Source: https://patents.google.com/patent/JP5479888B2/en
Timestamp: 2019-05-27 11:50:14
Document Index: 719483082

Matched Legal Cases: ['Application No. 60', 'Application No. 11', 'Application No. 10', 'Application No. 11', 'Application No. 6', 'application No. 11', 'Application No. 10']

JP5479888B2 - How to controllably doped aluminum nitride bulk crystal - Google Patents
How to controllably doped aluminum nitride bulk crystal Download PDF
JP5479888B2
JP5479888B2 JP2009503043A JP2009503043A JP5479888B2 JP 5479888 B2 JP5479888 B2 JP 5479888B2 JP 2009503043 A JP2009503043 A JP 2009503043A JP 2009503043 A JP2009503043 A JP 2009503043A JP 5479888 B2 JP5479888 B2 JP 5479888B2
JP2009503043A
JP2009532313A (en
モーガン，ケネス，イー．
ショウォルター，レオ，ジェイ
スラック，グレン，エイ．
クリスタル アイエス インコーポレイテッド
2006-03-30 Priority to US78739906P priority Critical
2006-03-30 Priority to US60/787,399 priority
2007-03-30 Application filed by クリスタル アイエス インコーポレイテッド filed Critical クリスタル アイエス インコーポレイテッド
2007-03-30 Priority to PCT/US2007/007980 priority patent/WO2007123735A1/en
2009-09-10 Publication of JP2009532313A publication Critical patent/JP2009532313A/en
2014-04-23 Publication of JP5479888B2 publication Critical patent/JP5479888B2/en
C01B21/0722—Preparation by direct nitridation of aluminium
C04B2235/723—Oxygen content
本出願は、２００６年３月３０日出願の米国仮出願第６０／７８７３９９号の利益及び優先権を主張するものであり、その開示内容全体は参照によりここに援用される。 This application claims the benefit of and priority to U.S. Provisional Application No. 60/787399, filed March 30, 2006, the entire disclosure of which is incorporated herein by reference.
政府援助 Government assistance
本発明は、米国標準技術局（ＮＩＳＴ）によって付された番号７０ＮＡＮＢ４Ｈ３０５１の下、米国政府の援助を受けてなされたものである。 The present invention is, under the number 70NANB4H3051, labeled by National Institute of Standards and Technology (NIST), which has been made in the assistance of US Government. 米国政府は、本発明に関する所定の権利を有する。 The United States Government has certain rights in the invention.
半導体材料は、広い範囲にわたる制御可能な光学的及び電気的特性、例えば導電性を示す。 Semiconductor materials exhibit controllable optical and electrical properties over a wide range, for example, conductivity. このような制御は、ドーパント、つまり半導体材料の結晶格子内に導入され、電子（負電荷）又は正孔（正電荷）の源として働く不純物の使用によって可能となる。 Such control, the dopant, that is introduced into the crystal lattice of the semiconductor material, made possible by the use of an impurity that acts as a source of electrons (negative charge) or holes (positive charge). 制御可能なドーピング（制御されたドーピング）によって、広範な半導体デバイス、例えば、発光ダイオード（ＬＥＤ）、レーザ及びトランジスタの製造を可能にする。 By a controllable doping (controlled doping), broad semiconductor devices, for example, a light emitting diode (LED), allow the production of the laser and the transistor.
窒化物ベースの半導体、例えば窒化ガリウム（ＧａＮ）及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）は、技術的に極めて重要であり、それは１つには、広いバンドギャップを有するためである。 Nitride based semiconductor, such as gallium nitride (GaN) and aluminum nitride (AlN) is technically very important, it is in part because of having a wide band gap. 前記材料の制御可能で且つ再現性のあるドーピングによって、短い波長、つまり、青色、紫色及びさらには紫外波長でで光を発する発光デバイス、例えばＬＥＤ及びレーザの製造が可能となる。 Doping with a controllable and reproducible of the material, shorter wavelengths, i.e., blue, purple and even becomes possible to produce light emitting devices, for example, an LED and a laser that emits light in at ultraviolet wavelengths. さらに、ｎ型及びｐ型窒化物は、高出力及び／又は高温での応用に適したトランジスタの製造において利用することができる。 Further, n-type and p-type nitride can be used in the manufacture of a transistor suitable for high power and / or high temperature applications. ｎ型半導体では、電子の濃度は、正孔の濃度よりも極めて高く、よって、電子が多数キャリアであり、導電性を支配する。 The n-type semiconductor, the electron concentration is much higher than the concentration of holes, thus, electrons are majority carriers, dominate conductivity. これに対し、ｐ型半導体においては、正孔が導電性を支配する。 In contrast, in the p-type semiconductor, holes dominate conductivity.
ＡｌＮは、室温で６．１電子ボルト（ｅＶ）という比較的大きなバンドギャップを有し、よって、ＡｌＮのためのドーパントであって、バンドギャップにおいて、控えめな不純物（つまりドーパント）濃度のままで高い導電性を容易に実現させるような十分に浅いエネルギー準位を有しているものはほとんどない。 AlN has a relatively large band gap that 6.1 electron volts (eV) at room temperature, thus, a dopant for AlN, the band gap, high remain discreet impurity (i.e. dopant) concentrations those conductivity has a sufficiently shallow energy levels as is readily realized little. よって、技術的に有用な導電性レベルを達成するためには、不純物濃度を比較的高くする必要がある場合が多い。 Therefore, in order to achieve a technologically useful conductive level, it is often necessary to relatively high impurity concentration. 残念なことに、ＡｌＮにおいて高い不純物濃度レベルを達成することは困難となり得る。 Unfortunately, to achieve a high impurity concentration levels in AlN can be difficult. ＡｌＮは通常、極めて高温で成長し、そのため、不都合な不純物及び他の点欠陥の導入を回避しながら高レベルの所望のドーパントを制御して組み込むことは困難である。 AlN is typically grown at very high temperatures, therefore, it is difficult to incorporate and control the high levels of a desired dopant while avoiding the introduction of undesirable impurities and other point defects. このことによって、バンドギャップにおける深い準位が導入されてしまい、この深い準位はは、ドーパントの所望の効果を弱めるものである。 By this thing, deep levels in the band gap will be introduced, this deep level is to weaken the desired effect of dopant. （つまり、不都合な欠陥によって、ドーパント不純物によって導入された電子又は正孔を吸収してしまう深い準位が導入される。）特に、通常の成長条件下では、酸素が、ＡｌＮバンドギャップにおける深い準位を導入するようであり、導電性の結晶を製造したい場合には、これを注意深く制御する必要がある。 (I.e., the undesirable defects, deep level is introduced which absorbs electrons or holes introduced by the dopant impurities.) In particular, under normal growth conditions, oxygen, deep levels in the AlN band gap It appears to introduce a position, if it is desired to produce a crystal of electrically conductive, it is necessary to control carefully the same. よって、ｎ型導電性を有するＡｌＮ薄膜が実施されてはいるものの、大きな導電性結晶を製作することにおいて成功は得難いことが分かっている。 Therefore, although the AlN thin film having n-type conductivity is is being implemented, successful in fabricating a large conductive crystalline has proven difficult to obtain it.
本発明によれば、ドナー又はアクセプタ準位は、完全で且つ化学量論的なＡｌＮ又はＡｌ ｘ Ｇａ １−ｘ Ｎ（式中、０≦ｘ≦１であり、ここではしばしばＡｌＧａＮを指す）格子内で、アルミニウム（Ａｌ）又は窒素（Ｎ）よりも多い又は少ない電子を有する置換型不純物を導入することによって形成される。 According to the present invention, the donor or acceptor level is complete and stoichiometric AlN or Al x Ga 1-x N (where a 0 ≦ x ≦ 1, where often refers to AlGaN) grating an inner, are formed by introducing an aluminum (Al) or nitrogen (N) substitutional impurity having more or fewer electrons than. 電荷補償欠陥、例えばＡｌカチオンサイトにおける空孔（Ｖ Ａｌと表す）若しくはＮアニオンサイトにおける空孔（Ｖ Ｎと表す）、又はドーピング不純物によって形成される自由電荷を捕捉する深い準位を有する不純物を回避し、しかしより一般的に言えば、その密度を低くするか又は活性を低くすることが望ましい。 Charge compensation defects, impurities having a deep level such as (expressed as V N) vacancies in holes (expressed as V Al) or N anion site in the Al cation site, or to capture the free charges formed by the doping impurities avoiding, however, more generally, it is desirable to lower the or activity to lower its density. Ａｌ又はＮとほぼ同じ直径を有する原子を使用し、局所的な歪みを回避するために、ドーパントは、好ましくは、周期表の上部分から選択される。 Using atomic having substantially the same diameter as the Al or N, in order to avoid local strain, the dopant is preferably selected from the upper portion of the periodic table. Ａｌサイトに対する選択肢は、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、亜鉛（Ｚｎ）、炭素（Ｃ）及びケイ素（Ｓｉ）を含み、一方、Ｃ、Ｓｉ及び酸素（Ｏ）が、Ｎサイトに対しての可能な選択肢である。 Alternative to Al site, beryllium (Be), magnesium (Mg), zinc (Zn), containing carbon (C) and silicon (Si), whereas, C, Si and oxygen (O) is, with respect to N sites it is possible choices. Ａｌより２つ電子が少ないドーパント、例えばリチウム（Ｌｉ）も、Ａｌサイトに導入可能であれば、ｐ型ＡｌＮ及びＡｌＧａＮを形成するために使用することができる。 Al 2 two more electrons is small dopant, for example, even a lithium (Li), introduced if the Al site, can be used to form a p-type AlN and AlGaN.
残念なことに、上述のように、ドーパントによってドナー又はアクセプタ準位を形成することは、一般に、ＡｌＮのような材料においては難しい。 Unfortunately, as described above, to form a donor or acceptor level by dopant is generally difficult in the material such as AlN. ＡｌＮにおける大抵のドーパントによるエネルギー準位レベルは、エネルギーバンドギャップにおいて比較的深い傾向があり、そのため、高濃度のドーパントを使用しない場合に妥当な導電性レベルを達成することが難しい。 Energy level level by most of the dopant in the AlN, there is relatively deep trend in the energy band gap, therefore, it is difficult to achieve reasonable conductivity level when not using a high concentration of dopant. さらに、ワイドバンドギャップのＡｌＮ結晶は、電荷補償空孔欠陥、例えばＶ Ａｌ又はＶ Ｎを形成する傾向を有している。 Furthermore, AlN crystal of the wide band gap has charge compensation vacancy defects, the tendency to form e.g. V Al or V N.
したがって、第１の側面では、本発明は、多結晶ＡｌＮを形成する方法を特徴とする。 Accordingly, in a first aspect, the invention features a method of forming a polycrystalline AlN. 様々な態様で、Ａｌ含有ペレットを坩堝内に供給し、このペレットを所定の反応温度及び反応圧力で窒素ガスと反応させ、ほぼ化学量論的な多結晶ＡｌＮセラミックスを形成する。 In various embodiments, supplying Al-containing pellet in a crucible, the pellets are reacted with nitrogen gas at a predetermined reaction temperature and reaction pressure, to form a near stoichiometric polycrystalline AlN ceramics. このペレットは、本質的にＡｌからなっていてよく、反応温度は、約１９００℃〜約２２００℃の範囲内にあってよい。 The pellets are essentially well consist Al, the reaction temperature may be in the range of about 1900 ° C. ~ about 2200 ° C.. ペレットは、Ｓｉであってよいドーパント種の、約１２重量％より低くてよい第１の濃度を有する。 Pellets of which may be the dopant species is Si, having a first concentration may be lower than about 12 wt%. 一態様では、多結晶ＡｌＮセラミックスは、ドーパント種の第２の濃度を有する。 In one embodiment, the polycrystalline AlN ceramic has a second concentration of the dopant species. この第２の濃度は、約１２重量％より低くてよい。 The second concentration may be lower than about 12 wt%. 反応温度は、約１６００℃〜約２２００℃の範囲内にあってよく、反応圧力は、約１バール〜約６０バールの範囲内にあってよい。 The reaction temperature may be in the range of about 1600 ° C. to about 2200 ° C., the reaction pressure may be in the range of from about 1 bar to about 60 bar.
本発明の態様は、以下の特徴の１つ以上を有していてよい。 Aspect of the present invention may have one or more of the following features. 多結晶ＡｌＮセラミックスの酸素濃度は、約４００百万分率（ｐｐｍ）より小さいか又は１００ｐｐｍより小さくてよい。 Oxygen concentration in the polycrystalline AlN ceramics may about 400 parts per million (ppm) less than smaller or 100 ppm. 実質的に全てのペレットが反応して、多結晶ＡｌＮセラミックスを形成することができる。 Substantially all of the pellets reaction, it is possible to form a polycrystalline AlN ceramics. 少なくとも１つの追加的なＡｌ含有ペレットを坩堝内に供給して、上記反応温度及び上記反応圧力で窒素ガスと反応させることができ、これにより、多結晶ＡｌＮセラミックスの体積が増加する。 At least one additional Al-containing pellet was fed into the crucible, it can be reacted with nitrogen gas at the reaction temperature and the reaction pressure, thereby, the volume of polycrystalline AlN ceramic is increased.
一態様では、多結晶ＡｌＮセラミックスを、結晶成長エンクロージャ内に、結晶成長エンクロージャの第１の端部で供給し、形成温度で昇華させ、結晶成長エンクロージャの第２の端部でＡｌＮ単結晶を形成する。 In one embodiment, the polycrystalline AlN ceramics, the crystal growth enclosure, and supplying at a first end of the crystal growth enclosure, sublimed formation temperature, forming the AlN single crystal at the second end of the crystal growth enclosure to. 形成温度は、約２０００℃〜約２７５０℃の範囲内であってよい。 Forming temperature may be in the range of about 2000 ° C. ~ about 2750 ° C.. ＡｌＮ単結晶の酸素濃度は、約４００ｐｐｍより小さく、約１００ｐｐｍより小さく、又は約４．５×１０ １９ ／ｃｍ ３より小さくてよい。 Oxygen concentration in the AlN single crystal is less than about 400 ppm, less than about 100 ppm, or less than about 4.5 × 10 19 / cm 3. ＡｌＮ単結晶の熱伝導性は、約２５０ワット・パー・メートル・ケルビン（Ｗ／ｍＫ）より大きくてよい。 Thermal conductivity of the AlN single crystal may be greater than about 250 watt per-meter-Kelvin (W / mK). 多結晶ＡｌＮセラミックスは、ＡｌＮ単結晶内に第１の濃度で存在していてよいドーパント種を含んでいてよい。 Polycrystalline AlN ceramics may include a first or dopant species present at a concentration in the AlN single crystal. ドーパント種はＳｉであってよく、第１の濃度は約１０ １６ ／ｃｍ ３より大きくてよい。 Dopant species may be Si, the first concentration may be greater than about 10 16 / cm 3. ＡｌＮ単結晶は、室温で約１０ −４ Ω −１ ｃｍ −１より大きい導電性を有していてよい。 AlN single crystal may have about 10 -4 Ω -1 cm -1 conductivity greater than at room temperature. 坩堝の少なくとも一部は、ＡｌＮ単結晶の形成中、多結晶ＡｌＮセラミックスに隣接し且つそれと接触していてよい。 At least a portion of the crucible, during formation of the AlN single crystal, may be in contact adjacent to and with it the polycrystalline AlN ceramic.
