トピックス
パワー半導体デバイス応用を目指したダイヤモンド，酸化ガリウムのシンクロトロン X 線トポグラフィー観察嘉数誠

佐賀大学大学院理工学研究科〒8408502 佐賀市本庄町 1 番地

桝谷聡士
佐賀大学大学院理工学研究科

要 旨〒8408502 佐賀市本庄町 1 番地

近年，シリコンカーバイド（SiC），窒化ガリウム（GaN）よりもバンドギャップが広いダイヤモンド，酸化ガリウ
ムのパワー半導体デバイスを目指す研究開発が世界的に進んでいる。そこではデバイス特性の向上と共に，信頼性のためにデバイス特性に影響を与える結晶欠陥の同定，生成機構の解明が重要である。我々はシンクロトロン光を用いた X 線トポグラフィー法によりパワー半導体結晶の欠陥観察と解析を行った。本稿ではその実験結果と解析手法について述べる。

図せずにドーピングされる不純物は，デバイス特性で逆方

1. はじめに向のリーク（漏れ）電流や絶縁破壊電圧の低下をもたらし，ダイヤモンドは5.47 eV の非常に広いバンドギャップをもつ半導体であり，理論的には絶縁破 壊電界強度は 10MV /cm 以上に達する（ Table 1）。また酸化ガリウムも 4.8～ 5.1 eV のバンドギャップをもつ。現在，研究が盛んな寿命の低下や破壊をもたらすからである。

2. シンクロトロン光による X 線トポグラフ
ィー

シリコンカーバイド（ SiC ），窒化ガリウム（ GaN ）よりシンクロトロン光は，リニア加速器とリングでほぼ光速もダイヤモンドや酸化ガリウムは，絶縁破壊電界強度が高まで加速された電子を，リング内で磁場によって曲折させく，高効率で大電力のパワー半導体として期待されていた際に発生する光で，強力で空間干渉性（コヒーレンス）る 1) 。の高い X 線である。我々が用いる佐賀県鳥栖市にある九これらパワー半導体の研究開発において，デバイス特性

州シンクロトロン光研究センター（ SAGA LS ）の BL-9向上とともに，デバイス特性に影響を与える結晶欠陥の同では，光子エネルギー範囲は 5 ～ 20 keV で，ピークエネ定と密度の低減化が重要である。 Si や GaAs など従来のルギーは 5 keV である。またビームサイズは，白色 X 線

半導体では，点欠陥，転位，積層欠陥などの結晶欠陥や意の場合，幅 400 mm ×高さ 15 mm ，単色 X 線の場合，幅130 mm×高さ 8 mm である2)。
X 線トポグラフィーは，実験室の X 線でも可能だが，Table 1

Material
Diamond

Physical parameters of wide-gap semiconductors andsilicon.
EG(eV)

EBR
vsatm(MV/cm) (×107 cm/s) (cm2/Vs)

5.47＞101.5(e)1.05(h)～3800(h)8―～300(e)Ga2O3 4.85.1
SiC

3.27

3.02(e)

GaN

3.4

2.5

12.5(e)

GaAs

Si

1.4

1.1

0.4

0.3

12(e)

1(e)～4500(e)～900(e)erl(W/cm K)

5.722

100.144.9～2000(e) 8.91.5～8500(e)～400(h)～1400(e)～450(h) X 線光子エネルギー
実験室系の X 線源の103～105倍），平が変化可能で，回折条件を広く変えることができる，行度が高くコヒーレントであるため，試料から出た回折光

9.7～120(h) 高輝度（108～1011光子/秒，シンクロトロン光の特徴は

もコヒーレントと見なすことができ，歪の感度が増す点にある。
Fig. 1 に X 線トポグラフィーの配置図を示す。試料配置と し て ， 透 過 Laue 配 置 （ Fig. 1 ( a ) ） と 反 射 Bragg 配 置（ Fig. 1 ( b )）の 2 種類がある。右側の蓄積リングから出射

12.90.55

されたシンクロトロン光は，エネルギー幅をもつ白色 X線であるが， 1 枚の Si 単結晶から作られた，上面，下面が平 行な モノ クロメ ータ ー（二 結晶分 光器 ）で二 回，11.7

1.3

Bragg 反 射 さ せ る こ と で ， 単 色 X 線 に す る こ と が で きる。この単色 X 線を用いると鮮明な回折像を得ることが放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6 ● 285(C) 2019 The Japanese Society for Synchrotron Radiation ResearchFig. 1

Two synchrotron X-ray topography conˆgurations; (a) Transmission Laue conˆguration and (b) Re‰ection
Bragg conˆguration.

