特別論文

窒化ガリウム基板の開発

元

木

健

作

Development of GaN Substrates ─ by Kensaku Motoki ─ To commercialize violet lasers, the mass production ofhigh quality gallium nitride (GaN) single crystal substrates is the key. Sumitomo Electric had successfully developed
a process to obtain GaN substrates by means of vapor phase epitaxy. In this process, a thick GaN crystal layer isgrown epitaxially on a foreign GaAs substrate, and later, the GaAs is removed. However, a large number of crystal
defects (dislocations) generated on the interface between GaN and GaAs had remained a problem. To reduce thedislocations, Sumitomo Electric had developed an original method, DEEP; dislocation elimination by the epitaxialgrowth with inverse-pyramidal pits. With this method, numerous large inverse-pyramidal pits are provided on thesurface of GaN crystals and as the crystals grow, dislocations move to pit centers. As a result, for the outside of thepit centers, high-quality GaN crystals with scarce dislocations, are obtained.Furthermore, with our advanced-DEEP(A-DEEP), pit positions can be predetermined by the areas with opposite polarity of GaN. Thus, Sumitomo Electrichas succeeded in reducing a remarkable number of dislocations and finally realized high-quality GaN substrates,
which satisfy all the requirements for the violet laser diode, by A-DEEP. This paper reviews the early stage of R&D
on GaN substrates at Sumitomo Electric.
Keywords: GaN, substrate, dislocation, DEEP, A-DEEP

1.

緒

言

1993 年に窒化ガリウム（GaN）を用いた高輝度青色

ザチップの反射面を形成するためのチップ端面の良好な劈LED（発光ダイオード）が開発されたことにより、窒化物

開面が、サファイア基板では得られない事による。これは、系化合物半導体は急速に注目を集め、その後、白色 LED にサファイアとその上の GaN エピタキシャル層との間に劈も応用され、技術的にも産業としても大きく進展を遂げた。

開面のズレがあるためである。また、もう一つの理由は、これらの LED は、サファイア単結晶基板上に GaN のヘテ

サファイア基板上に成長した GaN エピタキシャル層にはロエピタキシャル成長を行うことにより製造されている。

大量の結晶欠陥（転位という線状の欠陥）が存在する事に一方、光ディスクは 1980 年台初めに出現した音楽用のある。サファイアの結晶格子と GaN の結晶格子との間にCD から、1990 年代後半に映像用途の DVD へと 1 枚の光は、16 ％もの不整合があり、このために GaN をエピタキ

ディスクに書き込まれる記録容量が大きく拡大してきた。

シャル成長した場合、その界面から GaN 結晶薄膜中に大これらの光ディスクに書き込まれた情報の読み取り、書き

量の結晶欠陥が発生した。これは、LED の場合には問題と込みには半導体レーザが使われる。記録容量が拡大するにはならなかった。ところが、レーザにおいては、使用時のつれ、この半導体レーザには、より短い波長のレーザ光が

電流密度が遙かに高いため、これらの結晶欠陥が原因とな要求されて来た。CD には GaAs 基板上に AlGaAs 系エピ

り、レーザの寿命が非常に短く、実用化には遠かった。

タ キ シ ャ ル 層 を 成 長 し た 波 長 780nm の 赤 外 レ ー ザ が 、これらの問題を解決し、窒化ガリウム系の青紫色レーザ

DVD には GaAs 基板上に AlGaInP 系エピタキシャル層をを実現するためには、結晶欠陥が少なく、高品質かつ大口

成長した波長 650nm の赤色レーザが使用された。さらに、径の窒化ガリウム基板が必須であると言われた（図１）。

大容量化が検討され、ハイビジョン放送が 2 時間以上記録

当時、窒化ガリウムのバルク単結晶を得る試みは、ポーラ

できる次世代光ディスクには、波長 405nm の青紫色レー

ンドのグループによって高温・超高圧状態での結晶成長がザが必要とされた。この青紫色レーザには、窒化ガリウム

研究されていたが、長時間の結晶成長で１ cm 程度の薄い系の InGaN エピタキシャル層が用いられる。

小片のバルク結晶しか得られておらず、工業化は困難であ

この青紫色レーザについては、当初、LED と同じくサファイア基板を使って研究開発がなされた。しかしながら、ると言われていた。
このような状況の下、当社では、独自の方向で GaN 基