第２の側面では、本発明は、ドープされたＡｌＮウェハを形成する方法を特徴としている。 In a second aspect, the present invention features a method of forming a doped AlN wafer. 様々な態様で、ＡｌＮ及びドーパント種を含む単結晶ウェハを供給し、ウェハをアニールして前記ドーパント種を電気的に活性化する。 In various embodiments, to supply a single crystal wafer containing AlN and a dopant species to electrically activate the dopant species and annealing the wafer. このドーパント種はＳｉを含んでいてよい。 The dopant species may contain Si. アニールにより、単結晶ウェハ中において、アルミニウム空孔の濃度（密度）を減少させることができるか、又は窒素空孔の濃度（密度）を増大させることができる。 Annealed by, in a single crystal wafer, or can reduce the concentration of aluminum vacancies (density), or nitrogen vacancies can increase the concentration (density) of the. 一態様では、アニールのステップは、所定のアニール温度及びアニール窒素圧力で行われ、このアニール窒素圧力は、前記アニール温度でアルミニウムからＡｌＮを形成するのに必要な窒素圧力の約２倍より小さくてよい。 In one embodiment, the step of annealing is performed at a predetermined annealing temperature and annealing nitrogen pressure, the annealing nitrogen pressure is less than about 2 times the nitrogen pressure required to form the AlN of aluminum by the annealing temperature good. アニール窒素圧力は、前記アニール温度でアルミニウムからＡｌＮを形成するのに必要な窒素圧力の約２倍より小さい、つまり約０．１ミリバール（ｍｂａｒ）〜約５バールの範囲内であってよい。 Annealing the nitrogen pressure, the approximately 2-fold less than the nitrogen pressure required to form AlN from aluminum annealing temperature may range i.e. about 0.1 millibar (mbar) ~ about 5 bar. アニール温度は、約１９００℃より高くてよい。 The annealing temperature may be higher than about 1900 ° C.. アニール後、単結晶ウェハは、室温で約１０ −４ Ω −１ ｃｍ −１より大きい、又は約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きい導電性を有していてよい。 After annealing, the single crystal wafer, may have greater than about 10 -4 Ω -1 cm -1, or about 10 -2 Ω -1 cm -1 conductivity greater than at room temperature.
第３の側面では、本発明は、ＡｌＮウェハを形成する方法を特徴としている。 In a third aspect, the present invention features a method of forming an AlN wafer. 様々な態様で、ドープされていないＡｌＮを含み且つ第１の導電性を有する単結晶ウェハを提供し、この単結晶ウェハを周囲雰囲気中で（in an ambient）所定のアニール温度及びアニール圧力でアニールし、アニール後、単結晶ウェハは第１の導電性より大きな第２の導電性を有する。 In various embodiments, it provides a single crystal wafer and having a first conductivity comprises undoped AlN, annealing the single crystal wafer in ambient atmosphere (in an ambient) predetermined annealing temperature and annealing pressure and, after annealing, the single crystal wafer has a larger second conductive than the first conductivity. アニール温度は、約１７００℃〜約２２００℃の範囲内にあってよく、アニール圧力は、約２バール〜約３０バールの範囲内にあってよい。 The annealing temperature may be in the range of about 1700 ° C. to about 2200 ° C., annealing pressure may be in the range of from about 2 bar to about 30 bar. 周囲雰囲気は、窒素及び少なくとも１つの不活性ガスから本質的になっていてよく、不活性ガスはアルゴンであってよい。 The ambient atmosphere may consist essentially of nitrogen and at least one inert gas, the inert gas may be argon. 周囲雰囲気中の窒素の圧力は、第１の温度でアルミニウムからＡｌＮを形成するのに必要な窒素圧力より大きくてよい。 The pressure of nitrogen in the ambient atmosphere may be greater than the nitrogen pressure required to form AlN from aluminum at a first temperature. 第２の導電性は、室温で約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きくてよい。 Second conductive may be greater than about 10 -2 Ω -1 cm -1 at room temperature.
さらに別の側面では、本発明は、約１００マイクロメートル（μｍ）より大きな厚み、約１ｃｍ ２より大きな断面積、及び室温で約１０ −４ Ω −１ ｃｍ −１より大きな導電性を有するＡｌＮ単結晶を特徴としている。 In yet another aspect, the present invention provides greater thickness than about 100 micrometers ([mu] m), larger cross-sectional area than about 1 cm 2, and the AlN single having a large conductivity than about 10 -4 Ω -1 cm -1 at room temperature It is characterized by a crystal. ＡｌＮ単結晶は、置換型ドーパント種を含んでいてよく、ｎ型導電性を示していてよい。 AlN single crystals may include a substitutional dopant species may indicate the n-type conductivity. この置換型ドーパント種は、ＩＶ族元素を含んでいてよく、Ｓｉであってよい。 The substitutional dopant species may comprise a group IV element may be Si. ＡｌＮ単結晶は、ＡｌＮ及び窒素空孔から本質的になっていてよい。 AlN single crystal may consist essentially of AlN and nitrogen vacancies. 厚みは、約２００μｍより大きくてよく、約２ミリメートル（ｍｍ）より大きくてもよい。 The thickness may be greater than about 200 [mu] m, may be greater than about 2 millimeters (mm). 導電性は、室温で約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きくてよく、ＡｌＮ単結晶の熱伝導性は、約２５０Ｗ／ｍＫより大きくてよい。 Conductivity may be greater than about 10 -2 Ω -1 cm -1 at room temperature, thermal conductivity of the AlN single crystal may be greater than about 250 W / mK.
図面では、同様の参照番号は、異なる図面を通じて一般化して同じ部分を示す。 In the drawings, like reference numerals refer to like parts and generalized throughout the different views. また、図面は、必ずしも縮尺通りとはなっておらず、拡大されており、発明の原理を例示する上で概括的に示されている。 Further, figures are not necessarily to scale, are enlarged and are indicated generally in terms of illustrating the principles of the invention. 以下の説明では、本発明の様々な態様を、図面を参照しながら説明する。 In the following description, various aspects of the present invention will be described with reference to the drawings.
本発明の態様の実施のための代表的な環境を図１に示す。 Representative environment for implementation of the embodiment of the present invention shown in FIG. ＡｌＮ結晶は、米国特許出願第１１／５０３，６６０号明細書に記載されている昇華−再凝縮法（sublimation-recondensation method）によって形成することができ、この特許文献は参照によりここに援用される。 AlN crystal sublimation are described in U.S. Patent Application No. 11 / 503,660 - can be formed by re-condensation method (sublimation-recondensation method), this patent is incorporated herein by reference . 結晶成長エンクロージャ１００は、蒸気混合物１１０、ＡｌＮ結晶１２０及び多結晶源１３０を含んでおり、炉１４０によって取り囲まれている。 Crystal growth enclosure 100 includes a vapor mixture 110, AlN crystal 120 and polycrystalline source 130 is surrounded by the furnace 140. 一態様では、結晶成長エンクロージャ１００はタングステンを含む。 In one embodiment, crystal growth enclosure 100 includes tungsten. 別の態様では、その開示内容全体が参照によりここに援用されている米国特許出願第１０／８２２，３３６号明細書に記載されているように、結晶成長エンクロージャ１００は、タングステン−レニウム合金、レニウム、炭素、炭化タンタル、窒化タンタル、炭窒化タンタル、窒化ハフニウム、タングステン及びタンタルの混合物、又はそれらの組合せを含む。 In another aspect, as described in U.S. Patent Application No. 10 / 822,336 Pat the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, the crystal growth enclosure 100 includes tungsten - rhenium alloys, rhenium , carbon, tantalum carbide, tantalum nitride, tantalum carbon nitride, hafnium nitride, a mixture of tungsten and tantalum, or combinations thereof.
蒸気混合物１１０は、結晶成長エンクロージャ１００の一方の端部で多結晶源１３０を加熱することによって生じ、より温度の低いもう一方の端部でＡｌＮ結晶１２０に融合する。 Vapor mixture 110 is caused by heating one end portion in the polycrystalline source 130 of the crystal growth enclosure 100, fused to AlN crystal 120 at a low more temperature other end. 多結晶源１３０は、セラミックス材料であってよく、ＡｌＮを含むか又はそれから本質的になっていてよく、少なくとも１つの侵入型又は置換型ドーパントをさらに含んでいてよい。 Polycrystalline source 130 may be a ceramic material, may AlN or consist containing consist essentially, it may further comprise at least one interstitial or substitutional dopant. ＡｌＮ結晶１２０は単結晶であってよく、侵入型又は置換型ドーパントの有限の濃度を含んでいてよい。 AlN crystal 120 may be a single crystal, it may include a finite concentration of interstitial or substitutional dopant. さらなる処理で、ＡｌＮ結晶１２０をドープしてそれに所望の電気的特性を付与するようにドーパントを電気的に活性化することができる。 In further processing, it is possible to electrically activate the dopant to the AlN crystal 120 is doped to impart the desired electrical properties thereto. ここに記載の全ての態様で、ＡｌＮ結晶１２０は、ガリウム（Ｇａ）も含むことができ、これによりＡｌ ｘ Ｇａ １−ｘ Ｎ結晶が得られる。 In all embodiments described herein, AlN crystal 120 may also include gallium (Ga), thereby Al x Ga 1-x N crystals are obtained. 例えば、Ｇａは多結晶源１３０に添加することができ、その場合、結晶はＡｌ ｘ Ｇａ １−ｘ Ｎとして融合する。 For example, Ga may be added to the polycrystalline source 130, in which case the crystals fused as Al x Ga 1-x N. このような場合、結晶は約５０％より大きなＡｌ濃度を有していてよい。 In this case, the crystal may have a greater Al concentration than about 50%. ＡｌＮ結晶１２０は、約０．１ｍｍより大きな厚み及び約１ｃｍより大きな直径を有していてよい。 AlN crystal 120 may have a larger diameter than the large thickness and about 1cm than about 0.1 mm. 直径は、約２ｃｍより大きくてもよい。 The diameter may be greater than about 2 cm. ＡｌＮ結晶１２０は単結晶であってよい。 AlN crystal 120 may be a single crystal.
ＡｌＮ結晶１２０の製造及びそれに続く製造のプロセスの詳細に戻る前に、ＡｌＮ結晶１２０のための（及びつまりは多結晶源１３０のための）ドーパント種の選択、並びに所望の特性を有する様々な種類の多結晶源１３０を製造するための技術（例えばドーパント及び純度濃度）について、確実な議論を記述する。 Before returning to details of the production and manufacturing process subsequent to AlN crystal 120, (and that is, for the polycrystalline source 130) dopant species selected for AlN crystal 120, as well as various types having the desired characteristics for polycrystalline source 130 producing techniques for the (e.g. dopant and purity concentration) describes a secure discussion.
ドーパントの選択 本発明によれば、ドープされたＡｌＮ結晶１２０を形成する第１のステップは、どの不純物又は不純物対が、小さな活性化エネルギーを有するドナー又はアクセプタ中心（donor or acceptor centers）を生成することができるかを特定することである。 According to dopant selection present invention, a first step of forming a doped AlN crystal 120, which impurity or impurities pair generates a donor or acceptor centers with small activation energy (donor or acceptor centers) it is to identify whether it is. Ａｌサイトに対しては、適切な単一元素ドナーはＩＶ族元素、例えばＳｉ、Ｇｅ及び／又は遷移元素、例えばＴｉ、Ｖ等であってよく、Ｎサイトに対しては、ＶＩ族元素、例えばＯ及び／又はＳをドナーとして使用することができる。 For Al sites, appropriate single element donor group IV elements such as Si, Ge and / or transition elements, such as Ti, may be a V or the like, for the N sites, VI group elements, e.g. O and / or S can be used as a donor. 侵入型サイトであれば、より軽い元素、例えばＨ又はＬｉが適切なドナーとなり得る。 If interstitial sites, lighter elements, such as H or Li can be a suitable donor. ドナー及びアクセプタの両方が同じ副格子に組み込まれている、分子不純物による共ドープの場合には、その開示内容全体が参照によりここに援用される米国特許出願第１１／６３３，６６７号明細書に記載されているように、前記不純物、例えばＢｅＳｉＮ ２ 、ＺｎＳｉＮ ２ 、ＭｇＳｉＮ ２ 、ＬｉＳｉ ２ Ｎ ３及びＡｌ ２ ＯＣが考えられる。 Both the donor and acceptor is incorporated into the same sublattice, in the case of co-doping by molecular impurities, U.S. Patent Application No. 11 / 633,667 Pat the entire disclosure of which is incorporated herein by reference as described, the impurity, e.g. BeSiN 2, ZnSiN 2, MgSiN 2 , LiSi 2 N 3 and Al 2 OC are contemplated. これらの全ての手法では、望ましくは、バルク結晶成長プロセス中に、結晶内への不純物の制御された導入が必要である。 In all these approaches, desirably, in the bulk crystal growth process, it is necessary controlled introduction of impurities into the crystal. ２つの別の考え得るドーパントの製造スキームは、核変換ドーピング（nuclear-transmutation doping）及びドーパントの結晶表面からの内部拡散（indiffusion of the dopant from the crystal surface）である。 Preparation scheme of two different possible dopants are transmutation doping internal diffusion from (nuclear-transmutation doping) of and dopant crystal surface (indiffusion of the dopant from the crystal surface). しかし、これらの２つの手法は、約２ｍｍを超える厚みを有するバルク結晶ではより困難となることがあり、それというのは、実施するためには拡散時間が過度に長くなり、必要とされる注入エネルギーも過度に大きくなり得るからである。 However, these two approaches may become more difficult in the bulk crystal having a thickness of greater than about 2 mm, because it diffusion time becomes too long to implement is required injection energy is also because can become excessively large. よって、本発明は、好ましくは、バルク結晶成長中に導入されるドーパントを利用する。 Accordingly, the present invention preferably utilizes a dopant introduced into the bulk crystal growth.
次のステップは、適切なドーパント、つまり２３３０℃までの温度（この温度でタングステン坩堝は共晶反応に曝される）での又は別の坩堝が使用される場合にはそれより高い温度での昇華−再凝縮成長プロセスに耐え得るものを選択することである。 The next step is sublimated in a suitable dopant, i.e. the temperature is higher than when the or another crucible at temperatures up to 2330 ° C. (tungsten crucible at this temperature is exposed to eutectic reaction) is used - it is to select those which withstand the recondensation growth process. （その開示内容全体が参照によりここに援用される米国特許出願第６，７１９，８４３号明細書は、ＡｌＮバルク単結晶の成長のための他の可能な坩堝材料について記載している。）ＡｌＮ及びＡｌ ｘ Ｇａ １−ｘ Ｎの薄いエピタキシャル膜中では、Ｓｉが浅いドナーとなることが見出された。 (U.S. Patent Application No. 6,719,843, the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, describes other possible crucible material for the growth of AlN bulk single crystal.) AlN and the Al x Ga 1-x N thin epitaxial film has been found that Si is shallow donors. ＳｉドープされたＧａＮでは、室温で１×１０ ２０ ／ｃｍ ３までのｎ型キャリア濃度が達成された。 In Si-doped GaN, the n-type carrier concentration of up to 1 × 10 20 / cm 3 at room temperature was achieved. Ｓｉが約１×１０ １８ ／ｃｍ ３を超えるまで低下することが観察されており、つまり、ドーパントが高密度であるために、導電性は、温度とは無関係になっていることが観察された。 Si has it been observed that drops to more than about 1 × 10 18 / cm 3, that is, since the dopant is as high, conductivity, it has become independent of the temperature was observed . ＳｉドープされたＡｌＮでは、得られる最大室温キャリア濃度が約２×１０ ２０ ／ｃｍ ３であることが分かった。 In Si-doped AlN, it was found that the maximum room temperature carrier concentration obtained is about 2 × 10 20 / cm 3. 以下の議論は、ＡｌＮ中のＳｉ溶解度及びその電気的活性を制限する因子、並びに結晶成長のための意義を記述する。 The following discussion, factor limiting the Si solubility and its electrical activity in AlN, and describes the significance for crystal growth.
Ａｌ及びＳｉの共有半径は極めて類似している。 Sharing radius of Al and Si are very similar. ＡｌＮでは、Ａｌ−Ｎの平均結合距離は１．８９Åである。 In AlN, the average bond length AlN is 1.89A. よって、Ｓｉ原子は、前記窒化物においてはＡｌ原子より約１０％小さい。 Therefore, Si atoms are about 10 percent smaller than the Al atoms in the nitride. 擬二元系であるＡｌＮ−Ｓｉ ３ Ｎ ４では、１つの三元化合物Ｓｉ ３ Ａｌ ５ Ｎ ９が知られている。 In AlN-Si 3 N 4 is a pseudo-binary system, one ternary compound Si 3 Al 5 N 9 are known. これは、酸素の存在下でのみ不純物として存在し得る。 This may be present as an impurity only in the presence of oxygen. 室温又はより高い温度でＡｌＮ中のＳｉ ３ Ｎ ４ （又はＳｉ ３ Ｎ ４中のＡｌＮ）の固溶度限界はいくらか不確実である（以下に説明する）が、ＡｌＮのドーピングに対し有利な濃度が実現可能であり、且つＡｌＮのバルク結晶成長のために必要な温度で安定であることを示す十分な証拠がある。 Solid solubility limit of Si 3 N 4 in AlN (or Si 3 AlN of N 4) at room temperature or higher temperature is somewhat uncertain (described below) is advantageous concentration to doping of AlN there can be realized, and there is sufficient evidence to show that it is stable at temperatures required for bulk crystal growth of AlN.