できる。モノクロメーターを通った後の高い単色性，狭いTable 2

X 線光子エネルギー幅は DE/E～1/10000で，実験室系のComparison of Xray topography over cross-sectionaltransmission electron microscopy as crystal-defect observation technique.

1 / 1000 ～ 1 / 100 倍になる。また入射 X 線に対するモノクX 線トポグラフィー

ロメーター結晶の角度を微妙に変えると，単色 X 線の光子エネルギー（波長）を変化させることができる。

光子エネルギー

一方，入射側の光路からモノクロメーターははずし，白色 X 線でトポグラフィー観察を行うこともある。白色 X線は波長が連続なので，試料結晶の周囲の歪による濃淡の影響を受けやすく回折像はやや不鮮明になるが，結晶中の欠陥を漏れなく観察することができるという特徴がある。

光子エネルギー幅
解像度
試料配置

透過 Laue 配置（ Fig. 1 ( a )）は， X 線を試料表面から入1.5 GeV(SAGAL の場合)
単色
白色

1 ～ 2 mm
透過（奥行方向全体)
反射（表面近傍)

断面 TEM

100～1000 keV

単色0.1 nm
透過（100 nm 程度)

射して，裏面に透過してきた回折光を撮像する配置であ

試料準備

非破壊

破壊（薄片化)り，反射 Bragg 配置（ Fig. 1 ( b )）は，通常の薄膜 X 線回転位密度＜104 cm－2＞106 cm－2

折法のように， X 線を試料表面から出射された回折光をg ベクトルによる転位可能の b ベクトルの同定撮像する配置である。透過 Laue 配置では，結晶の奥行方可能向の全ての欠陥が観察できるのに対し，反射 Bragg 配置は，表面から X 線の侵入長の分の深さにある欠陥のみを観察できる。試料結晶を X 線が透過できるか，透過でき方，断面 TEM 観察は，高解像度であり原子の格子像までないか，つまり X 線侵入深さと試料厚さの大小関係によ得られるが，その反面，視野が狭く，薄片試料の奥行がって，透過 Laue 配置か反射 Bragg 配置を決める。

10 mm で観察幅が 100 mm と仮定すると，欠陥密度は 105

結晶欠陥の観察技術としての X 線トポグラフィーの位cm－2 以上が必要である。近年の高温高圧合成ダイヤモン

置づけを，透過電子顕微鏡（ TEM ）観察と比較してみる

ド単結晶や EFG 成長 b 型 Ga2O3 単結晶は，欠陥密度が（ Table 2 ）。 X 線トポグラフィーのコントラストは， TEM102～ 104 cm－2 の範囲にあるため，断面 TEM 観察より X観察と同様に，欠陥の周辺に広がる歪によるものである。

線トポグラフィー観察の方が適している。また TEM 観察

X 線トポグラフィーでは，得られる画像の寸法は試料ので は ， 試 料 の 薄 片 化が 必 要 で あ る が ， X 線 ト ポグ ラ フ実寸と同程度で，解像度は X 線フィルムの画素の大きさィーではその必要がない。

（ 1 mm 程度）で決まるので，およそ欠陥密度が 104 cm－2

ところで X 線トポグラフィーでは，TEM 観察と同様に，以下の結晶で，個々の欠陥を判別することができる。他

X 線回折の g ベクトルと転位のバーガーズ(b)ベクトルと286 ● 放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6トピックス ■ パワー半導体デバイス応用を目指したダイヤモンド，酸化ガリウムのシンクロトロン X 線トポグラフィー観察の内積が g  b ＝ 0 を満たす時，コントラストが消滅する（単色 X 線，透過 Laue 配置）を示す3) 。 Fig. 2 ( a )は g ＝現象（ g  b 消滅則）がある。そのため，転位を複数の g

22̃0 で， Fig. 2 ( b )は g ＝ 220 である。 X 線光子エネルギーベクトル条件で観察し，バーガーズ(b)ベクトルを決定す（波長）は11.71 keV（1.06 Å）である。X 線は種結晶側のるという解析法を用いる。また X 線トポグラフィーで( 001̃ )面から入射，成長表面側の( 001)面から出射し，入は，結晶試料の角度を変えて撮像できるため，画像を三次，出射角度は50°という条件で観察した。
射角度は24.4°