サファイア基板を用いては、青紫色レーザは実現不可能で板の研究開発を開始していた。その結果、青紫色レーザとあることが明らかとなってきた。その理由は、一つはレー

して全ての要求を満足する窒化ガリウム結晶基板を初めて−（ 10 ）− 窒化ガリウム基板の開発

まうため、前述の様に数万気圧の超高圧状態に保持する必GaN レーザの最適構造
サファイア基板上
GaN レーザ

GaN 基板上
GaN レーザR&D 段階

生産段階

・短寿命
・高出力化不可能

窒化ガリウム基板に対する要求に追随するためには、当社の既存の技術に結びつける事は開発スピードを上げるという点で非常に好ましい。

GaN基板のメリット

・長寿命

低転位密度

・高出力化

劈開性

総合的に低コスト

放熱性
Electrode

要があったためである。一方、技術進展の速い IT 分野で、Electrode

チップサイズ3.

窒化ガリウム基板開発における当社のアプローチ
当社は、それまでに塩化物系ガスによる窒化ガリウムのエピタキシャル成長技術について大学と共同研究を行っていた。これをベースに同じく塩化物系の HVPE（Hydride

Epi layer
Epi layer

Sapphire

GaN

Electrode

Cleaved plane

図1

青紫色レーザの最適構造

Vapor Phase Epitaxy）法に変更すれば、大きな結晶成長速度が得られる。この HVPE という手法は、当社が既に保有していたクロライド VPE の技術と類似点が多く、そのまま横展開が可能であった。当社は、まず異種基板上にこの
HVPE により高速で厚く GaN を結晶成長し、その後に異種基板を除去することで窒化ガリウム基板を得るという方得ることに成功した。本論文では、当社におけるその初期の研究開発の結果について総説する。

2.

法を採用した（図 2）。

当社の化合物半導体材料

異種基板

当社では、Ⅲ-Ⅴ族の化合物半導体を研究開発し、それを事業化してきたという歴史がある（1）。1961 年より研究開発を初めた GaAs、InP を色々な結晶成長手法で生産を

GaN
結晶成長

行ってきた。例えば GaAs は、HB（Horizontal Bridgeman）

GaN

法から始まり、LEC（Liquid Encapsulated Czochralski）

異種基板

法からさらには、VB（Vertical Bridgeman）法へと進んできており、ウエハサイズも 2 インチ径から 6 インチ径へと大口径化が進んできている。しかしながら、GaAs も

異種基板
除去

InP も全て溶融成長法によっている。即ち、これらの結晶

GaN

は融点以上の高温で一旦溶融させた後、冷却され、その凝固の過程で種結晶から原子配列を引き継いで単結晶として結晶成長させるものである。その単結晶の固まり（インゴット）をスライス、研磨加工を行い、基板製品としている。
また、エピタキシャル成長基板製品においては、当社の平坦化
加工

基板の上に様々なエピタキシャル成長手法を用いて、様々GaNな機能を付加したエピ基板製品としている。古くは 1970

（単結晶基板）

年代後半より、塩化物系の原料ガスを用いた気相成長によるクロライド VPE（Vapor Phase Epitaxy）があった。こ図2

GaN 基板作成の概略プロセス

れは、GaAs 系、InGaAs 系エピに適用され、独占的に製品供給がなされた。当社の強みとなる独自技術であり、2007
年まで生産を行っていた。それ以外にも古くから取り組ん

しかしながら、通常 GaN のエピタキシャル成長に使わでいた液相エピは 1980 年の前半には、GaAs 赤外用エピへれるサファイア基板（α-Al2O3）は、窒化ガリウムとはと 展 開 さ れ た 。 気 相 成 長 に つ い て は 、 そ の 後 、 MBE、