ＳｉでドープされたＡｌＮが、良好な青色発光、フォトルミネセンス及びカソードルミネセンスを呈示することが示された。 Doped AlN with Si is good blue light emission, it is presented photoluminescence and cathodoluminescence was shown. そして、この結果は、ＳｉでドープされたＡｌＮ中のＳｉ／Ａｌ原子比として定義されるｒの上限のいくつかの研究を促した。 Then, this result has prompted some research of the upper limit of r, which is defined as the Si / Al atomic ratio in the AlN doped with Si. 典型的な溶解度の挙動と同様に、温度が上昇するとＡｌＮ中のＳｉ ３ Ｎ ４の溶解度が増大することが予測される。 Like the typical behavior of solubility, as the temperature increases the solubility of Si 3 N 4 in AlN is expected to increase.
制御された不純物濃度を有するＡｌＮセラミックスの形成 注意深く制御された（潜在的な深い準位の不純物、例えば酸素を排除することを含む）不純物濃度を有するＡｌＮを含む多結晶源１３０を利用することによって、制御可能な電気的及び光学的性質を有するＡｌＮの成長が可能となる。 Controlled formed carefully controlling the AlN ceramics having an impurity concentration (potential deep level impurities, for example, include to exclude oxygen) by utilizing polycrystalline source 130 comprising AlN having an impurity concentration , it is possible to grow AlN having electrical and optical properties can be controlled. 一般に、酸素は、知られた汚染物質であり、市場で購入可能な最も純度の高いＡｌＮ材料は、０．３重量％（３，０００重量ｐｐｍ）を超えるレベルで酸素不純物を有する。 Generally, oxygen is known pollutants, most purity AlN material available on the market, has an oxygen impurity at a level of more than 0.3 wt% (3,000 wt ppm). 汚染されたＡｌＮ上で、アルミニウムの酸化物の蒸気圧は、Ａｌ又はＮ ２の蒸気圧より極めて高いので、市販の粉体は、清浄なＮ ２雰囲気中で２，０００℃程度にまで加熱することによって純化することができる。 In contaminated on AlN, the vapor pressure of aluminum oxide, so much higher than the vapor pressure of Al or N 2, a commercially available powder, heated to about 2,000 ° C. in a clean atmosphere of N 2 it can be purified by. 残念なことに、汚染された粉体は、加熱サイクル中に焼結し、焼結体内に残留酸素が捕捉される際に密になる傾向がある。 Unfortunately, it contaminated powder, sintered during the heating cycle, residual oxygen in the sintered body tends to become dense when it is captured. 別の手法は、ＡｌＮが炉中のより温度の低い場所で再凝縮するように、Ｎ ２雰囲気中で温度勾配下で、汚染されたＡｌＮを昇華する（つまり、Ａｌ及びＮ ２分子を一致蒸発させる（congruently evaporate））ことである。 Another approach, as AlN is recondensed at a lower temperature location in the furnace, under a temperature gradient in an N 2 atmosphere, sublimating contaminated AlN (i.e., matching evaporated Al and N 2 molecules make (congruently evaporate)) that is. アルミニウム酸窒化物は、さらにより低い温度で凝縮するので、より高純度のＡｌＮセラミックスが、アルミニウム酸窒化物から物理的に分離される。 Aluminum oxynitride, since condense even lower temperatures, higher purity AlN ceramic is physically separated from the aluminum oxynitride. このプロセスは、より高純度のＡｌＮを得る上で有用であるが、時間がかかり、また、正当な蒸発速度を得るには炉を２２００℃を超える温度で運転する必要があるので、高温炉を犠牲にしなくてはならない。 This process is useful in obtaining a higher purity of AlN, time consuming, also because in order to obtain a reasonable rate of evaporation it is necessary to operate the furnace at temperatures above 2200 ° C., a high-temperature furnace It must be sacrificed. さらに、この方法によって、４００ｐｐｍ未満の酸素不純物濃度を有するＡｌＮを得ることは難しく、それは、おそらくはＡｌＮ結晶中の酸素の溶解度に起因している。 Furthermore, by this method, it is difficult to obtain an AlN having an oxygen impurity concentration of less than 400 ppm, it is presumably due to the solubility of oxygen in the AlN crystal.
ここで、酸素濃度は、好ましくは、St. Joseph, MichiganのLECO Corporationから入手可能なTCH600 Oxygen Determinator、中性子放射分析（Neutron Activation Analysis）技術又はダイナミック二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）によって測定される。 Here, the oxygen concentration is preferably, St. Measurements Joseph, available from LECO Corporation of Michigan TCH600 Oxygen Determinator, neutron radiation analysis (Neutron Activation Analysis) techniques or dynamic secondary ion mass spectrometry (SIMS). 市場で入手可能なLECO測定は、酸素の影響を受けやすいＡｌＮの標準の非不活性雰囲気での試料（の表面汚染）の取り扱いで、少なくとも２００重量ｐｐｍの検出限界まで信頼性がある。 LECO measurements available on the market, in the handling of the sample (surface contamination) in a non-inert atmosphere of oxygen-sensitive AlN standard, reliable detection limit of at least 200 wt ppm. さらに、中性子放射は、多結晶セラミックス材料について、少なくとも１００ｐｐｍまでの検出限界が可能であることが見出された。 Further, neutron radiation, the polycrystalline ceramic material, has been found to be possible detection limit up to at least 100 ppm. 単結晶試料については、正確な酸素測定値はダイナミックＳＩＭＳによって行うが、アイソトープ注入技術を使用して調整でき、これにより、測定値の有効性が確実になる。 The single crystal sample, accurate oxygen measurements are performed by dynamic SIMS, it can be adjusted using the isotope infusion techniques, thereby, the effectiveness of the measurement is ensured. これらの全ての測定技術は、困難であることが知られており誤って低い測定値をもたらし得るグロー放電質量分析（ＧＤＭＳ）と比べて好ましい。 All measurement techniques of these are preferable in comparison with the known and incorrectly can lead to low measurement glow discharge mass spectrometry to be difficult (GDMS).
制御可能な不純物を有するＡｌＮを製作するさらに効果的な手法は、高純度窒素中で、高純度Ａｌ金属又は所望の不純物のみでドープされたＡｌ金属を反応させることである。 More efficient technique to fabricate an AlN with controllable impurities, high purity nitrogen, is to react a high-purity Al metal or doped Al metal only desired impurity. その開示内容全体が参照によりここに援用されるSlack and McNeIIy, J. Crystal Growth 34, 263（1976）では、窒素中で直接的にＡｌを燃焼させる試みにおける問題を記載している。 Slack and McNeIIy the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, J. in Crystal Growth 34, 263 (1976), describes the problems in an attempt to directly burn the Al in nitrogen. より詳細には、大気圧でＡｌが反応し、これにより、未反応のＡｌ金属の周りに保護皮層が形成して反応が停止してしまう。 More specifically, Al reacts with atmospheric pressure, whereby the reaction was protective skin layer around the Al metal unreacted form will stop. 反応を持続させるために極めて高い窒素圧を使用することが実証されている（その開示内容全体が参照によりここに援用されるM. Bockowski, A. Witek, S. Krukowski, M. Wroblewski, S. Porowski, RM Ayral-Marin, and JC Tedenac, Journal of Material Synthesis and Processing, 5, 449 （1997））。 M. Bockowski overall very high using nitrogen pressure has been demonstrated (the disclosure in order to sustain the reactions which are incorporated herein by reference, A. Witek, S. Krukowski, M. Wroblewski, S. Porowski, RM Ayral-Marin, and JC Tedenac, Journal of Material Synthesis and Processing, 5, 449 (1997)). しかし、反応後のＡｌＮは粉体を形成し、空気に曝すと急速に汚染されてしまう。 However, AlN after the reaction the powder is formed and thus is quickly contaminated when exposed to air. 制限された表面積を有する密なＡｌＮ材料を形成することがさらにより望ましく、これにより、ＡｌＮ製品を、汚染させることなくより容易に取り扱うことができる。 Even more desirable to form a dense AlN material with limited surface area, which allows the AlN product, can be handled more easily without contaminating.
その開示内容全体が参照によりここに援用されるSlack及びMcNelly（J. Crystal Growth 42, 560 （1977））による前述のペレット投下作業では、Ａｌペレットを、ＲＦ加熱炉中で約１８５０℃にまで加熱される熱分解窒化ホウ素（ｐＢＮ）の坩堝中に投下する。 Its Slack entire disclosure of which is incorporated herein by reference and McNelly In (J. Crystal Growth 42, 560 (1977)) by the above-described pellets dropped work, heating the Al pellets, up to about 1850 ° C. in an RF oven is the dropping in the crucible of pyrolytic boron nitride (pBN). 個々のＡｌのペレットは、迅速に反応し、比較的高純度のＡｌＮを形成する。 Pellets of each of Al, rapidly react to form a relatively high purity AlN. Slack及びMcNellyは、約１重量％過剰のＡｌ及び約４００ｐｐｍの残余酸素汚染を有するＡｌＮを得た。 Slack and McNelly got AlN having a residual oxygen contamination of about 1 wt% excess Al and about 400 ppm. ＡｌＮが形成された後には、ｐＢＮ坩堝を機械的に取りし、得られたＡｌＮを、窒素雰囲気中で温度勾配中で昇華させる必要がある。 After the AlN is formed, and takes a pBN crucible mechanically, resulting AlN and needs to be sublimed in a temperature gradient in a nitrogen atmosphere. Slack及びMcNellyは、最後のステップ（ＡｌＮ多結晶材料の昇華及び再凝縮）を使用し、過剰のＡｌを０．１％未満に低減した。 Slack and McNelly uses the last step (sublimation and re-condensation of AlN polycrystalline material) with reduced excess Al less than 0.1%. この昇華及び再凝縮ステップは、７０グラムのＡｌＮ製品に対して、１２〜２４時間かかることが報告されている。 The sublimation and re-condensation step, with respect to 70 g AlN product, it has been reported that take 12 to 24 hours. それによれば、ペレット投下法によって、得られたＡｌＮ多結晶材料を昇華及び再凝縮する余分なステップなしにＡｌＮ結晶成長のために直ちに使用することができる、制御可能なドーパント濃度（ドーパントを含まず、それによりＡｌＮが高純度を有するものを含む）を有するＡｌＮ多結晶材料が製造される。 According to this, the pellet dropping method, free of can be immediately used, controllable dopant concentration (dopant for AlN crystal growth without extra steps to sublimation and re-condensation of the resultant AlN polycrystalline material , whereby AlN is AlN polycrystalline material having included) those having a high purity is produced. さらに、得られたＡｌＮ多結晶材料の酸素汚染はより少ない。 Furthermore, the oxygen contamination of the obtained AlN polycrystalline material less. 本発明の態様は、好ましくは、１）ＡｌＮ多結晶材料と反応しない、２）後続の多結晶材料からのＡｌＮ単結晶の昇華−再凝縮成長の際に、ＡｌＮ多結晶材料上に残っていてよい坩堝材料を利用する。 Aspect of the present invention, preferably, 1) does not react with AlN polycrystalline material, 2) sublimation of the AlN single crystal from the subsequent polycrystalline material - when recondensation growth, and remain on AlN polycrystalline material to use the good crucible material.
ケイ素で高ドープされたＡｌＮは、窒素雰囲気中で約１８５０℃で１バール以上の圧力でＡｌ−Ｓｉ合金を燃焼させることによって製造することができる。 Highly doped AlN in silicon can be produced by burning the Al-Si alloy at 1 bar pressure above about 1850 ° C. in a nitrogen atmosphere. １８７５℃で、Ｓｉ ３ Ｎ ４のＮ ２解離圧は約１バールであり、よって、１バールにおける燃焼温度の好ましい上限を設定することができ、それはＳｉ ３ Ｎ ４の形成は高いＳｉ濃度で起こるからである。 At 1875 ° C., N 2 dissociation pressure the Si 3 N 4 is about 1 bar, thus, it is possible to set a preferred upper limit of the combustion temperature in 1 bar, it forms the Si 3 N 4 occurs at higher Si concentrations it is from. このようにして、いくつかの又は全てのＳｉが、ＡｌＮ格子に捕捉される。 In this way, some or all of Si are trapped in the AlN lattice.
Ａｌ−Ｓｉ相図に、金属Ａｌ中でのＳｉの最高平衡固溶度が、５７７℃で１．５９原子％であることが示されている。 The Al-Si phase diagram, the maximum equilibrium solid solubility of Si in a metallic Al has been shown to be 1.59 atomic% at 577 ° C.. この液体合金を急冷すると、はるかにより多くのＳｉが、Ａｌ金属中の固溶体中に捕捉され得る。 When rapidly cooling the liquid alloy, many Si much more can be trapped in solid solution in the Al metal. 実際、高純度のＳｉでドープされたＡｌは、３．５％までのＳｉ濃度で購入することができるが、Ａｌ中のより高い濃度のＳｉは、Ａｌ及びＳｉの溶融混合物の急冷によって得られると考えられる。 In fact, Al doped with high purity Si, which can be purchased at a Si concentration of up to 3.5%, Si of a higher concentration in the Al is obtained by rapid cooling of the molten mixture of Al and Si it is conceivable that.
制御されたドーパント濃度を有する多結晶ＡｌＮ材料を形成することについて、以下に２つの例を挙げる。 For forming a polycrystalline AlN material with a controlled dopant concentration, two examples below.
ドープされた高密度ＡｌＮ多結晶材料の製造 Production of the doped high density AlN polycrystalline material
図２Ａ及び２Ｂを参照すると、高濃度の少なくとも１つの置換型ドーパントを組み込む多結晶源の形成において炉２００を利用している。 Referring to FIGS. 2A and 2B, utilizing the furnace 200 in the formation of polycrystalline source incorporating a high concentration of at least one substituted dopant. 炉２００は、Ａｌを含む又は本質的にＡｌからなるペレットを坩堝２２０内に投下するペレット装填機構２１０を含む。 Furnace 200 includes a pellet loading mechanism 210 to drop the pellets consisting of comprising or essentially Al and Al in the crucible 220. 一態様では、ペレットは、１つ以上のドーパント種でドープされていてよい。 In one embodiment, the pellets may be doped with one or more dopant species. 一態様では、ペレット中のドーパント濃度は、１２重量％未満である。 In one embodiment, the dopant concentration in the pellets is less than 12 wt%. 坩堝２２０は、底部プラグ２３０及び巻き付け箔（foil wrap、巻き付けシート）２４０を含む。 Crucible 220 includes bottom plug 230 and the foil wrap (foil wrap, wrapping sheet) 240. 底部プラグ２３０は、例えば約０．６２５インチの直径及び約０．５インチの高さを有するほぼ円筒形をしていてよい。 Bottom plug 230 may have substantially a cylindrical shape having a diameter and a height of about 0.5 inches to about 0.625 inches, for example. 底部プラグ２３０は、タングステン（Ｗ）若しくは他のＡｌＮに対して不活性な高融点材料を含むか又はそれから本質的になっていてよい。 Bottom plug 230, tungsten (W) or it contains an inert refractory material or from it against the other AlN may consist essentially. 巻き付け箔２４０は、底部プラグ２３０の周りに巻き付けられ、これにより、上部で開放され底部では底部プラグ２３０によってシールされた円筒が形成される。 Foil wrap 240 is wrapped around the bottom plug 230, thereby, cylinder sealed is formed by a bottom plug 230 is opened at the top bottom. 巻き付け箔２４０は、Ｗ、若しくは他のＡｌＮに対して不活性な高融点材料を含むか又はそれから本質的になっていてよく、約０．００１インチの厚みを有していてよい。 Foil wrap 240, W, or to the other AlN may consist essentially of either or include an inert refractory material, it may have a thickness of about 0.001 inches. 一態様では、巻き付け箔２４０は、底部プラグ２３０の周りに複数回巻き付けられていてよく、例えば、三層の巻き付け箔２４０が、底部プラグ２３０の周りにＷ箔が３回巻き付けられることによって形成される。 In one embodiment, foil wrap 240 may have wrapped several times around the bottom plug 230, for example, three layers of foil wrap 240, W foil is formed by being wound three times around the bottom plug 230 that. 巻き付け箔２４０は、少なくとも１つのワイヤ２５０によって所定の場所に保持され、ワイヤ２５０は、タングステン−レニウム合金（例えば、２５％レニウム）を含む又はそれから本質的になっており、約０．０１インチの厚みを有していてよい。 Foil wrap 240 is held by at least one wire 250 in place, the wire 250 is a tungsten - rhenium alloys (e.g., 25% rhenium) have become essentially therefrom or containing, in about 0.01 inches it may have a thickness.