元に処理することで，転位を立体的に観察し，転位の伝搬

Fig. 3 に Fig. 2 のスケッチを示すが，線状のコントラス方向の t ベクトルを決めることができる。そのようにしてトは 転位 によ るコン トラ ストで あり， 数十 本観察 され決定された b ベクトルと t ベクトルとの関係から，転位のる 3) 。 こ の X 線 ト ポ グ ラ フ ィ ー 像 は ， 成 長 表 面 で あ るタイプ，つまりらせん，刃状，混合を決定することができ(001)面から，やや斜めに撮像しているが，それによるとる。

転位は成長方向に沿って伝搬していることが確認できる。

3. 実験方法
3.1

ダイヤモンド

観察したダイヤモンド試料は，転位密度の低い種結晶か図中の領域 B は(001)成長セクターであるが，その中の転位は，ほぼ成長方向の[001]方向に伝搬している。転位は転位エネルギーを最小にするために，成長方向に伝搬する傾向がある。転位には， g ＝ 22̃0 で見えるが， g ＝ 220 ではら高温高圧（HPHT）法により合成された(001)面方位の消失する転位，逆に g＝22̃0で消失するが g＝220で見える

IIa 型のダイヤモンド単結晶の板状試料（寸法， 5.4 × 5.3転位，いずれの g ベクトル条件でも見える転位に分類で× 0.7 mm3 ）である。成長結晶を( 001 )面方位に沿って板きる。 bg 消滅則から，各々の転位のバーガーズベクトル状に切り出し，その両面を研磨加工して板状試料にしたもは，b＝a/2[1̃10］，b＝a/2[110］，b＝a/2[101]または a/2のである3) 。 N ， B ， Ni などの不純物濃度は 0.1 ppm 未満[1̃01]または a/2[011]または a/ 2[01̃1]と同定された。いで高純度の結晶を用いた。同様の方法で，無転位の結晶もずれの転位も伝搬方向は t ＝[ 001 ]なので，各々の転位報告しているが4) ，ここでは転位を調べるために，約 50は，刃状転位，刃状転位，混合転位と結論づけることがでcm－2 程度の転位密度の結晶を用いた。ダイヤモンドは Xきる。

線侵深さが試料厚さより十分に長いため，透過 Laue 配置で観察した。
高温高圧法では，種結晶の(001)，(111)，(113)面に垂他方，領域 A は(111)成長セクターであるが，転位は成長面に垂直に[ 1̃1̃2 ]方向に転位は伝搬している。 Fig. 2 ( a )の g ＝ 22̃0 では見えるが， Fig. 2 ( b ) g ＝ 220 では消失するこ

直方向に成長が進むが，それぞれの成長領域を( 001 )，とから，b＝a/2[1̃10]と決定できる。また t＝[1̃1̃2]から，(111)，(113)成長セクターと呼ぶ5)。試料結晶は透明なの刃状転位だとわかる。領域 C は(1̃1̃0)成長セクター，領域で，肉眼では成長セクターは識別できないが，紫外線で励D は( 11̃1̃)成長セクター，領域 E は( 1̃11)成長セクターで起したフォトルミネッセンス（ PL ）法で試料結晶を観察あるが，同様である。 Table 3 に各 g ベクトル条件での，すると， B ドナー N アクセプタ複合体（濃度，0.1 ppm

転位コントラストの出現，消滅の実験結果と転位の伝搬方未満）による青緑色の発光の濃淡から成長セクターを明瞭

向 t，さらに同定した b ベクトルと転位のタイプをまとめに識別できる。具体的には，（111)セクターは不純物濃度

る3)。

が高いため，明るい青緑色になり，（001)成長セクターは

本節では，転位密度が低い高温高圧合成ダイヤモンド単不純物濃度が低いため，暗いコントラストになる。その発結晶の転位について，実験結果と解析方法を示したが，積光強度は(111)＞(001)＞(113)の順となる5)。

層欠陥も X 線トポグラフィーで観察することができ，我Fig. 2 にダイヤモンド単結晶の X 線トポグラフィー像々は積層欠陥の欠陥ベクトル f を，fg 消滅則を用いて，ショックレー型ですべり面の(111)面に平行に存在することを明らかにしている6,7)。また X 線トポグラフィー

Fig. 2

X-ray topography projection image of the HPHT-single
crystal (001) diamond viewed from the seed side for (a) g＝22̃0 and (b) g＝220. The sample size is 5.4×5.3×0.7 mm3.
The image surface is misoriented by 14.0°from the sample
surface.