熱膨張係数で 2 ×10-6/℃程度の差がある。このために、例OMVPE へと発展していった。

えば数百 µm 厚さの GaN 結晶を高温にてエピタキシャル成

しかしながら、窒化ガリウム基板については、結晶を成長した後、室温に降温した際にその熱膨張差に基づく熱応

長するには、GaAs のような溶融成長は非常に困難であっ力により、大きな反りと界面付近においてクラックが発生た。窒化ガリウムは、高温で融解する温度では分解してしした。その際に窒化ガリウムのエピ結晶層においても多数

2 0 0 9 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 5 号 −（ 11 ）−のクラックが発生する事を確認した。これでは、GaN 基板

GaN の結晶成長に用いた。HVPE は、水素ガスをキャリア

結晶は得られない。

ガスとして用い、第 1 段階の反応として成長炉の上流部をこの問題を解決するために、他の異種基板材料を検討し850 ℃以上に保持し、石英製ボート中の Ga 金属と HCl ガ

た。使用する異種基板としては、熱膨張係数は窒化ガリウ

スとを反応させて GaCl を形成し、さらにその下流部にて、ムに出来るだけ近い必要がある。当社は、異種基板として第 2 段階の反応として GaCl と NH3 とを混合し反応させる

GaAs を用いるという方向を探った。図 3 には、代表的なことで、その混合部付近に設置した下地基板上に成長温度

異種基板と窒化ガリウムの関係を示した。縦軸に窒化ガリにて GaN を析出させるというものである。その原理図をウムとの結晶格子の不整合率（％）を示し、横軸に熱膨張

図４に示した。

係数を示した。異種基板として、GaN と対比してサファイ
ア、SiC、Si、GaAs を示した。熱膨張係数差が大きい場合
は、前述のように結晶成長の後の冷却時の熱応力により、大きな反りとさらにはクラックが発生する。この図表から、

原理図

GaN と GaAs の熱膨張係数差は、0.5 × 10-6/℃とサファイ
アと比べ、非常に小さいことがわかる。これにより、熱膨NH3張差に起因する反り、クラックは防止できる可能性がある。

HCI

さらには、結晶成長の後、異種基板を除去する必要がある。これについては、サファイア基板を異種基板として用

H2

GaCl
GaCl

NH3
GaN成長

Ga

排気

基板

いた場合は非常に硬く安定な材料であるためにその除去が非常に困難である。それに対し、GaAs 基板を用いた場合

ヒーター

は、GaAs が柔らかい材料であり、化学的な安定性も高く

Ga+HCl→GaCl+1/2H2
GaCl+NH3→GaN+HCl+H2

ないために、加工も容易で、機械加工により除去が非常に容易にできるというメリットがある。
しかし、図 3 にあるように、結晶格子の不整合率はいず

図４

HVPE（Hydride vapor phase epitaxy）による気相成長

れにしても、数％以上であり、エピ結晶界面からの結晶欠陥の発生は避けられない。GaN に格子整合する基板材料が存在しない中、結晶欠陥の発生については、何らかの技術的対処が必要と考えられた。

下地基板としては、GaAs（111）面基板を使用した。基
板サイズは 2 インチ径以上のものを用いた。その基板表面には、あらかじめ、厚さ 0.1µm 程度の SiO2 膜を直接形成しておき、フォトリソグラフィーにより、円形状の窓を形成し、下地の GaAs を露出させた。窓のサイズは、2µm 程+30度の径として、６回対称に配置した。結晶成長は、先述のLattice mismatch (%)+20

基板上にまず、500 ℃程度の低温で GaN バッファ層をSapphire+10

60nm 程度の厚さで形成した後、昇温して約 1030 ℃にて

SiC

厚く GaN のエピタキシャル成長を行った。厚さ 500µm 以GaN
0上に厚膜成長した後、機械加工により下地 GaAs 基板を除-10去し、その後、得られた単独の GaN 結晶厚膜を表裏両面

Siにおいて研磨加工を実施した（2）～（8）。

-20
-30

GaN の結晶成長が終了後、HVPE 炉から結晶が取り出さ

GaAs
3

4

5

6

7

8

図3

れたが、クラックの発生は見られなかった。結晶の表面はThermal expansion coefficient (×10 /K)

平坦ではなく、３次元的な凹凸が形成されている状態で各種基板の結晶格子の不整合と熱膨張係数

去し、結果として、全くクラックのない GaN の結晶単体-6あった。その後、機械加工によって下地の GaAs 基板を除が得られた。さらに、平坦な基板形状にするために、この結晶の両面を研削加工、および研磨加工を行った。
写真 1 に最初に得られた 2 インチ径基板を示す。結晶は

4.