坩堝２２０は、サセプタ２６０内に且つ坩堝スタンド２７０の上に配置されている。 The crucible 220, and is disposed on the crucible stand 270 to the susceptor 260. サセプタ２６０も坩堝スタンド２７０も、Ｗを含むか又は本質的にそれからなっていてよい。 The susceptor 260 also crucible stand 270 also may consist it or essentially containing W. 坩堝漏斗部２８０は、坩堝２２０の上部開口の上に設けられており、モリブデン（Ｍｏ）を含むか又は本質的にこれからなっている。 Crucible funnel 280 is provided on the upper opening of the crucible 220, which is or essentially now comprising molybdenum (Mo). 坩堝漏斗部（crucible funnel）２８０は、ペレット装填機構２１０から坩堝２２０内へとペレットを方向付けする形状を有している。 Crucible funnel (crucible funnel) 280 is shaped to direct pellets from the pellet loading mechanism 210 into the crucible 220 inside.
炉２００は、絶縁材２９２で取り囲まれている１つ以上の加熱要素２９０によって抵抗加熱される。 Furnace 200 is resistively heated by one or more heating elements 290 are surrounded by insulating material 292. 加熱要素２９０は、約２３００℃までの温度に加熱することができ、炉２００は、約６０バールまでの圧力で運転することができる。 The heating element 290 may be heated to temperatures of up to about 2300 ° C., the furnace 200 can be operated at a pressure of up to about 60 bar. 例示的な態様では、炉は、約１０バールまでの圧力で運転される。 In an exemplary embodiment, the furnace is operated at a pressure of up to about 10 bar. 一般に、圧力を上昇させた場合、ドーパント種又はその化合物の蒸発を制限することによって、高濃度のドーパントを多結晶源１３０（後述する）内に組み込むことが可能となる。 In general, when increasing the pressure, by limiting the evaporation of dopant species or a compound thereof, it is possible to incorporate a high concentration of dopant of polycrystalline source 130 (described later). 例えば、Ｓｉをドーパントとして使用する場合、高い炉の圧力は、Ｓｉ ３ Ｎ ４の形態でＳｉが蒸発することを実質的に防止することができる。 For example, when using Si as a dopant, the high furnace pressure can be substantially prevented that Si is vaporized in the form of Si 3 N 4. 底部入口２９４から炉２００内へのガス流は、上部出口２９６を通って排気される。 Gas flow from the bottom inlet 294 into the furnace 200 is exhausted through the upper outlet 296. ガスは、窒素又は窒素及び３％水素の混合物（つまりフォーミングガス）を含むか又は本質的それからなっており、ガスフィルタ（図示せず）によってフィルタリングされ、酸素、水蒸気及び炭化水素のような汚染物質のレベルは１０十億分率（ｐｐｂ）未満まで低減される。 Gas mixture of nitrogen or nitrogen and 3% hydrogen (i.e. forming gas) has become or essentially therefrom including, filtered by gas filter (not shown), oxygen, contaminants such as water vapor and hydrocarbons the levels are reduced to less than 10 parts per billion (ppb). 上部漏斗部２９８は、ペレット装填機構２１０を坩堝漏斗部２８０に接続している。 Upper funnel 298 connects the pellet loading mechanism 210 to crucible funnel 280.
ドープされた多結晶源１３０を形成するために、ペレットは、望ましくは、ペレット装填機構２１０内への装填のための準備の際に清浄にされる。 To form a doped polycrystalline source 130, the pellets are desirably cleaned in preparation for loading into pellet loading mechanism 210. ペレットは、好ましくは、自動式の処理を容易にするために（後述する）、全て同様のサイズ及び形状を有する。 Pellets, preferably, (described below) to facilitate the process of automatic, having all the same size and shape. まず、ペレットを、異常な形状を有するペレット又は小さな屑を除去するために篩分けする。 First, pellets, sieved to remove pellets or small debris having an abnormal shape. 次に、ペレットを約２０分間、蒸留水中で超音波によって洗浄する。 Next, pellets of about 20 minutes, washed by ultrasonic in distilled water. 続いて、ペレットを、室温で約２分間、フッ化水素酸（ＨＦ）及び硝酸（ＨＮＯ ３ ）の混合物中に浸漬する。 Subsequently, the pellet, about 2 minutes at room temperature, immersed in a mixture of hydrofluoric acid (HF) and nitric acid (HNO 3). 最後に、ペレットを蒸留水中で濯ぎ、また、メタノール中で数回濯ぎ、さらに、ペレット装填機構２１０内に充填する前には不活性雰囲気中で保存することができる。 Finally, rinse the pellet in distilled water and rinsed several times with methanol, further comprising, prior to filling into the pellet loading mechanism 210 may be stored in an inert atmosphere. ドープされた又はドープされていないＡｌペレットを洗浄することによって、一貫性のある結果が得られ、ドープされた及びドープされていない多結晶源１３０の両方の製造のための反応に均一な表面酸化（又はその還元層）をもたらすので重要である。 By washing the doped or undoped Al pellet, consistent results are obtained, uniform surface oxidation reactions for both polycrystalline source 130 that is not doped and doped manufacturing (or its reduced layer) is important because it provides a.
坩堝２２０は、炉２００内に装填され、ペレットは、ペレット装填機構２１０内に装填される。 The crucible 220 is loaded into the furnace 200, the pellets are loaded into pellet loading mechanism 210. ペレットが坩堝２２０内に投下されない洗浄サイクルは、多結晶源１３０が形成される実際の反応サイクルの前に行われる。 Wash cycle the pellets are not dropped in the crucible 220 is performed prior to the actual reaction cycle polycrystalline source 130 is formed. 炉２００は、数回（例えば３回）、交互に、フォーミングガスの流れに曝され、排気される。 Furnace 200 is several times (e.g. three times), alternately exposed to a flow of forming gas and evacuated. 加熱要素２９０は約２２００℃に加熱され、これにより、坩堝２２０は約１９５０℃に加熱される。 The heating element 290 is heated to about 2200 ° C., thereby, the crucible 220 is heated to approximately 1950 ° C.. フォーミングガスは、高速で、例えば１分当たり約０．２５リットル（ｌｐｍ）で炉２００を通って流れ、これにより、残余水分が除去され、含まれていた任意のＷ含有成分（空気又は汚染の他の源への曝露のために酸化されていてもよい）が低減される。 Forming gas, high-speed, for example flow through the furnace 200 at about 0.25 liters per minute (lpm), by which, the residual water is removed, any W-containing components contained (air or contaminated may be oxidized to the exposure to other sources) can be reduced. その後、加熱要素２９０を、室温にまで冷却する。 Thereafter, the heating element 290, cooled to room temperature.
次いで反応サイクルが実施され、多結晶源１３０が形成される。 Then the reaction cycle is performed, polycrystalline source 130 is formed. 炉２００は、数回（例えば３回）、交互に、窒素流に曝され、排気される。 Furnace 200 is several times (e.g. three times), alternately exposed to a nitrogen stream, it is evacuated. 反応サイクルは、約１６００℃〜約２２００℃の範囲内の温度で、約１バール〜約６０バールの範囲内の圧力で行われてよい。 Reaction cycles, at a temperature in the range of about 1600 ° C. to about 2200 ° C., may be carried out at a pressure in the range of from about 1 bar to about 60 bar. 一態様では、反応サイクルは、約１０バール未満の圧力で行われる。 In one embodiment, the reaction cycle is carried out at a pressure of less than about 10 bar. 例示的な態様では、約１．５バールの窒素圧力及び約０．２５ｌｐｍの窒素流下で、加熱要素２９０は、約１８００℃（約１６５０℃の坩堝２２０の温度に相当）にまで加熱され、約３時間、その温度に保持される。 In an exemplary embodiment, a nitrogen stream of nitrogen pressure and about 0.25lpm about 1.5 bar, heating element 290 is heated to about 1800 ° C. (corresponding to a temperature of the crucible 220 to about 1650 ° C.), about 3 hours and held at that temperature. ガス流を、１分当たり約５標準立方センチメートル（ｓｅｅｍ）にまで減少させ、ペレットを、ペレット装填機構２１０から、上部漏斗部２９８及び坩堝漏斗部２８０を介して坩堝２２０内へと投下する。 The gas flow was reduced to about 5 standard cubic centimeters per minute (seem), the pellets are dropped from the pellet loading mechanism 210, to via the upper funnel portion 298 and the crucible funnel 280 crucible 220 inside. ペレットは、それぞれ約７２ミリグラムの重さを有していてよく、１分当たり約１個の速度で投下することができる。 Pellets, each may have a weight of about 72 milligrams, may be dropped by about 1 rate per minute. ペレットは、底部プラグ２３０（又は既にその上に形成された多結晶源１３０の一部）上に到達し、溶融され、窒素ガスと反応して多結晶源１３０を形成する。 Pellets, bottom plug 230 reaches the (or already on the part of the formed polycrystalline source 130 thereof) on, is melted to form a polycrystalline source 130 reacts with the nitrogen gas. ペレット内に存在するドーパントは、ペレット中のドーパント濃度及び反応速度によって少なくとも一部が決定される濃度で、多結晶源１３０内に組み込まれる。 Dopant present in the pellets, at a concentration at least partially determined by the dopant concentration and the reaction rate of the pellets is incorporated into polycrystalline source 130. 多結晶源１３０中の極めて高い、例えば約１２重量％までのドーパント濃度は、ペレット中のドーパントの極めて高い濃度を使用すること及び反応炉２００内の窒素圧力を増大させることによってドーパントの蒸発を抑制することによって達成することができる。 Very high in the polycrystalline source 130, for example, the dopant concentration of up to about 12% by weight, suppress evaporation of the dopant by increasing the nitrogen pressure and that the reactor 200 using a very high concentration of the dopant in the pellet it can be achieved by. ペレット装填機構２１０から投下され得られた各ペレットは反応して、多結晶源１３０のサイズ及び体積を増大させる。 Each pellet obtained is dropped from the pellet loading mechanism 210 reacts, increasing the size and volume of polycrystalline source 130. 一態様では、その後、各ペレットが全て反応して、多結晶源１３０が形成される。 In one aspect, then, the pellets are all reacted, polycrystalline source 130 is formed.
反応サイクル後、炉２００（及び多結晶源１３０）を、約１時間にわたり正の窒素圧で約室温に冷却する。 After the reaction cycle, the furnace 200 (and polycrystalline source 130), cooled to about room temperature at a positive nitrogen pressure for about 1 hour. このようにして形成された多結晶源１３０は、約８０グラムまでの重量を有していてよく、低濃度の不純物、例えば酸素、ホウ素及び遷移金属、例えば鉄を含んでいてよい。 Thus polycrystalline source 130 formed may have a weight of up to about 80 grams, a low concentration of impurities, such as oxygen, boron and a transition metal may include, for example, iron. 一態様では、多結晶源１３０の酸素濃度（及び／又は他の不純物の濃度）は、約４００重量ｐｐｍ未満であり、約１００ｐｐｍ未満であってもよい。 In one embodiment, the oxygen concentration in the polycrystalline source 130 (concentration and / or other impurities) is less than about 400 weight ppm, it may be less than about 100 ppm. 多結晶源１３０は、ほぼ化学両論的なＡｌＮ（又はドープされたＡｌＮ）を含む又は本質的にそれからなっており、つまり、約１％を超えない過剰のＡｌを含む。 Polycrystalline source 130 is adapted therefrom comprising or essentially nearly stoichiometric AlN (or doped AlN), that is, containing excess Al is not more than about 1%. ドープされている多結晶源１３０は、ドーパント種、例えばＩＶ族元素（例えばＳｉ又はＣ）、ＩＩ族元素（例えばＢｅ又はＭｇ）又はＶＩ族元素（例えばＯ）を約１２％（重量％）まで含む。 Polycrystalline source 130 is doped, dopant species, for example, a group IV element (e.g., Si or C), until II group elements (e.g. Be or Mg) or VI group elements (e.g., O) about 12% (wt%) including. 形成後、多結晶源１３０は、後続の単結晶ＡｌＮの昇華−再凝縮成長のために直ぐに使用することができ、そのための準備の際には不活性雰囲気内で保存されていてよい。 After formation, the polycrystalline source 130, sublimation subsequent single crystal AlN - can be immediately used for recondensation growth, and may be stored in an inert atmosphere in preparation for it.
高純度且つ高密度ＡｌＮ多結晶材料の製造 Production of high purity and high density AlN polycrystalline material
図３Ａ〜３Ｅを参照すると、反応器３００が、高純度のドープされていないＡｌＮから本質的になる多結晶源１３０の形成において利用されている。 Referring to FIG. 3A to 3E, the reactor 300 is utilized in the formation of polycrystalline source 130 consisting essentially of AlN which is not high purity doped. 反応器３００は、好ましくは、二重壁のステンレス鋼から製造され、水冷されている反応容器３１０を備えている。 The reactor 300 is preferably manufactured from stainless steel double-walled, and a reaction vessel 310 being water cooled. 反応容器３１０は、１平方インチ当たり約４５ポンド（ｐｓｉ）の最大内部ガス圧が可能であることが望ましく、例えばターボポンプ３１１（機械式ポンプ３１２によってバックアップされている）によって約１０ −７ Ｔｏｒｒに排気することができる。 The reaction vessel 310 is desirably 1 are possible maximum internal gas pressure of approximately 45 pounds per square inch (psi), for example, about 10 -7 Torr by a turbo pump 311 (which is backed by a mechanical pump 312) it is possible to exhaust. 供給機構３２０は、反応容器３１０の上部に接続されており、反応容器３１０と同じガス及び圧力で排気及び加圧することができる。 Supply mechanism 320 is connected to the upper portion of the reaction vessel 310 may be pressurized exhaust and pressurized with the same gas and pressure and the reaction vessel 310. 供給機構３２０は、隔離バルブ３２２によって反応容器３１０から隔離することができる。 Supply mechanism 320, can be isolated from the reaction vessel 310 by isolation valve 322. 供給機構３２０から放出されたペレット（高い（例えば、ファイブナインの）純度のドープされていないＡｌから本質的になっていてよく、ほぼ円筒形状を有していてよい）は、上方漏斗部３３２及び下方漏斗部３３４によって坩堝３３０へと方向付けられている。 Pellets discharged from the supply mechanism 320 (high (e.g., may consist essentially of Al undoped Five Nine) purity, substantially may have a cylindrical shape), the upper funnel portion 332 and It is directed into the crucible 330 by the lower funnel portion 334.