Fig. 3

Sketches of X-ray topography projection image (Fig. 2) ofthe HPHT single crystal diamond (001) with (a) g＝22̃0 and(b) g＝220.

放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6 ● 287

Summary of properties and types of dislocations in diamond. g is the diŠraction vector, b is the Burgers vector, and t is the dislocation vector.

Table 3GroupA

BC

D

EgImagecontrast

22̃0220

visibleinvisible

2̃20visible2̃2̃0

invisible

22̃0visible

220

invisible2̃202̃2̃0visible
invisible

22̃02202̃202̃2̃0

invisible
visibleinvisible
visible22̃02202̃20visible
visiblevisible2̃2̃0visible

22̃0220

visibleinvisible

2̃20visible2̃2̃0

invisible

22̃0220

invisible
visible2̃202̃2̃0invisible
visible22̃0invisible2202̃202̃2̃0visible
invisible
visiblebGrowthsector

tDislocation
typea[1̃10]
2(111)[111]～[331]edgea[1̃10]2(001)

[001]

edge

a[110]
2(001)

[001]

edge

(001)

[001]

mixed

a[1̃10]2(1̃1̃1)[1̃1̃1]～[3̃3̃1]

edgea[110]
2(11̃1̃)[11̃1̃]～[33̃1̃]edgea[110]2(1̃11)[1̃11]～[3̃31]

edgeaa[101] or[1̃01] or
22aa[011] or[01̃1]
22で高温アニールにより積層欠陥の不完全転位が運動し，積長できるため，b 型と同様に結晶成長やデバイス研究開発

層欠陥が消失する現象8)を観察している。他方，X 線トポが進んでいる15)。a 相ではミスト CVD 法16)，HVPE 法17)

グラフィー観察から CVD ダイヤモンドは，一般に高温高によるエピタキシャル成長が報告されている。

圧合成ダイヤモンドより転位密度が高く，転位が束になる傾向があるが明らかになっている9,10)。

本稿では b 相の結晶の観測例を示す。 Fig. 4 に( 010 )面から見た b 相酸化ガリウムの結晶構造を示す18)。b 相酸化ガリウムは単斜系の結晶構造をもつ。格子定数は a＝3.2酸化ガリウム

1.223 nm，b＝0.304 nm，c＝0.580 nm で，角度は a＝g＝酸化ガリウム（Ga2O3）は融液成長が可能で，成長速度だが，b＝103.7°である19)。
90°を高くでき，低コスト化が可能である。現在 Edge-De-Fig. 5 に EFG 法で育成した(2̃01)面方位 b 型酸化ガリウ

ˆned Film-Fed Growth (EFG）法11)と Vertical Bridgeman

ム結晶の X 線トポグラフィー像を示す20)。［010]方向に伸（VB）法12,13)などでバルク結晶を成長できる。またエピタびる棒状の明るいコントラストはボイド（空洞）欠陥であキシャル成長としては Halideる21,22)。これは b 型酸化ガリウムに特徴的な欠陥で，空洞

VaporPhase

Epitaxy（HVPE）法14)が行われている。
酸化ガリウムは，a, b, g, d, e 相があり，その中で熱力学的に最も安定なのは b 相である。その他に，準安定だは[0±10]方向の両端は閉じていて，基板結晶を貫通するほど長くはないので，( 010 )面の縦型 SBD 特性には影響を与えないことがわかっている23)。

がサファイアと同じコランダム型構造の a 型がある。a 型

他に，矢印で示した[010]方向に伝搬する転位と白丸では大口径で高品質なサファイア基板上にエピタキシャル成

示した点状の転位が観測されるが，いずれも， g ＝ 625̃ と288 ● 放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6

トピックス ■ パワー半導体デバイス応用を目指したダイヤモンド，酸化ガリウムのシンクロトロン X 線トポグラフィー観察

Table 4The Burgers vectors of dislocations in the (001) and (2̃01)
EFG bGa2O3 single crystal.

Dislocation(2̃01) surface

DiŠraction
vector gImagecontrast

6 2 5̃

Visible6 0 5̃

Invisible

12 0 0Invisible

1 1 7̃

VisibleBurgers
vector, b〈010〉

4. おわりにFig. 4(color online) Atomic structure of the (01̃0) bGa2O3 surface: (a) unit cell, (b) atomic arrangement in a crystal. The(01̃0) surface is bilaterally symmetric to the (010) surface.
In (b), the unit cell is surrounded by dotted lines.