窒化ガリウム基板の作成プロセス

透明でやや灰色を帯びていた。なお、八角形の外周形状は外周加工によるものである。厚さは、約 500µm であり、前項で述べたアプローチにより、窒化ガリウム基板の作

基板の電気特性はキャリア濃度が、5 × 1018cm-3、移動度製を行った。石英製の反応管からなる標準的な HVPE 炉をが、170cm2V-1s-1 であった。比抵抗は、8.5 ×10-3 Ω cm で−（ 12 ）− 窒化ガリウム基板の開発

して、逆６角錐状の窪みを形成した場合の DEEP による転位低減のモデルを示した。多数形成する窪みの内の一つを例示した。図 5（a）は、結晶成長表面の窪みの形状の模式図である。窪みの表面には逆六角錐を構成する{11-22}面からなるファセット面を有している。この形態をほぼ維持したまま、厚み方向（上方向）に成長する。もし、この{1122}ファセット面の表面に転位（線状の欠陥）が露出していた場合、例えば図 5（b）はその断面図であるが、表面に

写真 1

2 インチ径の GaN 基板

露出した転位は、成長と共に、即ちファセット面の上昇移動と共に、逆六角錐の中心に向かって、細い矢印で示した
ように水平方向に伝播していく。断面図においては、転位
は左右から中心に向かって伝播する。さらに図 5（c）は、あり、導電性基板としての十分な電気伝導性を有していた。

逆 6 角錐状の窪みを上から見た図であるが、転位は窪みの

この基板は、GaAs を下地基板として HVPE でのエピタキ

内部に存在していた転位は、窪みの中心に向かって収束すシャル成長により得られた最初の２インチ径の GaN 自立

るように伝播していく。その結果、窪み周辺の転位欠陥は基板である（2）～（8）。

窪みの中心に向かって集合し、それにより中心部以外の領域では、低欠陥化がなされる。また、窪みの形状は必ずし5.

も逆 6 角錐である必要はなく、逆 12 角推形状となっても同結晶欠陥の低減

じ効果が得られる。
図 6 に成長後の表面状態の模式図と実際の光学顕微鏡写

しかしながら、異種基板上に窒化ガリウムを結晶成長することの最大の問題は、結晶欠陥であった。既に述べた様真を示した。表面に形成した多数の窪みの底に転位欠陥がに、結晶格子の異なる異種基板と窒化ガリウムの界面から、集合する。この写真に見られるように、表面には多数の逆必然的に結晶欠陥（転位：線状の欠陥）が多量に発生した。

六角錘型の窪みによる凹凸があるため、平坦な窒化ガリウ

その結晶欠陥密度は、10 cm のオーダーに達していた。

ム基板とするには、結晶成長の後に表面を加工し、平坦化

このような欠陥が多量に存在する限りは、レーザ用の基板することが必要である。

9-2としては使用出来ない。窒化ガリウムと結晶格子が一致す
る適当な物質が存在しないため、この問題はどうしても解決しなければならない課題であった。しかし、これらの欠陥の効率的な低減方法は、まだ、知られていなかった。厚く成長すれば、若干低減される傾向はあったが、限界があった。通常発生する 109cm-2 の欠陥密度（1 平方 cm あ（a） 結晶成長の方向
逆錘状窪み

（b）

(0001){11-22}たり 10 億個の欠陥）を少なくともその 10,000 分の１以下（断面図）<11-20>

当社では、この窒化ガリウム結晶中の結晶欠陥の低減に
晶成長の際に窒化ガリウムの表面に逆錘型の窪み（巨大な

（平面図）

結晶成長
の方向
{11-22}の 105cm-2 以下に低減する必要があった。
集中して取り組んだ。そして、その研究開発の過程で、結（c）{11-22}結晶欠陥（転位）の集合