坩堝３３０は、底部プラグ３３６及び巻き付け箔３３７を含む。 Crucible 330 includes a bottom plug 336 and the foil wrap 337. 底部プラグ３３６は、例えば約２インチの直径及び約０．５インチの高さを有するほぼ円筒形状であってよい。 Bottom plug 336 may be substantially cylindrical with for example the diameter and height of about 0.5 inches to about 2 inches. 底部プラグ３３６は、Ｗ若しくはＡｌＮに対して不活性な他の高融点材料を含む又はそれから本質的になっていてよい。 Bottom plug 336 may consist essentially comprise or consist of inert other refractory material to W or AlN. 巻き付け箔３３７は、底部プラグ３３６の周りに巻き付けられ、上部で開放され且つ底部で底部プラグ３３６によってシールされている円筒を形成する。 Foil wrap 337 is wrapped around the bottom plug 336 to form a cylinder are sealed by a bottom plug 336 in and bottom are open at the top portion. 巻き付け箔３３７は、Ｗ若しくはＡｌＮに対して不活性な他の高融点の材料を含む又はそれから本質的になっていてよく、約０．００１インチの厚みを有していてよい。 Foil wrap 337 may inert other high melting point material comprises or consist respect W or AlN consist essentially, may have a thickness of about 0.001 inches. 一態様では、巻き付け箔３３７は、底部プラグ３３６の周りに複数回巻き付けられていてよく、例えば、底部プラグ３３７の周りに３回Ｗ箔が巻き付けられることによって、三層の巻き付け箔３３７が形成される。 In one embodiment, foil wrap 337 may have wrapped several times around the bottom plug 336, for example, by being wound three times W foil around the bottom plug 337, three layers of foil wrap 337 is formed that. 巻き付け箔３３７は、ワイヤ３３８によって所定の位置に保持されている。 Foil wrap 337 is held in place by a wire 338. ワイヤ３３８は、タングステン−レニウム合金（例えば２５％レニウム）を含む又はそれから本質的になり、約０．０１インチの厚みを有している。 Wire 338, tungsten - or rhenium alloys (e.g. 25% rhenium) then becomes essentially has a thickness of about 0.01 inches.
坩堝３３０は、反応ゾーン３４０内に且つ坩堝スタンド３４２の上部に配置されている。 Crucible 330, and is disposed on top of the crucible stand 342 in the reaction zone 340. 反応ゾーン３４０及び坩堝スタンド３４２はいずれも、Ｗを含むか又はそれから本質的になっていてよい。 Both reaction zones 340 and crucible stand 342 may consist essentially or consist containing W. 下方漏斗部３３４は、坩堝３３０の開口上に設けられ、Ｗを含む又はそれから本質的になっていてよい。 Lower funnel 334 is provided on the opening of the crucible 330 may consist essentially comprise or consist of W. 下方漏斗部３３４は、ペレットが、供給機構３２０及び上部漏斗部３３２から、坩堝３３０内へと方向付けされるような形状を有している。 Lower funnel 334, pellets, from the feed mechanism 320 and the upper funnel portion 332 has a shape as directed into the crucible 330.
反応器３００は、絶縁材３６０の周りに巻き付けられている誘導加熱コイルを備えている。 The reactor 300 includes an induction heating coil which is wound around the insulating material 360. 絶縁材３６０は、石英のホルダ内に保持されている、Zircar Ceramics, Inc. of Florida, New Yorkから入手可能なバブルアルミナ（bubble almina）を含むか又はこれから本質的になっていてよい。 Insulating material 360 is held in a quartz holder, Zircar Ceramics, Inc. of Florida, or include all available bubble alumina from New York (bubble almina) from which may consist essentially. 誘導加熱コイル３５０は、Mesta Electronics, Inc.of N. Huntingdon, Pennsylvaniaから入手可能な１０ｋＨｚ、２０キロワットの誘導加熱システムであってよく、約２３００℃までの温度に加熱することができる。 Induction heating coil 350, Mesta Electronics, Inc.of N. Huntingdon, may be capable of 10 kHz, 20 kilowatts induction heating system available from Pennsylvania, can be heated to temperatures of up to about 2300 ° C.. 光高温計ポート３６２によって、誘導加熱コイル３５０によって確定される反応ゾーン内の温度の高温測定による測定が可能になる。 The optical pyrometer port 362 allows measurement by pyrometry temperature in the reaction zone is determined by the induction heating coil 350. ３６８でそれぞれ示されている一連のガスタンクからのガスは、底部入口３７０及び／又は上部入口３７２から反応器３００内へと流れる。 Gas from a series of gas tanks are respectively shown in 368, it flows from the bottom inlet 370 and / or the upper inlet 372 to the reactor 300. ガスは、窒素又はフォーミングガスを含む又はそれから本質的になっていてよく、ガスフィルタ３７４によってフィルタリングされ、このフィルタは、例えば酸素、水蒸気及び炭化水素の汚染のレベルを１０ｐｐｂ未満にまで低減する。 Gas may include nitrogen or forming gas or therefrom consist essentially, filtered by gas filter 374, the filter is, for example, to reduce oxygen, the level of contamination of the water vapor and hydrocarbons to less than 10 ppb. 垂直方向駆動部３８０を使用して、坩堝３３０が、誘導加熱コイル３５０によって形成された高温ゾーンの出入りがなされるよう動かされる。 Use vertical driving unit 380, a crucible 330, and out of the hot zone formed by the induction heating coil 350 is moved so as to be made. 従来の制御ステーション３９０は、反応器３００と連結する全ての構成要素のための電気的な制御部及び電源を含む。 Conventional control station 390 includes an electrical control unit and power supply for all components to be connected to the reactor 300.
ドープされていない多結晶源１３０を形成するために、ペレットは、供給機構３２０内に充填されるための準備において洗浄される。 To form a polycrystalline source 130 that is not doped, the pellets are washed in preparation for charged in the feed mechanism 320. まず、ペレットは篩分けされて（水を使用又は使用しないで）、異常な形状のペレット又は小さな屑が取り除かれる。 First, the pellets are screened (without using or using water), pellets or small debris abnormal shape is removed. 次に、ペレットを、約２０分間、超音波によってメタノール中で洗浄し、約７分間、塩化水素酸（ＨＣｌ）中でエッチングし、数回（例えば３回）蒸留水で濯ぐ。 Then, the pellet, about 20 minutes, then washed in methanol by ultrasonic, about 7 minutes, then etched in hydrochloric acid (HCl), several (e.g., 3 times) rinsing with distilled water. さらにメタノール中で約２０分間超音波洗浄を行った後、ペレットをＨＦ及びＨＮＯ ３の混合物中に室温で約２分間、浸漬する。 Further After about 20 minutes ultrasonic cleaning in methanol, about 2 minutes at room temperature the pellet in a mixture of HF and HNO 3, is immersed. 最後に、ペレットを蒸留水で、さらに数回メタノール中で濯ぎ、ペレットはその後直ぐ、供給機構３２０中に装填する前に、不活性雰囲気又は窒素雰囲気中に保存することができる。 Finally, with distilled water and the pellet, further rinsed several times with methanol, the pellets are then immediately prior to loading in the feed mechanism 320 may be stored in an inert atmosphere or nitrogen atmosphere.
坩堝３３０は、反応器３００内に装填され、ペレットは供給機構３２０内に装填される。 The crucible 330 is loaded into the reactor 300, the pellets are loaded into the feed mechanism 320. 反応チャンバ３１０及び供給機構３２０を、例えば約５×１０ −５ Ｔｏｒｒ未満の圧力に排気し、約６ｐｓｉの圧力までフォーミングガスを最充填する。 The reaction chamber 310 and supply mechanism 320, and evacuated to a pressure of for example less than about 5 × 10 -5 Torr, to top fill the forming gas to a pressure of about 6 psi. 窒素（Ｎ ２ ）ガス又はフォーミングガスは、底部入口３７０及び上部入口３７２から反応チャンバ３１０内へ約０．２５ｌｐｍの速度で流入する。 Nitrogen (N 2) gas or forming gas flows at a rate of about 0.25lpm from the bottom inlet 370 and the upper inlet 372 into the reaction chamber 310. ガスの流れは、反応チャンバ３１０中で、ペレットをＡｌＮに変換する（後述する）のに十分な量の窒素を供給する。 The flow of gas in the reaction chamber 310, to convert the pellets into AlN supplies (described later) a sufficient amount of nitrogen to. 誘導加熱コイル３５０は、坩堝３３０を約１９００〜２２００℃に加熱するが、より高い温度を利用することもできる。 Induction heating coil 350 is heated crucible 330 to about 1,900 to 2,200 ° C., it can be used a higher temperature. 好ましい態様では、誘導加熱コイル３５０は、坩堝３３０を約２０００〜２０５０℃まで加熱する。 In a preferred embodiment, the induction heating coil 350 heats the crucible 330 to about from 2,000 to 2,050 ° C.. この範囲の温度は、ペレットが完全に反応して化学量論的なＡｌＮ（未反応のＡｌを約１％で含む）となり、多結晶源１３０内に捕捉されていて光学的な吸収を生させ得る、より高い蒸気圧の不純物を追い出すのに十分であることが見出された。 Temperature in this range (including at Al about 1% unreacted) pellets completely react with stoichiometric AlN, and the trapped polycrystalline source 130 raised the optical absorption have obtain, it has been found to be sufficient to drive off impurities higher vapor pressure. 坩堝３３０での温度は、光高温計ポート３６２による高温測定によって測定することができる。 Temperature in the crucible 330, can be measured by pyrometry by optical pyrometer port 362. 坩堝３３０が所望の温度に達すると、反応器３００内での温度及びガス流の条件は、約３時間の前湿潤（pre-soak）サイクルのために一定に維持される。 When the crucible 330 has reached the desired temperature, the conditions of temperature and gas flow in the reactor 300 is maintained constant for the previous wet (pre-soak) cycles of approximately 3 hours. 前湿潤は、Ａｌペレットの導入前に坩堝３３０及び反応器３００の他の部分の汚染物質、例えば酸化物を洗浄する。 Before wet cleans contaminants other parts of the crucible 330 and the reactor 300 prior to the introduction of Al pellets, for example, oxide.
次に、反応サイクルが実施され、ドープされていない多結晶源１３０が形成される。 Then, the reaction cycle is performed, polycrystalline source 130 that is not doped is formed. ペレットは、供給機構３２０から上部漏斗部３３２及び下部漏斗部３３４を介して坩堝３３０内へと投下される。 Pellets are dropped into the crucible 330 from the supply mechanism 320 via the upper funnel portion 332 and the lower funnel portion 334. ペレットは、それぞれ約０．２３グラムの重量を有し、９０秒毎に約１個の速度で投下されてよい。 Pellet has a weight of about 0.23 grams respectively, may be dropped by about 1 rate every 90 seconds. 供給機構３２０は、実際のペレットの投下を計数し、装填エラーがあった場合には、追加のペレットを投下させるように供給機構３２０を循環させることができる光学カウンタを組み込んでいてよい。 Supply mechanism 320 counts the dropping of the actual pellet, when a loading error may incorporate an optical counter which can circulate the supply mechanism 320 so as to drop additional pellets. ペレットは、底部プラグ３３６（又はその上の既に製作された多結晶源１３０の一部）に到達し、溶融し、窒素ガスと反応して、ドープされていない多結晶源１３０を形成する。 Pellets reach the bottom plug 336 (or a portion of the polycrystalline source 130 already produced thereon), melt and react with the nitrogen gas to form polycrystalline source 130 that is not doped. 供給機構３２０から投下された後続の各ペレットは反応して、多結晶源１３０のサイズ及び体積を増大させる。 Each subsequent pellet was dropped from the feed mechanism 320 reacts, increasing the size and volume of polycrystalline source 130. 一態様では、各ペレットの実質的に全てが反応して多結晶源１３０を形成する。 In one embodiment, substantially all of the pellets to form a to polycrystalline source 130 reactions. 所望の数のペレットが反応して多結晶源１３０を形成した後、反応ガス流量及び温度は、反応が確実に終了する約１時間、維持される。 After the desired number of pellets to form to polycrystalline source 130 reaction, the reaction gas flow rate and temperature, for about 1 hour the reaction is completed reliably maintained.
反応サイクル後、坩堝３３０（及び多結晶源１３０）を、約１時間にわたり正の窒素圧力でほぼ室温に冷却する。 After the reaction cycle, the crucible 330 (and polycrystalline source 130), cooled to about room temperature at a positive nitrogen pressure for about 1 hour. このようにして形成された結晶源１３０は、約１５５グラムまでの重量を有していてよく、高純度のドープされていないＡｌＮから本質的になる。 Thus crystals source 130 formed may have a weight of up to about 155 grams, consisting essentially of AlN which is not high purity doped. 一態様では、多結晶源１３０の酸素濃度（及び／又は他の不純物の濃度、例えばホウ素又は遷移金属）は、約４００重量ｐｐｍ未満であり、約１００ｐｐｍ未満であってもよい。 In one embodiment, the oxygen concentration in the polycrystalline source 130 (and / or the concentration of other impurities, such as boron or transition metal) is less than about 400 weight ppm, it may be less than about 100 ppm. 多結晶源１３０は、ほぼ化学量論的なＡｌＮ、つまり約１％未満の過剰のＡｌを含むＡｌＮを含むか又は本質的にそれからなっていてよい。 Polycrystalline source 130 may consist substantially stoichiometric AlN, i.e. or essentially therefrom containing AlN containing excess Al of less than about 1%. この多結晶源１３０は、形成後直ぐ、後続の単結晶ＡｌＮの昇華−再凝縮成長のために使用可能であり、そのための準備中、不活性雰囲気中で保存することができる。 The polycrystalline source 130, immediately after formation, sublimation subsequent single crystal AlN - may be used for re-condensation growth, can be stored in preparation for this, in an inert atmosphere.
単結晶ＡｌＮの形成 ドープされた又はドープされていない多結晶源１３０が、図２Ａ及び２Ｂ並びに３Ａ〜３Ｅを参照して説明した技術のうちの１つによって製造されたら、それを、図１を参照して上述したように、単結晶ＡｌＮの昇華−再凝縮成長で使用することができる。 Polycrystalline source 130 is not formed doped or undoped monocrystalline AlN is, when manufactured by one of the techniques described with reference to FIGS. 2A and 2B and 3A to 3E, it 1 as described above with reference to, sublimation of single crystal AlN - can be used in recondensation growth. 多結晶源１３０は、不純物の濃度が低いほぼ化学量論的なＡｌＮであるので、さらなる準備プロセスなしにＡｌＮ結晶１２０の製造のために使用することができる。 Polycrystalline source 130, since the concentration of impurities is low near stoichiometric AlN, may be used for the production of AlN crystal 120 without further preparation process. 多結晶源１３０は、底部プラグ２３０（又は底部プラグ３３６）から隔離されるが、巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）は、多結晶源１３０の近傍に、これと接触して留まる。 Polycrystalline source 130 is being isolated from the bottom plug 230 (or the bottom plug 336), foil wrap 240 (or foil wrap 337) is in the vicinity of the polycrystalline source 130 remains in contact with it. 巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）は、多結晶源１３０と接触したまま、結晶成長エンクロージャ１００内に配置されていてよい。 Foil wrap 240 (or foil wrap 337) remains in contact with the polycrystalline source 130 may be disposed in the crystal growth enclosure 100. 巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）は、Ｗ又は他のＡｌＮに対して不活性の材料から形成されているので、製造時に、ＡｌＮ結晶１２０と反応したりこれを汚染したりすることはない。 Foil wrap 240 (or foil wrap 337) is so formed from inert material to W or other AlN, during manufacture, is not or to contaminate it or reacts with AlN crystal 120. 一態様では、巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）で取り囲まれている多結晶源１３０は、より小さな片に砕かれていてよく、そのうちの１つ以上を使用して別々にＡｌＮ結晶１２０を形成する。 In one embodiment, foil wrap 240 (or foil wrap 337) polycrystalline source 130 is surrounded by may have been broken into smaller pieces, forming an AlN crystal 120 separately using one or more of the to. この態様では、巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）の片は、多結晶源１３０の片と接触したままであってよい。 In this embodiment, pieces of foil wrap 240 (or foil wrap 337) may remain in contact with the piece of polycrystalline source 130. 別の態様では、巻き付け箔２４０（又は巻き付け箔３３７）は、結晶成長エンクロージャ１００と同じ材料、例えばＷからなっている。 In another embodiment, foil wrap 240 (or foil wrap 337) is made of the same material as the crystal growth enclosure 100, for example, W.