本稿では，ポスト GaN ， SiC のパワー半導体として注目されるダイヤモンドと酸化ガリウム結晶のシンクロトロン X 線トポグラフィーの研究例を紹介した。高温高圧合成ダイヤモンド単結晶では成長方向に伝搬する転位が観察され，転位のバーガーズベクトルは， g  b 消滅則から解析し，刃状転位，および混合転位と同定した。
他方，b 型酸化ガリウムでは，EFG 結晶では，［010]方向に延びるボイド欠陥，［010]方向に並ぶ転位列が観察された。その EFG 結晶基板の上に HVPE 成長したエピタキシャル膜では，下地のボイド欠陥の端から成長方向に伝搬する転位と，下地の転位がそのまま引き継がれた転位が観察された。gb 消滅則から b＝[010]と同定した。
謝辞
低転位密度の高圧高温合成ダイヤモンド結晶試料をご提供いただいた角谷均氏（住友電工）， b 型酸化ガリウム結晶，エピ膜をご提供いただいた倉又朗人氏，佐々木公平氏

Fig. 5

X-ray topography image of b-Ga2O3 (2̃01) with (a) g＝625̃,(b) g＝605̃, (c) g＝1200, and (d) g＝117̃.

（ノベルクリスタルテクノロジー）に感謝申し上げます。
X 線トポグラフィーでご指導いただいた石地耕太朗氏，川戸清爾氏（九州シンクロトロン光研究センター（SAGALS））に感謝いたします。欠陥評価について，ご議論いた
g＝117̃ では見えるが， g＝ 605̃，g＝ 12,00では消失していだいた上田修氏（明治大），花田賢志氏（現あいちシンク

ることから， g  b 消滅則から転位のバーガーズベクトルロトロン），大島孝仁氏（現フロスフィア）に感謝申し上は b ＝[ 010 ]と同定できた。前者の転位の伝搬方向は t ＝げます。本研究は，当研究室の学生達，森林君（現 NTT[010]なので螺旋転位21)，後者は紙面に垂直な方向に伝搬ファシリティーズ）の忍耐強い実験と解析が無ければ得らしているので刃状転位24) もしくは混合転位と決定した。

れませんでした。この場を借りて御礼を申し上げます。本

Table 4 に b 型酸化ガリウムで観察された転位の種類と特研究の一部は NEDO ，科研費，マツダ財団，九州経済産性をまとめる20)。

業局の支援を頂きました。

これまでの転位などの欠陥とデバイス特性の研究から，参考文献（ 010 )面ではボイド欠陥は縦型 SBD 特性に影響は与えな
いが，転位は影響を与えること，( 001 )，( 2̃01)面での転位は SBD 特性に影響を与えないことが分かっている20)。
EFG 結 晶 で は ， 成 長 方 向 が [ 010 ] 方 向 の た め ， 転 位 が[ 010]方向に伝搬しており，転位は( 010 )面では貫通するが，(001)や(2̃01)では貫通しないためと考えられる。

例えば M. Kasu: Jpn. J. Appl. Phys. 55, 01AA01 (2016).
Ishiji, S. Kawado and Y. Hirai: Phys. Status Solidi A 208,2516 (2011).
3) M. Kasu, R. Murakami, S. Masuya, K. Harada and H.
Sumiya: Appl. Phys. Express 7, 125501 (2014).
4) H. Sumiya and K. Tamasaku: Jpn. J. Appl. Phys. 51, 090102(2012).

1)
2)

放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6 ● 289

5)
6)
7)
8)
9)

10)
11)

12)

13)
14)

M. Kasu: Progress in Crystal Growth and Characterizationof Materials 62, 317 (2016).
S. Masuya, K. Hanada, T. Uematsu, T. Moribayashi, H.
Sumiya and M. Kasu: Jpn. J. Appl. Phys. 55, 040303 (2016).
S. Masuya, K. Hanada, T. Moribayashi, H. Sumiya and M.
Kasu: J. Crystal Growth 468, 439 (2017).
S. Masuya, K. Hanada, T. Oshima, H. Sumiya and M. Kasu:
Dia. Rel. Mater. 75, 155 (2017).
M. P. Gaukroger, P. M. Martineau, M. J. Crowder, I. Friel,
S. D. Williams and D. J. Twitchen: Dia. Rel. Mater. 17, 262(2008).
S. Masuya and M. Kasu: Dia. Rel. Mater. 90, 40 (2018).
A. Kuramata, K. Koshi, S. Watanabe, Y. Yamaoka, T.
Masui and S. Yamakoshi: Jpn. J. Appl. Phys. 55, 1202A2(2016).
K. Hoshikawa, E. Ohba, T. Kobayashi, J. Yanagisawa, C.
Miyagawa and Y. Nakamura: J. Cryst. Growth 447, 36(2016).
E. Ohba, T. Kobayashi, M. Kado and K. Hoshikawa: Jpn. J.
Appl. Phys. 55, 1202BF (2016).
K. Nomura, K. Goto, R. Togashi, H. Murakami, Y.
Kumagai, A. Kuramata, S. Yamakoshi and A. Koukitu: J.
Cryst. Growth 405, 19 (2014).