成長ピット、例えば逆 6 角錐型）を数多く形成して厚く結

図5

晶成長を行うと、結晶成長の進行に従って欠陥が逆錘型の結晶欠陥の伝播方向(0001)

結晶欠陥の伝播方向

DEEP の転位低減モデル

窪みの中心（中心にある最も深い底）に集まるという現象を発見した。その結果、窪みの中心に欠陥が集合するために、逆にその周辺では、欠陥が激減するという事実を見出した。この現象を利用すると転位密度の大きな低減が図れ（Dislocation Elimination by the Epitaxial-growth withinverse-pyramidal Pits）と命名した。なお、成長表面に<0001>る 可 能 性 が あ る 。 当 社 で は 、 こ の 新 し い 現 象 を DEEP

多数形成する逆錐型状の窪みは成長条件を選ぶことにより、自然発生的に形成させる。この DEEP を利用して欠陥密度の低減検討を行った（3）～（8）。
DEEP についてもう少し詳しく述べる。図 5 に代表例と100µm（a）結晶成長の窪みと転位

図6（b）成長後の表面

窒化ガリウムの結晶成長図と実際の表面

2 0 0 9 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 5 号 −（ 13 ）−さらに図 7 に DEEP による結晶において、窪みの底の転位欠陥の集合部と、窪みの周辺部の転位欠陥の少ない領域とを透過電子顕微鏡により、直接観察した。図 7（a）に窪みの底の欠陥集合部からの透過電子顕微鏡写真を示すが、線状の転位が無数に集合しているのがわかる。それに対し、
図 7（b）に転位欠陥密度の低いと予想される領域からの透過電子顕微鏡写真を示したが、やはり転位も少ないことが0 point

確認された。この低転位の領域においては、観察した視野
では、貫通転位は見られず、Ｃ面に平行な転位が１本見られただけであった。観察領域から、この領域では、転位密（a）窪み部のカソードルミネッセンス像

度は、2 ×105cm-2 と見積もられる。

109

欠陥密度（cm -2）

108
107
106
105
104
-300

-200

図7

0

100

200

窪み中央からの距離（µm）1µm（a）窪みの中心部-100（b）窪み中心を含む転位欠陥密度分布（b）窪みの外周部

窒化ガリウム結晶の透過電子顕微鏡観察

図8

窪み周辺の転位欠陥密度分布

さらに、平坦化加工後の GaN 基板において、図 8 に窪みの領域付近のカソードルミネッセンス（CL）像とその CL像からカウントした欠陥密度分布を示した。図 8（a）の窪

6.

みの CL 像に示した矢印に沿った転位密度分布が窪み中心

以上に述べたように DEEP によって得られた窒化ガリウ部を原点として図 8（b）に示されている。窪み中心では、ム結晶を、青紫色レーザ用基板として供するには、下記の転位密度が最も高く、108cm-2 台であるが、中心から離れさらなる結晶欠陥の低減

問題を解決する必要がある。

るに従って、急速に転位密度が低減しているのがわかる。

①窪みの位置の制御方法の確立

中心から 100 ～ 200µm 離れた領域では、10 cm のオー②窪み位置中央付近の領域の転位密度低減

5-2

ダーに入っている。この領域はレーザ用基板として必要との 2 点の問題である。当社はこれらの解決に取り組んだ。

される 105cm-2 台程度以下の転位密度が実現できている。

そ の 結 果 、 新 た に 開 発 し た 手 法 が DEEP を 改 善 し た

しかし、窪みの中心付近の約 200µm の領域が貫通転位密Advanced-DEEP（A-DEEP）である。以下にその概要に

度 106cm-2 以上の比較的転位密度の高い領域となっている。

ついて述べる。

この領域はレーザ用の基板としては不適切な領域である。

まず、窪みの位置を任意の位置に固定できることが必要

ところが、DEEP においては、窪みの位置を自然発生的にである。既に述べたようにこの窪みの形成は自然発生的に形成しているために、窪みの位置を制御できないと言う問なされており、その位置はランダムである。また、例えそ