図４を参照すると、ＡｌＮ結晶１２０の形成後、ウェハ４００は、例えばダイヤモンドリングソー（diamond annular saw）又はワイヤソー（wire saw）を使用することによってＡｌＮ結晶１２０から分離することができる。 Referring to FIG. 4, after the formation of the AlN crystal 120, the wafer 400, for example may be separated from the AlN crystal 120 by using diamond Ring Saw (diamond annular saw) or wire saw (wire saw). 一態様では、ウェハ４００の結晶配向は、（０００１）面（つまりｃ面）の約２°以内とすることができる。 In one aspect, the crystal orientation of the wafer 400 may be within about 2 ° of the (0001) plane (i.e. c-plane). このようなｃ面ウェハは、Ａｌ極性表面（polarity surface）又はＮ極性表面を有していてよく、その後、その開示内容全体が参照によりここに援用される、米国特許第７，０３７，８３８号明細書又は米国特許出願第１１／４４８，５９５号明細書に記載されているように準備される。 Such c-plane wafer may have an Al polar surface (polarity Surface) or N-polar surface, then, the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, U.S. Patent No. 7,037,838 It is prepared as described in the specification or U.S. Patent application No. 11 / 448,595. 他の態様では、ウェハ４００は、ｍ面又はａ面配向の約２°以内に配向していて（よって、非極性配向を有する）よいか、又はＡｌＮ結晶１２０が異なる方向に切られる場合には半極性配向を有していてよい。 In another embodiment, when the wafer 400 is not aligned within about 2 ° of the m-plane or a-plane orientation (thus, non-polar orientation having a) or good, or the AlN crystal 120 is cut in a direction different from it may have a semi-polar orientation. これらのウェハ表面も、米国特許第７，０３７，８３８号明細書に記載されているように準備することができる。 Also these wafer surface, can be prepared as described in U.S. Patent No. 7,037,838. ウェハ４００は、約２ｃｍより大きな直径を有するほぼ円形の断面積を有していてよい。 Wafer 400 may have a cross sectional area substantially circular having a diameter greater than about 2 cm. 別態様では、ウェハ４００の表面積は、約１ｃｍ ２より大きくてよく、若しくは約３ｃｍ ２より大きくてもよく、四辺形又は他の多角形状の形状を有していてよい。 In another aspect, the surface area of the wafer 400 may be greater than about 1 cm 2, or greater than about 3 cm 2, may have the shape of a quadrilateral or other polygonal shapes. ウェハ４００の厚みは約１００μｍより大きくてよく、約２００μｍより大きくてよく、さらには約２ｍｍより大きくてよい。 The thickness of the wafer 400 may be greater than about 100 [mu] m, may be greater than about 200 [mu] m, may more greater than about 2 mm. ウェハ４００は、好ましくは、ここに記載されているようなＡｌＮ結晶１２０の特性を有している。 Wafer 400 preferably has a characteristic of AlN crystal 120 as described herein.
ドーパント種を含むドープされた多結晶源１３０は、ＡｌＮ結晶１２０を形成するために使用され、ＡｌＮ結晶１２０及びウェハ４００は、いずれも、約１０ １６ ／ｃｍ ３より大きい濃度でドーパント種を組み込んでいてよい。 Polycrystalline source 130 doped containing dopant species is used to form an AlN crystal 120, AlN crystal 120 and wafer 400 are both incorporate about 10 16 / cm 3 dopant species at a greater concentration There may be. 特定のドーパント種によって、ＡｌＮ結晶１２０及び／又はウェハ４００は、ｎ型又はｐ型導電性を示す。 The particular dopant species, AlN crystal 120 and / or wafer 400, an n-type or p-type conductivity. 一態様では、ＡｌＮ結晶１２０及び／又はウェハ４００の酸素濃度（及び／又は他の不純物、例えばホウ素又は遷移金属、例えば鉄の濃度）は、約４００重量百万分率（ｐｐｍ）未満であってよく、約１００ｐｐｍ未満であってもよい。 In one embodiment, the oxygen concentration of the AlN crystal 120 and / or wafer 400 (and / or other impurities, such as boron or a transition metal, for example, the concentration of iron) is less than about 400 parts per million by weight (ppm) well, it may be less than about 100ppm. 酸素濃度は、ダイナミックＳＩＭＳによる測定で、約４．５×１０ １９ ／ｃｍ ３未満であってもよく、又はさらには１×１０ １９ ／ｃｍ ３未満であっってもよい。 Oxygen concentration, as measured by dynamic SIMS, may be less than about 4.5 × 10 19 / cm 3, or even Attte less than 1 × 10 19 / cm 3. 室温でのＡｌＮ結晶１２０及び／又はウェハ４００の導電性は、約１０Ω −１ ｃｍ −１ 、又はさらには約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１であってよい。 Conductive AlN crystal 120 and / or wafer 400 at room temperature is about 10 [Omega -1 cm -1, or even can be about 10 -2 Ω -1 cm -1. ＡｌＮ結晶１２０及び／又はウェハ４００の熱伝導性は、約２５０ワット・パー・メートル・ケルビン（Ｗ／ｍＫ）より大きくてよく、この値は、好ましくは、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）のStandard E1461-01（レーザフラッシュ法による、固体の熱拡散のための現行業界標準試験法）によって測定され、これは販売業者、例えばExton, PennsylvaniaのNETZSCH Inc.によって提供される。 Thermal conductivity of the AlN crystal 120 and / or wafer 400 may be greater than about 250 watt per-meter-Kelvin (W / mK), this value, Standard E1461 preferably, American Society for Testing and Materials (ASTM) (by laser flash method, the current industry standard test method for solids thermal diffusion) -01 are determined by which the seller, for example Exton, provided by NETZSCH Inc. of Pennsylvania. 最後に、低不純物濃度及びＡｌ及びＮ空孔濃度の制御によって、約２１０ナノメートル（ｎｍ）〜約４８０ｎｍの範囲の波長で、ＡｌＮ結晶１２０及び／又はウェハ４００の１００／ｃｍ未満の光吸収係数を得ることができる。 Finally, the control of the low impurity concentration and the Al and N vacancy concentration, at wavelengths ranging from about 210 nanometers (nm) ~ about 480 nm, the light absorption coefficient of less than 100 / cm of AlN crystal 120 and / or wafer 400 it is possible to obtain. より詳細には、ＡｌＮ結晶１２０及びウェハ４００の低酸素含有量によって、２８０ｎｍの波長で１００／ｃｍ未満の光吸収係数が可能となり、なお、この波長での吸収は酸素汚染に起因するものである（例えば、その開示内容全体は参照によりここに援用されるGASlack, LJSchowalter, D.Morelli, JAFreitas Jr., J. Crystal Growth 246, 287 （2002）を参照）。 More specifically, the low oxygen content of the AlN crystal 120 and wafer 400, the light absorption coefficient of less than 100 / cm at a wavelength of 280nm is possible, In addition, the absorption at this wavelength is due to oxygen contamination (e.g., see GASlack, LJSchowalter, D.Morelli, JAFreitas Jr., J. Crystal Growth 246, 287 and (2002) the entire disclosure of which is incorporated herein by reference).
ＡｌＮ及びＳ１ ３ Ｎ ４の蒸気圧 温度の関数としてのＳｉ、Ａｌ及びＮ ２の相対蒸気圧は、ＳｉドープされたＡｌＮ結晶の成長に強く影響する。 Relative vapor pressure of AlN and S1 3 Si as a function of the vapor pressure temperature of N 4, Al and N 2, strongly influence the growth of Si-doped AlN crystals. これらの蒸気圧は、ＪＡＮＡＦ表から計算することができ（MWChase. Jr., Journal of Physical and Chemical Reference Data, Monograph No.9, NIST-JANAF Thermochemical Tables, Fourth edition （1998））、その開示内容全体は、参照によりここに援用される。 These vapor pressures can be calculated from JANAF table (MWChase. Jr., Journal of Physical and Chemical Reference Data, Monograph No.9, NIST-JANAF Thermochemical Tables, Fourth edition (1998)), the entire disclosure of It is incorporated herein by reference. ＡｌＮは、極微量のＡｌ ２及びＡｌＮ蒸気分子を含むＡｌ原子及びＮ ２分子として一致蒸発する。 AlN is consistent evaporation of Al atoms and N 2 molecules containing Al 2 and AlN vapor molecules trace amounts. 源内にＳｉ ３ Ｎ ４があった場合、ＡｌＮを成長させるために典型的に使用される２３００℃の温度で、Ｓｉ ３ Ｎ ４固体上での窒素圧は５３バールである。 If there is a Si 3 N 4 to Gennai, with typically-used 2300 ° C. of temperature for growing AlN, nitrogen pressure on the Si 3 N 4 solid is 53 bar. したがって、固体Ｓｉ ３ Ｎ ４の分解圧力は、固体ＡｌＮより実質的に高い。 Therefore, decomposition pressure of solid Si 3 N 4 is substantially higher than the solid AlN. しかし、少量のＳｉ又はＳｉ ３ Ｎ ４がＡｌＮ中に溶解すると、Ｓｉ蒸気圧は大きく低減する。 However, a small amount of Si or Si 3 N 4 is the dissolved in AlN, Si vapor pressure is reduced significantly. 結晶組成がＡｌＮ １−ｘ Ｓｉ ｘである場合、ガス相中のＳｉの全圧は、おおよそＰ（Ｓｉ）＝ｘ×Ｐ（Ａｌ）となる。 If the crystal composition is AlN 1-x Si x, total pressure of Si in the gas phase is roughly the P (Si) = x × P (Al). これは、平衡ガス相中のＳｉ対Ａｌ比が、固体中でも同じという事実に基づく。 This, Si to Al ratio of equilibrium gas phase is based on the fact that the same even in the solid.
１バールのＮ ２中、２３００℃でのＡｌＮ上のＡｌ蒸気の分圧は、０．０９バールである。 Among 1 bar N 2, the partial pressure of Al vapor on AlN at 2300 ° C. is 0.09 bar. ｘが０．１０である場合、Ｐ（Ｓｉ）＝０．００９バールとなる。 When x is 0.10, the P (Si) = 0.009 bar. これは、前記温度でのＳｉ ３ Ｎ ４上でのＳｉ分圧についても同じであり、これは０．００８バールである。 This is the same for Si partial pressure on Si 3 N 4 at the temperature, which is 0.008 bar. 結晶成長中、ＡｌＮ上でのＮ ２圧は、典型的には、０．５〜１０バールに維持され、１．２バールが好ましい。 During the crystal growth, N 2 pressure on AlN is typically maintained at from 0.5 to 10 bar, preferably 1.2 bar. この窒素圧が固体Ｓｉ ３ Ｎ ４を形成するために必要な５３バールのＮ ２圧よりはるかに小さい。 Much smaller than N 2 pressure of 53 bar necessary for the nitrogen pressure to form a solid Si 3 N 4. よって、前記条件ではＳｉ ３ Ｎ ４は形成されない。 Thus, Si 3 N 4 is not formed under the conditions described. Ｓｉ原子は、ほとんどがＳｉ １原子として成長するＡｌ結晶へと輸送される（８０％を超える）が、いくつかの輸送物は、ＳｉＮ、Ｓｉ ２ Ｎ、Ｓｉ ２及びＳｉ ３ガス相分子として予測することができる。 Si atoms, most are transported to Al crystals grow as Si 1 atom (greater than 80%), several transport material is SiN, Si 2 N, Si 2 and Si 3 predicted as gas phase molecules can do. ドープされていないＡｌＮは、化学量論に極めて近似して成長する。 AlN that are not doped, to grow very close to the stoichiometric. 窒素空孔（Ｖ Ｎ ）濃度は、成長温度及び窒素圧力に依存する。 Nitrogen vacancy (V N) concentration is dependent on the growth temperature and nitrogen pressure. ２３００℃での成長では、窒化アルミニウムは、Ａｌ １ Ｎ １−ｙ （Ｖ Ｎ ） ｙとして成長し、ここで、ｙは１バールのＮ ２で〜１０ −４であってよい。 The growth at 2300 ° C., the aluminum nitride is grown as Al 1 N 1-y (V N) y, where, y can be a 10 -4 at 1 bar of N 2.
ケイ素ドープＡｌＮ結晶 ケイ素でドープされたＡｌＮ結晶Ａｌ−Ｓｉ合金を窒素と反応させることによってケイ素でドープされたＡｌＮセラミックスを製作した後、この材料を使用して、蒸発−再凝縮技術又は固体−ガス−固体技術（solid-gas-solid technique）によって結晶を成長させることができる。 After preparing doped AlN ceramics of silicon by a silicon-doped AlN crystal silicon doped with AlN crystal Al-Si alloy is reacted with nitrogen, using this material, evaporated - recondensation techniques or solid - gas - it is possible to grow crystals by solid technology (solid-gas-solid technique). ＡｌＮの成長のためには、タングステン坩堝が典型的に利用される。 For the growth of AlN is, tungsten crucible is typically utilized. ここで説明する通り、窒素圧が０．５〜１０バールであり、温度が２０００℃〜２３００℃であれば、Ｓｉ−ドープされたＡｌＮ結晶を成長させるために、同じ坩堝を使用することができる。 A here as it explained, nitrogen pressure 0.5 to 10 bar, if the temperature is at 2000 ° C. to 2300 ° C., in order to grow a Si- doped AlN crystal, it is possible to use the same crucible . Ｓｉ−Ｗ系は、２つの中間化合物、ＷＳｉ ２ （融点（ｍ．ｐ．）２１６０℃）及びＷ ５ Ｓｉ ３ （ｍ．ｐ．２３２０℃）を有する。 Si-W system has two intermediate compounds, WSi 2 (melting point (m.p.) 2160 ℃) and W 5 Si 3 (m.p.2320 ℃) . ガス相中のＳｉの分圧は、好ましくは、成長温度での前記相の構築を防止するのに十分に低く維持される。 The partial pressure of Si in the gas phase is preferably kept sufficiently low to prevent the construction of the phase at the growth temperature. ０．１（１０％）までのＳｉ／Ａｌ比では、実質的に、Ｓｉのタングステンとの反応は起こらないが、タングステン坩堝によるＳｉの吸収がいくらか起こる。 The Si / Al ratio of up to 0.1 (10%), essentially, but not occur reaction between tungsten Si, absorption of Si by tungsten crucible somewhat occur.
よって、より高いドーピングレベルを達成し且つ／又はＳｉドープされたＡｌＮセラミックスから結晶を成長させる際に捕捉されるＳｉの分率を増加させるためには、別の材料から構成されている坩堝を使用するのが望ましい。 Therefore, in order to increase the fraction of Si trapped in growing crystals from a higher to achieve the doping level and / or Si-doped AlN ceramics, using a crucible and a different material to is desirable. 例えば、その開示内容全体が参照によりここに援用されるGA Slack, J. Whitlock, K. Morgan and LJ Schowalter, Mat. Res. Soc. Proc. 798, Yl0. 74. 1（2004）を参照。 For example, see GA Slack the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, J. Whitlock, K. Morgan and LJ Schowalter, Mat. Res. Soc. Proc. 798, Yl0. 74. 1 a (2004). 一態様では、ＴａＣ坩堝（その開示内容全体が参照によりここに援用される米国特許出願第１０／８２２，３３６号明細書に記載されているように準備される）が使用されるが、それは、ＴａＣが、約１８００℃〜約２３００℃の温度範囲で、約１バール〜６０バールの窒素圧で、ＡｌＮともＳｉ ３ Ｎ ４ともＡｌ及びＳｉ蒸気とも反応しないからである。 In one aspect, TaC crucible (the entire disclosure of which is prepared as described in U.S. Patent Application No. 10 / 822,336 which is incorporated herein by reference) is used, it is TaC is in a temperature range of about 1800 ° C. ~ about 2300 ° C., at nitrogen pressure of about 1 bar to 60 bar, because does not react with Si 3 N 4 both Al and Si vapor with AlN.