15)
16)
17)
18)
19)
20)
21)
22)

23)

24)

S. Fujita, M. Oda, K. Kaneko and T. Hitora: Jpn. J. Appl.
Physics 55, 1202A3 (2016).
M. Oda, K. Kaneko, S. Fujita and T. Hitora: Jpn. J. Appl.
Phys. 55, 1202B4 (2016).
Y. Oshima, K. Kawara, T. Shinohe, T. Hitora, M. Kasu andS. Fujita: Appl. Phys. Lett. Mater. 7, 022503 (2019).
J. Ahman,°G. Svensson and J. Albertsson: Acta Crystallogr.,
Sect. C 52, 1336 (1996).
S. Geller: J. Chem. Phys. 33, 676 (1960).
S. Masuya, K. Sasaki, A. Kuramata, S. Yamakoshi, O. Uedaand M. Kasu: Jpn. J. Appl. Phys. 58, 055501 (2019).
K. Nakai, T. Nagai, K. Noami and T. Futagi: Jpn. J. Appl.
Phys. 54, 051103 (2015).
K. Hanada, T. Moribayashi, K. Koshi, K. Sasaki, A.
Kuramata, O. Ueda and M. Kasu: Jpn. J. Appl. Phys. 55,1202BG (2016).
M. Kasu, K. Hanada, T. Moribayashi, A. Hashiguchi, T.
Oshima, T. Oishi, K. Koshi, K. Sasaki, A. Kuramata and O.
Ueda: Jpn. J. Appl. Phys. 55, 1202BB (2016).
O. Ueda N. Ikenaga, K. Koshi, K. Iizuka, A. Kuramata, K.
Hanada, T. Moribayashi, S. Yamakoshi and M. Kasu: Jpn. J.
Appl. Phys. 55, 1202BD (2016).

著者紹介
嘉数

誠

佐賀大学大学院理工学研究科 教授
E-mail: kasu＠cc.saga-u.ac.jp
専門半導体結晶成長，デバイス，特にワイドギャップ半導体［略歴］
1990 年京都大学大学院博士課程修了，博士（工学）。日本電信電話株式会社物性科
学基礎研究所研究員を経て， 2011 年 10 月より現職。その間，ウルム大学客員研究員，パリ第13大学客員教授，宇宙科学研究所客員教授。現在，佐賀大学海洋エネルギー研究センター教授（併任），産業技術総合研究所クロスアポイントメントフェ
ロー，武漢大学客員教授。

290 ● 放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6

桝谷聡士
ノベルクリスタルテクノロジー 研究員
E-mail: s.masuya＠novelcrystal.co.jp
専門半導体結晶成長，結晶構造評価［略歴］
2019 年佐賀大学大学院工学系研究科博士後期課程修了，博士（工学）。 2019 年 4 月より現職。

トピックス ■ パワー半導体デバイス応用を目指したダイヤモンド，酸化ガリウムのシンクロトロン X 線トポグラフィー観察

Synchrotron X-ray topography observation of
diamonds and gallium oxides:
Towards power semiconductor device applications
Makoto KASU

Department of Electrical and Electronic Engineering, Saga University, Honjo-machi,
Saga 8408502

Satoshi MASUYA

Department of Electrical and Electronic Engineering, Saga University, Honjo-machi,
Saga 8408502

Abstract

Recently, diamond and gallium oxide semiconductors, which possess much wider bandgap thansilicon carbide and gallium nitrides, are developing rapidly. To improve device performance,
characterization of defect properties are very important. We have observed and analyzed crystal
defects in these semiconductor materials by Synchrotron X-ray topography technique. Here, we
describe the defect observation and analysis techniques by Synchrotron X－ray topography technique.

放射光 Nov. 2019 Vol.32 No.6 ● 291