題点があった。即ち、窪みの位置が任意の場所に固定できの位置を一旦制御できたとしても厚く成長すると共に窪みずランダムであり、かつ、窪み中央付近の転位密度の高い同士の合体によって、その位置は変動してしまう。そこで、

領域が比較的広いという問題であった 。
（9）

実際にこの基板を用いて、レーザデバイスを作製すると、当社は、窪みの位置の固定化に対して、窒化ガリウム結晶において C 軸が 180 ° 反転した結晶方位を有する極性反転

レーザの最も重要なレーザリッジ構造にこの転位密のややした領域を形成させ、この極性反転領域の結晶成長速度が高い領域がかかる確率が高く、これでは高品質のレーザを遅いことを利用して、窪み位置の固定に利用することを試

再現性良く生産することはできない。この問題はどうしてみた。その状況を図 9 に示した。即ち、下地異種基板上のも解決する必要があった。

−（ 14 ）− 窒化ガリウム基板の開発

所定の場所に、ある材質のパターン層を形成し、その上にGaN を結晶成長した場合、そのパターン層の上部だけに極Substrate

性反転領域が形成されることを見出した。この領域をコア

Patterned layerと呼ぶ。その結果、結晶成長速度の遅いコアに引っ張られる形でファセット面が形成され、窪み位置の固定が可能であることを見出した。さらには、窪みの位置が固定され、それによりファセット面の形状が安定的に維持されて結晶

Hexagonal or dodecagonal
inverse pyramidal pits

C planeStarting substrate with dot-pattern layer

成長が行われる事により、窪みの中央付近の転位欠陥密度coreを一層低減する事ができることを見出した。
このように、DEEP に改善を加え、所定の位置にコアを形成して成長することにより窪みの位置を固定し、かつ、
窪みのファセット面を安定に維持して成長することで一層、転位密度を低減するプロセスを、Advanced-DEEP

Pits formed at the core

（A-DEEP）と命名した（9）。

図 10１）A-DEEP の具体例（ドット型コア）

ドット型コアによる成長

前述の Advanced-DEEP の具体例について述べる。まず、最初に下地異種基板上にパターン層を、ドット形状として
6 回対称に配置した。ドット間の間隔は 400µm として、そCoreの上に HVPE にて、窒化ガリウム結晶層を厚く成長した。
その結果、ちょうどドット状のパターン配置に対応して規則正しく逆 12 角錐状の窪みが配列した。さらに、これらの窪みの中心の位置は、ドット状パターンの位置と対応していた。対応の状況は図 9、図 10 に示した通りである。これらの結晶を平坦化加工した後、蛍光顕微鏡で表面を観察した結果を図 11 に示した。これらのコントラストは、結晶成長の履歴を示しており、直径 400µm 程度の窪みが則400µm

正しく並んで成長したことが示されている。こうして、窪
みの位置の制御、規則化が実現出来た。また、蛍光顕微鏡
像では、ピットの中央が明るいコントラストで観察される

図 11

A-DEEP（ドット型コア）蛍光顕微鏡像

が、この領域は、極性反転しており、前述のコアとなっていることが確認された。
さらにカソードルミネッセンス（CL）観察により転位密２）A-DEEP の具体例（ストライプ型コア）度を測定した。窪み中心の周辺の転位密度も低減しており、当社では、同様にしてドット型以外のコア形状も検討を

中心のコアの近傍で 105cm-2 以下に低減している所もあっ行った。レーザへの応用を考えるとレーザ素子の細長いた。DEEP に対して転位密度においても改善が認められた。

キャビティを考慮した構造が好ましい。そこで下地異種基

以上のように、ドット型コアの形成により窪みの位置が固板上に形成するパターン層をストライプ状の形状とした。

定され、さらなる転位低減がなされたことが確認された（9）。

ストライプ状パターンの間隔を 400µm としストライプの方向を GaN の＜ 1-100 ＞とした。HVPE によりこのパターン層を有した下地異種基板上に窒化ガリウムを厚く成下地基板上にパターン層形成