処理された及び処理されていない結晶 高濃度のＳｉで、Ａｌ ２ Ｏ ３プラスＡｌ空孔がＡｌ ２ Ｖ Ａｌ Ｏ ３としてＡｌＮ格子に進入するＡｌＮ−Ａｌ ２ Ｏ ３系と同様に、ＡｌＮ−Ｓｉ ３ Ｖ Ａｌ Ｎ ４の混合結晶が得られ、各Ｓｉ ３ Ｎ ４分子が、１つのＡｌ原子空孔を導入することが予測される。 In treated and untreated crystalline high concentration of Si, Al 2 O 3 plus Al vacancies like the AlN-Al 2 O 3 system to enter the AlN lattice as Al 2 V Al O 3, AlN -Si 3 V mixed crystal of Al N 4 can be obtained, the Si 3 N 4 molecules, is expected to introduce one Al vacancy. 残念なことに、Ａｌ空孔の導入によって、Ｓｉドナーレベルを補償するアクセプタレベルがもたらされる。 Unfortunately, the introduction of Al vacancies, acceptor level to compensate for the Si donor level is provided. よって、ＡｌＮ結晶中でのＳｉ ３ Ｖ Ａｌ Ｎ ４の形成が抑制されることが望ましい。 Therefore, it is desirable that the formation of Si 3 V Al N 4 in AlN crystal is suppressed.
その開示内容全体が参照によりここに援用されるR. Zeisel et al., Phys. Rev. B61, Rl6283（2000）による、ダイアモンド基板上に成長させ且つ前記範囲でＳｉドーピングされた薄いエピタキシャル層では、導電のための見掛けの活性化エネルギーは、Ｓｉ濃度が増大するにつれより小さな導電性を示す材料で、約１００〜６００ｍｅＶに変化することが示される。 The disclosure of R. Zeisel et al entirety is incorporated herein by reference., Phys. Rev. B61, by Rl6283 (2000), in the thin epitaxial layer Si doped with and the range grown on the diamond substrate, the apparent activation energy for conductivity is of a material exhibiting smaller conductive as Si concentration increases, it may vary from about 100~600meV shown. Zeiselらは、ＡｌＮ中のＳｉ不純物が高い活性化エネルギーを有するＤＸ中心（DX-center）を形成することを示唆している。 Zeisel et al, suggest that Si impurities in AlN to form a DX center with high activation energy (DX-center). しかし、全開示内容が参照によりここに組み込まれるCG Vande Walle, Phys. Rev. B57 R2033 （1998）及びCG Vande Walleら, MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 4Sl, G10.4 （1999）は、ＡｌＮ中のＳｉはそのような中心を形成せず、典型的には、Ａｌ格子サイト上で中心に配置されて留まっていることを示している。 However, CG Vande Walle the entire disclosure of which is incorporated herein by reference, Phys. Rev. B57 R2033 (1998) and CG Vande Walle et al, MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 4Sl, G10.4 (1999), the Si in AlN does not form such a center, typically, show that remains is centrally located on the Al lattice site. Zeiselらによって観察されたＳｉの電気的活性の低下は、Ｓｉ含有量が増大するとともにＡｌ空孔の濃度が増大することによって生じ得る。 Decrease in the electrical activity of the Si observed by Zeisel et al., May be caused by the concentration of Al vacancies increases with Si content increases. これは、Ｓｉ原子がＳｉ ３ Ｖ Ａｌ Ｎ ４としてＡｌＮ格子に進入し、これにより、電荷中性が維持されるという簡単な考えと一致する。 This, Si atom enters the AlN lattice as Si 3 V Al N 4, thereby, consistent with simple idea that charge neutrality is maintained. ここで、Ｖ Ａｌは、アルミニウム原子空孔を表す。 Here, V Al represents an aluminum atom vacancies. この後者のモデルによれば、ＡｌＮ格子内に窒素空孔を生成することによってＳｉを活性化させることができる。 According to this latter model, it is possible to activate the Si by generating nitrogen vacancies in the AlN lattice. 窒素空孔は、アルミニウム空孔と組み合わせることによって、Ｓｉ ３ Ｎ ４をＳｉＮへ変換させ、ボイドが形成される傾向を有している。 Nitrogen vacancies, combined with aluminum vacancies, to convert the Si 3 N 4 to SiN, and has a tendency to void formation. 前記の変換が終了した時に、ほぼ全てのＳｉ原子が電気的に活性となっているのが望ましい。 When the conversion is complete, that almost all of the Si atoms is in the electrically active desirable.
理想的には、ドープされたＡｌＮ結晶は、上述のように、窒素空孔を生じさせる条件下で成長する。 Ideally, the doped AlN crystal, as described above, grow under conditions to produce nitrogen vacancies. しかし、成長後、結晶上で蒸気混合物１１０中の窒素分圧を低減させることによって、且つ一方で、結晶成長エンクロージャ１００を１８００℃を超える温度でほぼ等温環境に維持することによって、ＡｌＮ結晶１２０をアニールすることも可能である。 However, after growth, by reducing the nitrogen partial pressure in the vapor mixture 110 on the crystal, and the other hand, by maintaining the crystal growth enclosure 100 substantially isothermal environment at a temperature exceeding 1800 ° C., the AlN crystal 120 it is also possible to anneal. 結晶成長エンクロージャ１００はＷからなっていてよいが、坩堝材料の選択肢、例えばＴａＣは好ましく、その壁部を通ってのドーパント（例えばＳｉ）の損失が低減する。 Crystal growth enclosure 100 can consist W, but choice of crucible material, e.g. TaC preferably, reduces the loss of dopant through the wall portion (e.g., Si).
１．３×１０ ２１ ｃｍ −３より大きなＳｉ濃度を有するＡｌＮ結晶を成長させるのであれば、開示内容全体が参照によりここに援用されるHermannら, Appl. Phys. Letters 86 192108（2005）によれば、結晶の電気的性質は低下し、またその抵抗は室温で２〜３Ω −１ ｃｍ −１となり得る。 If the growing AlN crystal having a large Si concentration than 1.3 × 10 21 cm -3, Hermann et entire disclosure of which is hereby incorporated by reference, Appl. Phys. Letters 86 According to 192108 (2005) if the electrical properties of the crystals is reduced and its resistance can be a 2~3Ω -1 cm -1 at room temperature. Ｖ Ａｌの形成を上述のように抑制できれば、さらに低い抵抗が可能となる。 If suppress the formation of V Al as described above, it is possible to lower the resistance.
アニール処理 アニール処理は、ＡｌＮ結晶１２０から切り出されたウェハ４００における、窒素空孔含有量、アルミニウム空孔含有量及び／又はドーパントの電気的活性化を制御する手段として利用することがでる。 Annealing annealing, at the wafer 400 cut out from the AlN crystal 120, a nitrogen vacancy content, it is out of use as a means of controlling the aluminum vacancy content and / or electrical activation of the dopant. Ｓｉでドープされた例示的なＡｌＮ結晶１２０は、０．５〜１０バールの窒素圧で成長し、より低いＮ ２圧では、成長速度が著しく低下するか又は成長が完全に抑制される。 Exemplary AlN crystal 120 doped with Si is grown at nitrogen pressure of 0.5 to 10 bar at lower N 2 pressure, is or growth growth rate significantly lowered is completely suppressed. しかし、成長後、いくらかの窒素がＡｌＮ結晶１２０又はウェハ４００から抽出され得る、つまり、窒素空孔が材料中に注入され得る。 However, after the growth, can some nitrogen is extracted from the AlN crystal 120 or wafer 400, i.e., nitrogen vacancies may be injected into the material. ウェハ４００は、約１９００℃を超える温度でアニールすることができ、これにより、ウェハ中のドーパント種が電気的に活性化される。 Wafer 400 can be annealed at temperatures above about 1900 ° C., thereby, the dopant species in the wafer are electrically activated. アニールは、ウェハ４００中のＡｌ空孔の濃度を低下させ且つ／又はＮ空孔の濃度を増大させることができる。 Annealing may increase the concentration of and / or N vacancies reduce the concentration of Al vacancies in the wafer 400.
Ｎ ２圧は、結晶の周りで約１９００℃以上で減少し、窒素が拡散放出される。 N 2 pressure is decreased at about 1900 ° C. or more around the crystal, nitrogen is diffused released. 一態様では、温度Ｔで最大数のＮ空孔を形成するために適したＮ ２圧は、同じ温度ＴでＡｌからＡｌＮを形成するために必要な圧力より大きい。 In one embodiment, N 2 pressure suitable to form the maximum number of N vacancies at the temperature T is greater than the pressure required to form AlN from Al at the same temperature T. 例えば、２０００℃のアニール温度では、アニール時に使用される適切なＮ ２圧は、約２ミリバール（ｍｂａｒ）〜約０．５バールの範囲から選択することができる。 For example, the annealing temperature of 2000 ° C., the appropriate N 2 pressure used during annealing may be selected from the range of about 2 mbar (mbar) ~ about 0.5 bar. Ｎ ２圧は、温度ＴでＡｌからＡｌＮを形成するのに必要なＮ ２圧の約２倍未満であってよい。 N 2 pressure may be less than about 2 times the required N 2 pressure to form AlN from Al at a temperature T. 一態様では、アニール時に使用されるＮ ２圧力は、約０．１ｍｂａｒ〜約５バールの範囲から選択される。 In one embodiment, N 2 pressure used during annealing is selected from the range of about 0.1mbar~ about 5 bar. より高い温度では、一般により高い圧力が好ましい。 At higher temperatures, generally the higher pressure is preferred. 別の態様では、不活性ガス、例えばアルゴン（Ａｒ）が、アニール時に導入され、これにより、後述するように、Ａｌの蒸発が抑制される。 In another embodiment, an inert gas, such as argon (Ar) is introduced at the time of annealing, thereby, as described later, the evaporation of Al is suppressed. ＡｌＮ結晶中で溶解物（固溶体）中で「Ｓｉ ３ Ｎ ４ 」が還元してＳｉＮとなることは、Ａｌ １ Ｎ １からＡｌ １ Ｎ １−εへと分解する前に起こる（式中、εは、ドープされていないＡｌＮで予想される窒素損失である）。 The lysate AlN crystal (solid solution) "Si 3 N 4" in is then reduced SiN occurs before disassembling the Al 1 N 1 to Al 1 N 1-ε (wherein, epsilon is a nitrogen losses expected in undoped AlN). Ａｌ空孔及び窒素空孔は組み合わせることができ、格子ボイド又は表面ピットによって置き換えられ、化学組成は、 Al vacancies and nitrogen vacancies may be combined, is replaced by the grid voids or surface pits, chemical composition,
Ａｌ １−ｘ Ｓｉ ｘ Ｎ １ Al 1-x Si x N 1
となる。 To become. 本質的に、Ｓｉは、ＳｉＮとして存在し、よって、電気的にはドナーとして活性である。 Essentially, Si is present as SiN, thus, the electrically active as donors. Ｓｉが、Ｓｉ ３ Ｎ ４として存在している場合には、電気的には非活性である。 Si is, when present as a Si 3 N 4 is the electrical is inactive. アニール後、ウェハ４００中の実質的に全てのドーパント種（例えばＳｉ）は、電気的に活性化することができる。 After annealing, substantially all of the dopant species in the wafer 400 (e.g., Si), it can be electrically activated. アニールされたウェハ４００導電性は、室温で、約１０ −４ Ω −１ ｃｍ −１より大きく、又はさらに約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きくてよい。 400 conductive annealed wafer, at room temperature, greater than about 10 -4 Ω -1 cm -1, or may be even greater than about 10 -2 Ω -1 cm -1.
窒素空孔のみを使用したｎ型ＡＬＮの製作 アニールは、ドープされていないＡｌＮ中で、電子ドナーが過剰Ａｌ原子となるに十分な窒素空孔を生じさせることができる。 Production annealing of the n-type ALN using only the nitrogen vacancies may be in undoped AlN, causing sufficient nitrogen vacancies in the electron donor is excessive Al atoms. この場合、ドープされていないウェハ４００を低いＮ ２ガス圧中で１７００℃〜２２００℃の温度でアニールすることができる。 In this case, it may be annealed at a temperature of 1700 ° C. to 2200 ° C. The wafer 400 that is not doped with low N 2 gas during pressurization. このアニールの際、ＡｌＮにおけるいくらかの窒素が、表面に拡散し、逃げ、Ａｌが残される。 During this annealing, some nitrogen in AlN diffuses to the surface, relief, Al is left. これは、好ましくは、約２バール〜約３０バールの範囲内の全圧でアルゴン−窒素雰囲気を流して行われる。 This is preferably argon at a total pressure in the range of from about 2 bar to about 30 bar - is carried out by passing a nitrogen atmosphere. アルゴンは、Ａｌが蒸発するのを防ぐ。 Argon, it prevents the Al is evaporated. 窒素圧は、ＡｌＮが金属アルミニウムに再度変換されてしまうことを防ぐに十分なものである。 Nitrogen pressure is sufficient to prevent AlN from being converted back into metallic aluminum. つまり、Ｎ ２の圧力は、アニール温度でＡｌからＡｌＮが形成されるＮ ２圧より大きい。 That is, the pressure of N 2 is greater than N 2 pressure AlN are formed of Al at the annealing temperature. アニールされたドープされていないウェハ４００（外部電子供与ドーパントを有していないＡｌＮから本質的になる）は、室温で約１０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きい導電性を有していてよい。 Wafer 400 that is not annealed doped (consisting essentially of AlN having no external electron donor dopants) can have about 10 -2 Ω -1 cm -1 conductivity greater than at room temperature . このような導電性は、ＡｌＮ格子中の過剰のＡｌ原子によって（同等に窒素空孔によって）供給され得る。 Such conductivity, the excess of Al atoms in the AlN lattice (by equally nitrogen vacancies) may be supplied.
ここに記載した技術が、ＡｌＮ及びＡｌＧａＮを含むドープされていない及びドープされた結晶の製造のための基礎を提供することが理解されるであろう。 The techniques described herein may be to provide a basis for the preparation of undoped and doped crystals including AlN and AlGaN are understood. ここで使用された用語及び表現は、説明のためであって制限のために使用されているものではなく、このような用語及び表現を使用するに際し、例示され説明された特徴及びその一部と同等のものを除外する意図はない。 Terminology and expressions used herein are not intended to be used for the limit for the purpose of description, when the use of such terms and expressions, and are illustrated described features and portions thereof equivalent is not intended to exclude things. そうではなく、本発明の範囲内で様々な変更が可能であることを理解されたい。 Rather, it is to be understood that various modifications are possible within the scope of the present invention.
単結晶ＡｌＮの成長のための結晶成長エンクロージャを概略的に示す図である。 The crystal growth enclosure for the growth of single crystal AlN is a diagram schematically showing. 本発明の一態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される炉の概略図である。 It is a schematic diagram of a furnace utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in one aspect of the present invention. 本発明の一態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される炉の概略図である。 It is a schematic diagram of a furnace utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in one aspect of the present invention. 本発明の別の態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される反応器の概略図である。 It is a schematic diagram of a reactor utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in another aspect of the present invention. 本発明の別の態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される反応器の概略図である。 It is a schematic diagram of a reactor utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in another aspect of the present invention. 本発明の別の態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される反応器の概略図である。 It is a schematic diagram of a reactor utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in another aspect of the present invention. 本発明の別の態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される反応器の概略図である。 It is a schematic diagram of a reactor utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in another aspect of the present invention. 本発明の別の態様で説明されている多結晶源材料の形成のために利用される反応器の概略図である。 It is a schematic diagram of a reactor utilized for the formation of the polycrystalline source material as described in another aspect of the present invention. 単結晶ＡｌＮのブールから分離されたＡｌＮウェハを概略的に示す図である。 An AlN wafer separated from the boule of single crystal AlN is a diagram schematically showing.
結晶ＡｌＮを形成する方法であって、 A method of forming a crystalline AlN,
坩堝内にＡｌを含むペレットを供給し、 Supplying pellets containing Al in a crucible,
前記ペレットを、反応温度及び反応圧力で、窒素ガスと反応させ、多結晶ＡｌＮセラミックスを形成し、多結晶ＡｌＮセラミックスがほぼ化学量論的であり、 The pellet, at the reaction temperature and reaction pressure, is reacted with a nitrogen gas, a polycrystalline AlN ceramic is formed, polycrystalline AlN ceramic is substantially stoichiometric,
当該多結晶ＡｌＮセラミックスを形成した後、前記多結晶ＡｌＮセラミックスを結晶成長エンクロージャ内に且つ当該結晶成長エンクロージャの第１の端部に設け、 After forming the polycrystalline AlN ceramic, disposed on the first end of and the crystal growth enclosure the polycrystalline AlN ceramics in the crystal growth enclosure,
前記多結晶ＡｌＮセラミックスを形成温度で昇華させ、 The polycrystalline AlN ceramic sublimed formation temperature,
ＡｌＮ単結晶を、前記結晶成長エンクロージャの第２の端部で形成することを含み 、 The AlN single crystal, observed including that formed at the second end of the crystal growth enclosure,
前記多結晶ＡｌＮセラミックスの形成後、多結晶ＡｌＮセラミックスを前記第１の端部に且つ前記結晶成長エンクロージャー内に供給する前に、多結晶ＡｌＮセラミックスの昇華−再凝縮処理を行わない 、方法。 Wherein after formation of polycrystalline AlN ceramics, polycrystalline AlN ceramics prior to feeding and the crystal growth enclosure in the first end portion, the sublimation of the polycrystalline AlN ceramics - not performed recondensation process, method.
