を受けてRef. 18
Ref. 19

1040.10.51510Thickness (mm)図 10

転位密度の結晶厚み依存性−（ 90 ）− 窒化アルミニウム単結晶基板の開発

50おこなわれた。
図 6、7、9、10 は、参考文献（17）より転載許可を受けている。

用語集ーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーーー

執

※1

佐藤

発光ダイオード（LED）

筆

順方向（陽極から陰極へ）に電流が流れる際に発光する半導体デバイス。用いる半導体材料によって、赤外から可視、者 ----------------------------------------------------------------------------------------------------------------

一 成＊：半導体技術研究所 結晶技術研究部
主査 博士（工学）
窒化物半導体基板の開発に従事

紫外領域へと発光色が変わる。
※2

ピエゾ電界

結晶構造の歪みによって生じた圧電分極によって発生する電界。スイッチング・デバイスのノーマリ・オフ化を困難にし、また LED 発光効率低下の要因となっている。
※3

転位密度

荒川

聡 ：半導体技術研究所

結晶技術研究部

谷崎

圭 祐 ：半導体技術研究所

結晶技術研究部

宮永倫 正 ：エレクトロニクス・材料研究所

博士（理学）

主席

櫻田隆 ：半導体技術研究所

結晶技術研究部

主席

山本喜 之 ：半導体技術研究所

結晶技術研究部

グループ長

中幡英 章 ：半導体技術研究所

結晶技術研究部部長

博士（工学）------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------＊主執筆者

結晶の乱れの度合いを示すものであり、この値が小さいほど高品質である。結晶表面を溶融アルカリ等でエッチングすると、エッチピットが形成される。エッチピット密度（EPD）から転位密度を測定できる。

参考

文

献

（1）G. A. Slack and T. F. McNelly, J. Crystal Growth 34, 263（1976）.
（2）Y. Melnik et al., Phys. Stat. Sol. 200（1）22（2003）.
（3）B. M. Epelbaum, M. Bickermann and A. Winnacker, J. Crystal Growth275, 479（2005）.
（4）E. N. Mokhov et al., J. Crystal Growth 281, 93（2005）.
（5）Y. Shi et al., MRS Internet, J. Nitride Semicond. Res. 6, 5（2001）.
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J. Appl. Phys. 36, L1062（1997）.
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（8）M. Miyanaga, N. Mizuhara, S. Fujiwara, M. Shimazu, H. Nakahata andT. Kawase, J. Crystal Growth 300, 45（2007）.
（9）N. Mizuhara, M. Miyanaga, S. Fujiwara, H. Nakahata and T. Kawase,Phys. Stat. Sol.（c）4, 2244（2007）.
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（10）Y. Taniyasu, M. Kasu and T. Makimoto, Nature 441, 325（2006）（11）Y. Taniyasu et al., Appl. Phys. Lett. 90, 261911（2007）.
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（12）谷保他、第 55 回応用物理学関係連合講演会予稿集、29p-B-9（2008）.
（13）R. T. Bondokov et al., J. Crystal Growth 310, 4020（2008）（14）A. Sedhain et al., Appl. Phys. Lett. 95, 262104（2009）.
（15）S. K. Mathis et al., J. Crystal Growth 231, 371（2001）.
.
（16）佐藤他、第 56 回応用物理学関係連合講演会予稿集、1a-ZJ-1（2009）（17）I. Satoh, S. Arakawa, K. Tanizaki, M. Miyanaga and Y. Yamamoto,Phys. Stat. Sol.（c）DOI: 10.1002/pssc.200983590（2010）.
（18）P. Lu et al., J. Crystal Growth 310, 2464（2008）.
（19）T. Kato et al., Proceedings of ICNS-8, MP49（2009）.

2 0 1 0 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 7 号 −（ 91 ）−