長した結果、図 12 に示したような形状となった。窪みの

形状は逆錘形状ではなく、V 字谷形状となった。即ち｛11-22｝面からなるファセット面で挟まれた V 字谷が
成長の結果

コアの形成

400µm の間隔で規則正しく並んだ構造となった。この V
字谷の中心にある底が、ストライプパターン層の位置に相当している。この結晶の平坦化加工後の蛍光顕微鏡写真を
図 13 に示した。前述のドット型とは異なり、長く伸びた

成長履歴が見て取れる。また、400µm の間隔で見られる
やや明るいコントラストの領域は、ドット型と同じく極性が反転しており、コアであることを確認した。このように
図9

Advanced-DEEP の原理

コアの形状によって、全く異なる窪みの形状とファセット

2 0 0 9 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 5 号 −（ 15 ）−カソードルミネッセンス像

Patterned layer

50 µm

Substrate(0001)
plane（a）GaN結晶のストライプ型コア間のカソードルミネッセンス像

Starting substrate with pattern layer

109(11-22)
plane

core

core
108
転位密度（cm -2）

core

Facet plane formed along stripe core

107
106
105

図 12

全く転位が観察されずストライプ型コアによる成長
104

0

100

200

300

400

コアからの距離（µm）（b）転位密度分布
Core

図 14

A-DEEP（ストライプ型コア）による結晶中の転位欠陥密度

400µm

図 13

A-DEEP（ストライプ型コア）蛍光顕微鏡像面が形成されることがわかった。また、ストライプ型においてもドット型と同様に、コアの形成により、その位置に

写真 2

A-DEEP による窒化ガリウム基板

窪みの中心（あるいは底）を固定することができることが示された（9）。
ドット型と同様に CL 観察により転位密度を測定した。
図 14（a）に観察したサンプルの CL 像を示した。この CL像において、両端に存在するやや明るく見える領域がコアであり、この両側のコアの間の転位密度分布を測定し、その結果を図 14（b）に示した。コアの近傍においても転位

7.

レーザ用基板への応用
以上述べたように A-DEEP によって、窪みの位置が安定に固定され、予め決められた場所に、レーザ素子の要求を密度が激減しており、このコアの間の 50µm × 360µm の測満たす結晶欠陥密度の低い領域が形成できるようになっ

定領域において、転位は全く観察されなかった。これよりた。これにより、例えば、異種基板上のストライプ型パ

この領域においては、転位密度は、103cm-2 台にまで低減

ターン層の設計で、低欠陥領域のサイズを 400µm 程度としていると考えられる。このストライプ型コアを有した結して、レーザ素子と同程度のサイズするに事により、レー晶において、一層の転位密度の低減がなされる事が示され

ザ素子１チップ内の大部分の領域を低欠陥化することが可た（9）。この欠陥密度は、当初目標としていた、105cm-2 以

能になった。基板とレーザチップの具体的な位置関係を図

下を十分に満たす結果であった。さらに写真 2 に示したよ15 に図示した。こうして、初めてレーザ素子の欠陥密度をうに 2 インチ径基板も実現できた。

安定して従来の 10,000 分の１にあたる 105cm-2 以下に低減することができた。チップサイズほぼ全面の低欠陥化に
より結晶の劈開性も良好であった。特にストライプ型コア−（ 16 ）− 窒化ガリウム基板の開発

に垂直に劈開を行った場合、非常に良好な劈開面が得られた。これにより、初めて出力・寿命において優れた特性を有したレーザ素子が製造できるようになった。既に報告された論文からレーザの寿命と転位密度との関係を引用して
図 16 にグラフとして纏めた。図 16 に見られるように当社の A-DEEP による基板を用いて既に 10 万時間以上の寿命を有するレーザが報告されている（10）～（12）。当社の GaN 基板

は、青紫色レーザ素子の製造におけるデファクトスタン
ダードとして、位置付けられるに至った。
本論文において総説した GaN 基板のプロセスは、初期

写真 3の研究開発段階のものであったが、製造プロセスはその後窒化ガリウム基板の量産

大きく進化を遂げた。それらは当社で量産プロセスとして確立され、既に 2003 年より量産に入っている（写真 3）。

8.