前記ペレットが本質的にＡｌからなる、請求項１に記載の方法。 The pellet consists essentially of Al, A method according to claim 1.
前記反応温度が、 １ ９００℃〜 ２ ２００℃の範囲内にある、請求項２に記載の方法。 The reaction temperature is in the range of 1 900 ℃ ~ 2 200 ℃, The method of claim 2.
前記ペレットが、ドーパント種の第１の濃度を有する、請求項１に記載の方法。 The pellet has a first concentration of the dopant species, The method of claim 1.
前記ドーパント種がＳｉを含む、請求項４に記載の方法。 Wherein the dopant species comprises Si, The method of claim 4.
前記第１の濃度が１ ２重量％未満である、請求項４に記載の方法。 Wherein the first concentration is less than 1 2% by weight The method of claim 4.
前記多結晶ＡｌＮセラミックスが前記ドーパント種の第２の濃度を有する 、請求項４に記載の方法。 The polycrystalline AlN ceramic is have a second concentration of the dopant species, The method of claim 4.
前記第２の濃度が１ ２重量％未満である、請求項７に記載の方法。 The second concentration is less than 1 2% by weight The method of claim 7.
前記反応温度が１ ６００℃〜 ２ ２００℃の範囲内にあり、前記反応圧力が１バール〜 ６ ０バールの範囲内にある、請求項４に記載の方法。 The reaction temperature may in the range of 1 600 ° C. - 2 200 ° C., the reaction pressure is within the range of 1 bar to 6 0 bar, The method of claim 4.
前記多結晶ＡｌＮセラミックスの酸素濃度が４ ００ｐｐｍ未満である、請求項１に記載の方法。 Wherein an oxygen concentration is less than 4 00Ppm polycrystalline AlN ceramics The method of claim 1.
前記多結晶ＡｌＮセラミックスの前記酸素濃度が１ ００ｐｐｍ未満である、請求項１０に記載の方法。 Wherein the oxygen concentration in the polycrystalline AlN ceramics is less than 1 00ppm, The method of claim 10.
前記ペレットの実質的に全てが反応する、請求項１に記載の方法。 All react substantially the pellets The method of claim 1.
前記坩堝内に、Ａｌを含む少なくとも１つの追加のペレットを供給し、 In said crucible, supplying at least one additional pellet containing Al,
前記少なくとも１つの追加のペレットを、前記反応温度及び前記反応圧力で窒素ガスと反応させ、これにより、前記多結晶ＡｌＮセラミックスの体積を増大させる、ことをさらに含む、請求項１に記載の方法。 Wherein at least one additional pellets, is reacted with a nitrogen gas at the reaction temperature and the reaction pressure, thereby, the increasing volume of polycrystalline AlN ceramics, further comprising the method of claim 1.
前記形成温度が、 ２ ０００℃〜 ２ ７５０℃の範囲内にある、請求項１に記載の方法。 Wherein the forming temperature is in the range of 2 000 ℃ ~ 2 750 ℃, The method of claim 1.
前記ＡｌＮ単結晶の酸素濃度が４ ００ｐｐｍ未満である、請求項１に記載の方法。 The oxygen concentration in the AlN single crystal is less than 4 00ppm, The method of claim 1.
前記ＡｌＮ単結晶の前記酸素濃度が１ ００ｐｐｍ未満である、請求項１５に記載の方法。 Wherein the oxygen concentration of the AlN single crystal is less than 1 00ppm, The method of claim 15.
前記ＡｌＮ単結晶の酸素濃度が４ ． Oxygen concentration in the AlN single crystal 4. ５×１０ １９ ／ｃｍ ３未満である、請求項１に記載の方法。 5 × less than 10 19 / cm 3, The method of claim 1.
前記ＡｌＮ単結晶の熱伝導性が２ ５０Ｗ／ｍＫより大きい、請求項１に記載の方法。 The thermal conductivity of the AlN single crystal is greater than 2 50 W / mK, The method of claim 1.
前記多結晶ＡｌＮセラミックスがドーパント種を含み、前記ＡｌＮ単結晶が、前記ドーパント種を第１の濃度で含む、請求項１に記載の方法。 The polycrystalline AlN ceramic comprises the dopant species, the AlN single crystal, comprises the dopant species at a first concentration, The method of claim 1.
前記ドーパント種がＳｉを含む、請求項１９に記載の方法。 Wherein the dopant species comprises Si, A method according to claim 19.
前記第１の濃度が１ ０ １６ ／ｃｍ ３より大きい、請求項１９に記載の方法。 Wherein the first concentration is greater than 1 0 16 / cm 3, The method of claim 19.
前記ＡｌＮ単結晶が、室温で１ ０ −４ Ω −１ ｃｍ −１の導電性を有する、請求項１に記載の方法。 The AlN single crystal has a conductivity of 1 0 -4 Ω -1 cm -1 at room temperature, the method according to claim 1.
坩堝の少なくとも一部が、多結晶ＡｌＮセラミックスの近傍に且つそれと接触して設けられている、請求項１に記載の方法。 At least a portion of the crucible is provided in contact and with it in the vicinity of the polycrystalline AlN ceramics The method of claim 1.
前記ＡｌＮ単結晶をアニールして、前記ドーパント種を電気的に活性化させるステップをさらに含む、請求項１９に記載の方法。 And annealing the AlN single crystal, further comprising the step of electrically activating the dopant species, The method of claim 19.
前記ドーパント種がＳｉを含む、請求項２４に記載の方法。 Wherein the dopant species comprises Si, A method according to claim 24.
前記アニールのステップによって、前記ＡｌＮ単結晶中のアルミニウム空孔濃度が低減する、請求項２４に記載の方法。 Wherein the annealing step, the aluminum vacancy concentration of the AlN single crystal is reduced, The method of claim 24.
前記アニールのステップによって、前記ＡｌＮ単結晶中の窒素空孔の濃度が増大する、請求項２４に記載の方法。 Wherein the annealing step, the concentration of nitrogen vacancies of the AlN single crystal is increased, the method according to claim 24.
前記アニールのステップを、アニール温度及びアニール窒素圧で行い、前記アニール窒素圧が、前記第１の温度でＡｌからＡｌＮを形成するのに必要な窒素圧よりほぼ大きい、請求項２４に記載の方法。 The steps of the anneal is performed at an annealing temperature and annealing nitrogen pressure, the annealing nitrogen pressure is approximately greater than the nitrogen pressure required to form AlN from Al at the first temperature, the method according to claim 24 .
前記アニール窒素圧が、前記第１の温度でＡｌからＡｌＮを形成するのに必要な窒素圧の２倍未満である、請求項２８に記載の方法。 The annealing nitrogen pressure is less than twice the nitrogen pressure required to form AlN from Al at the first temperature, the method according to claim 28.
前記アニール窒素圧が、 ０ ． The annealing nitrogen pressure, 0. １ ミリバール 〜 ５バールの範囲内にある請求項２９に記載の方法。 The method of claim 29 which is in the range of 1 mbar to 5 bar.
前記アニール温度が１ ９００℃より大きい、請求項２８に記載の方法。 The annealing temperature is higher than 1 900 ° C., The method of claim 28.
アニール後、前記ＡｌＮ単結晶が 、室温で１ ０ −４ Ω −１ ｃｍ −１より大きい導電性を有する、請求項２４に記載の方法。 After annealing, the AlN single crystal has a 1 0 -4 Ω -1 cm -1 conductivity greater than at room temperature, The method of claim 24.
アニール後、前記ＡｌＮ単結晶が 、室温で１ ０ −２ Ω −１ ｃｍ −１より大きい導電性を有する、請求項３２に記載の方法。 After annealing, the AlN single crystal has a 1 0 -2 Ω -1 cm -1 conductivity greater than at room temperature, The method of claim 32.
前記坩堝が底部プラグを有し、当該底部プラグが、前記多結晶ＡｌＮセラミックスの形成の際に、当該多結晶ＡｌＮセラミックスに隣接して配置され且つ当該多結晶ＡｌＮセラミックスと接触している、請求項２３に記載の方法。 It said crucible has a bottom plug, the bottom plug is said in the formation of polycrystalline AlN ceramic is in contact with the polycrystalline AlN ceramics is disposed adjacent and the polycrystalline AlN ceramics, claim the method according to 23.
前記底部プラグがタングステンを含む、請求項３４に記載の方法。 The bottom plug comprises tungsten method of claim 34.
前記坩堝が巻き付け箔を有する、請求項１に記載の方法。 The crucible having the foil wrap, the method according to claim 1.
前記巻き付け箔の少なくとも一部が、前記多結晶ＡｌＮセラミックスを有し、前記第１の端部で且つ前記結晶成長エンクロージャー内に設けられる、請求項３６に記載の方法。 Wherein at least a portion of said wrapping foil, having said polycrystalline AlN ceramics, is provided and in the crystal growth enclosure at the first end, the method according to claim 36.
前記巻き付け箔の少なくとも一部が、前記多結晶ＡｌＮセラミックスの昇華の際に、当該多結晶ＡｌＮセラミックスと接触したままである、請求項３７に記載の方法。 At least a portion of the foil wrap is the time of the sublimation of the polycrystalline AlN ceramics, remains in contact with the polycrystalline AlN ceramics The method of claim 37.
前記巻き付け箔がタングステンを含む、請求項３６に記載の方法。 It said foil wrap includes a tungsten method according to claim 36.
前記多結晶ＡｌＮセラミックスが、前記反応後、ほぼ室温に達し、当該多結晶ＡｌＮセラミックスが、１％未満の過剰のＡｌ及び１ ００ｐｐｍ未満の酸素濃度を有する、請求項１に記載の方法。 The polycrystalline AlN ceramic, after the reaction, almost reaching room temperature, the polycrystalline AlN ceramic has an excess of Al and oxygen concentration of less than 1 00Ppm less than 1%, The method of claim 1.
前記坩堝内に前記ペレットを供給する前に、前記ペレットを、フッ化水素酸及び硝酸の混合物中に浸漬する、請求項１に記載の方法。 Before supplying the pellets into the crucible, the pellet is immersed in a mixture of hydrofluoric acid and nitric acid The method of claim 1.
JP2009503043A 2006-03-30 2007-03-30 How to controllably doped aluminum nitride bulk crystal Active JP5479888B2 (en)
US78739906P true 2006-03-30 2006-03-30
US60/787,399 2006-03-30
PCT/US2007/007980 WO2007123735A1 (en) 2006-03-30 2007-03-30 Methods for controllable doping of aluminum nitride bulk crystals
JP2009532313A JP2009532313A (en) 2009-09-10
JP5479888B2 true JP5479888B2 (en) 2014-04-23
ID=38512410
JP2009503043A Active JP5479888B2 (en) 2006-03-30 2007-03-30 How to controllably doped aluminum nitride bulk crystal
US (1) US8012257B2 (en)
EP (2) EP2918708A3 (en)
JP (1) JP5479888B2 (en)
CN (1) CN101454487B (en)
WO (1) WO2007123735A1 (en)
WO2010001803A1 (en) * 2008-07-01 2010-01-07 住友電気工業株式会社 PROCESS FOR PRODUCTION OF AlXGa(1-X)N SINGLE CRYSTAL, AlXGa(1-X)N SINGLE CRYSTAL AND OPTICAL LENSES
JP5744052B2 (en) * 2010-11-10 2015-07-01 株式会社フジクラ Apparatus and a method for manufacturing an aluminum nitride single crystal
WO2017134779A1 (en) * 2016-02-03 2017-08-10 イーメックス株式会社 Aluminum nitride thin film, method for forming aluminum nitride thin film, and electrode material
WO2017164233A1 (en) 2016-03-23 2017-09-28 株式会社トクヤマ Manufacturing method for aluminum nitride single-crystal substrate
FR2225207B1 (en) 1973-04-16 1978-04-21 Ibm
DE69204198D1 (en) 1991-04-16 1995-09-28 Sumitomo Electric Industries Czochralski method using a device for shielding the radiation from the raw material molten solution and apparatus therefor.
JP2875726B2 (en) * 1993-10-28 1999-03-31 新日本無線株式会社 Heat treatment method of compound semiconductor
JPH0859386A (en) 1994-08-22 1996-03-05 Mitsubishi Materials Corp Semiconductor single crystal growing device
JP3239787B2 (en) 1997-01-30 2001-12-17 安藤電気株式会社 Ic socket
JP3062688B2 (en) * 1998-12-17 2000-07-12 ファインセラミックス技術研究組合 Method for producing a high thermal conductive aluminum nitride sintered body
AT418420T (en) 2001-11-20 2009-01-15 Rensselaer Polytech Inst A method for polishing the surface of a substrate
DE10248964B4 (en) * 2002-10-14 2011-12-01 Crystal-N Gmbh A method for sublimation growth of aluminum nitride single crystals
JP4112449B2 (en) 2003-07-28 2008-07-02 株式会社東芝 Discharge electrodes and the discharge lamp
DE10335538A1 (en) * 2003-07-31 2005-02-24 Sicrystal Ag Method and apparatus for AIN single crystal production with gas-permeable wall of the crucible
EP1866464B1 (en) 2005-04-07 2013-02-27 North Carolina State University Seeded growth process for preparing aluminum nitride single crystals
US7713769B2 (en) 2007-12-21 2010-05-11 Tekcore Co., Ltd. Method for fabricating light emitting diode structure having irregular serrations
2007-03-30 JP JP2009503043A patent/JP5479888B2/en active Active
2007-03-30 CN CN2007800181039A patent/CN101454487B/en active IP Right Grant
2007-03-30 WO PCT/US2007/007980 patent/WO2007123735A1/en active Application Filing
2007-03-30 EP EP15154002.8A patent/EP2918708A3/en active Pending
2007-03-30 EP EP07774299.7A patent/EP2007933B1/en active Active
2007-03-30 US US11/731,790 patent/US8012257B2/en active Active
EP2007933A1 (en) 2008-12-31
EP2918708A3 (en) 2016-01-06
CN101454487A (en) 2009-06-10
US20070243653A1 (en) 2007-10-18
EP2918708A2 (en) 2015-09-16
US8012257B2 (en) 2011-09-06
EP2007933B1 (en) 2017-05-10
WO2007123735A1 (en) 2007-11-01
JP2009532313A (en) 2009-09-10
CN101454487B (en) 2013-01-23
EP1551768B1 (en) 2013-11-20 Process for manufacturing a gallium rich gallium nitride film
US8545629B2 (en) 2013-10-01 Method and apparatus for producing large, single-crystals of aluminum nitride
JP5296024B2 (en) 2013-09-25 Pressure vessel for growing a Iii nitride crystal and method for growing iii nitride crystal using a high-pressure vessel and iii nitride crystal,
KR101293307B1 (en) 2013-08-05 Group iii-nitride based resonant cavity light emitting devices fabricated on single crystal gallium nitride substrates
US8878230B2 (en) 2014-11-04 Semi-insulating group III metal nitride and method of manufacture
US7905958B2 (en) 2011-03-15 Group III-nitride semiconductor crystal and manufacturing method thereof, and group III-nitride semiconductor device
US9525032B2 (en) 2016-12-20 Doped aluminum nitride crystals and methods of making them
JP3898278B2 (en) 2007-03-28 Manufacturing method and apparatus for producing a silicon carbide single crystal
US8361227B2 (en) 2013-01-29 Silicon carbide single crystals with low boron content
Ref document number: 5479888