結

言

窒化ガリウム基板の開発についてその初期の研究開発段階の結果を中心に述べてきた。窒化ガリウムは、Ⅲ－Ⅴ族
劈開面

レーザチップ作製箇所

ストライプ型コア（欠陥集中領域）

半導体とは言いながら、それまでの GaAs、InP とは全く異質な材料であり、ほとんど従来の常識が通用しなかった。

低欠陥領域

第一、バルクの基板が存在しなかったし、異種基板上のGaN エピタキシャル層には、多量の結晶欠陥が含まれ、しかしそれでも高輝度の青色 LED が実現されていた。そうい
う中で窒化ガリウム基板の開発を進めてきた訳であるが、400µm＜11-20＞＜1-100＞新材料で、かつここまで異質であると、常識に捕らわれないでと言うよりむしろ常識を排除し、自由な発想で進めて低欠陥領域行くしかなかった。まだ正体のよくわからない材料に対し、

チップ

とにかく、目の前の現象をありのままに捉え、事実をベースにして、そこから自由に発想して実際に試みる。そして、その結果として、それまでになかった物や技術を作り出す、劈開面ということに繋がったと考える。開発に係わった諸氏は一

欠陥集合部の残留

図 15

生懸命に取り組んだが、後で振り返ると、まさに、材料開A-DEEP による基板とレーザチップ

発の醍醐味を味わったということになる。まだまだ、材料開発においても、雪の中に足跡の残されていない領域もあったのだと思う。

1,000,000

レーザ寿命（時間）100,000(Matsumoto
et al. 2002)

寿命試験60℃, 30mW
(CW)

当社GaN基板
使用

サファイア基板＋ELO(Nagahama et al. 2000)

1,000

10
104

ことができた。クロライド VPE は過去のもので既に主流でサファイア基板+ ELO(Takeya et.al. 2003)

サファイア基板上
直接成長

105

106

107

108

エピ層中の貫通転位密度（cm -2）

図 16

ル成長（クロライド VPE）の独自の設備技術に結びつける

GaN基板(Nagahama
et al. 2000)

100

レーザ寿命と転位密度（欠陥密度）の関係

げて行くことが大事だと思われる。この研究開発も 1970年代から当社が保有していた塩化物系の気相エピタキシャ

GaN基板＋ELO(Nagahama et al. 2000)

10,000

また、研究開発の成果は、自社の得意とするところに繋はなくなっているが、この設備技術を横展開する事で、短期間で量産技術まで持って行くことができた。世の中の開発スピードがますます加速される中、自社の優位性を生かすことは、今後重要になっていくと思われる。正に温故知

?
109

新である。
この興味深い材料である窒化物系半導体の今後の発展を願ってやまない。

2 0 0 9 年 7 月・ S E I テ クニ カ ル レ ビ ュ ー ・ 第 1 7 5 号 −（ 17 ）−

参

考

文

献

（1）「住友電工百年史」（1999）（2） K. Motoki, T. Okahisa, N. Matsumoto, M. Matsushima, H. Kimura, H.
Kasai, K. Takemoto, K. Uematsu, T. Hirano, M. Nakayama, S.
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Kasai, K. Takemoto, K. Uematsu, M. Ueno, Y. Kumagai, A. Koukitu, H.
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Kasai, K. Takemoto, K. Uematsu, M. Ueno, Y. Kumagai, A. Koukitu, H.
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白色 LED 照明システム技術の応用と将来展望（シーエムシー出版）（2003）（8） 元木健作、「窒化ガリウム基板結晶」、日本電子材料技術協会会報
Vol.37、Oct. p2-6（2006）（9） Kensaku Motoki, Takuji Okahisa, Ryu Hirota, Seiji Nakahata, Koji
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status solidi (c)Volume 0, Issue 7, Pages: 2292-2295（2003）（12） O.Matsumoto, S. Goto, T. Sakai, Y. Yabuki, T. Tojyo, S. Tomiya, K.
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International Conference on Solid State Devices and Materials,
Nagoya, pp 832-833（2002）

執

筆

元木

者 ---------------------------------------------------------------------------------------------------------------健 作 ：シニアスペシャリスト
半導体技術研究所 コア技術研究部
グループ長 博士（工学）
窒化物半導体関連の開発に従事-­------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------−（ 18 ）− 窒化ガリウム基板の開発