JP3508356B2 - 半導体結晶成長方法及び半導体薄膜 - Google Patents
半導体結晶成長方法及び半導体薄膜Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は半導体装置、特に、
シリコンカーバイド上に化合物半導体層を結晶成長させ
る方法および半導体発光デバイスに関するものである。
シリコンカーバイド上に化合物半導体層を結晶成長させ
る方法および半導体発光デバイスに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】シリコン基板上に、シリコンカーバイド
（以下、ＳｉＣと記す。）をエピタキシャル成長させる
ことは既に報告されている。参考文献としては、松波ら
による、IEEE Trans.Electron Devices ED-28,1235(198
1)がある。
（以下、ＳｉＣと記す。）をエピタキシャル成長させる
ことは既に報告されている。参考文献としては、松波ら
による、IEEE Trans.Electron Devices ED-28,1235(198
1)がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、ＳｉＣ結晶
上に、ＳｉＣとは格子定数の異なるＧａＮ等の化合物半
導体を成長させる結晶成長方法およびその化合物半導体
層を用いた半導体発光装置を提供することを目的とす
る。
上に、ＳｉＣとは格子定数の異なるＧａＮ等の化合物半
導体を成長させる結晶成長方法およびその化合物半導体
層を用いた半導体発光装置を提供することを目的とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の半導体結晶成長方法は、表面が炭素面のＳ
ｉＣ結晶表面を原子状水素によりターミネイトする工程
と、前記ＳｉＣ結晶表面にＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋ｙ
＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）結晶
を成長する工程とを有する。
に、本発明の半導体結晶成長方法は、表面が炭素面のＳ
ｉＣ結晶表面を原子状水素によりターミネイトする工程
と、前記ＳｉＣ結晶表面にＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋ｙ
＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）結晶
を成長する工程とを有する。
【０００５】前記Ａｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝
１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）結晶は、ｘ
＝ｚ＝０、ｙ＝１であるものが好ましい。
１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）結晶は、ｘ
＝ｚ＝０、ｙ＝１であるものが好ましい。
【０００６】また、前記原子状水素が、２０００℃以上
に熱せられたフィラメントによって水素ガス（Ｈ 2 ）を
クラッキングすることにより供給されることを特徴とす
る。
に熱せられたフィラメントによって水素ガス（Ｈ 2 ）を
クラッキングすることにより供給されることを特徴とす
る。
【０００７】また、本発明の半導体薄膜は、炭素面を水
素ターミネイトしたＳｉＣ結晶と、前記ＳｉＣ結晶上に
形成したＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ
≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）層とを備えている。
素ターミネイトしたＳｉＣ結晶と、前記ＳｉＣ結晶上に
形成したＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ
≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）層とを備えている。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明者らは、6H,4H,3C等のSiC
基板表面から、酸化膜や不純物を取り除き清浄化し、表
面原子のダングリングボンドを、水素によりターミネイ
トし、安定化された表面を形成することにより、SiC基
板がSiC以外の、例えばGaN等のような物質の単結晶をヘ
テロエピタキシャル成長させるための基板として有効に
機能することを確認した。以下、具体的にその方法につ
いて説明する。
基板表面から、酸化膜や不純物を取り除き清浄化し、表
面原子のダングリングボンドを、水素によりターミネイ
トし、安定化された表面を形成することにより、SiC基
板がSiC以外の、例えばGaN等のような物質の単結晶をヘ
テロエピタキシャル成長させるための基板として有効に
機能することを確認した。以下、具体的にその方法につ
いて説明する。
【０００９】（実施の形態１）図１のように、研磨処理
され平滑化された6Hまたは4H、3C,15R等の単結晶ＳｉＣ
基板１の表面２を、アセトン、アルコール、トリクロエ
ン等の有機溶剤で洗浄し、有機物質を取り除く。更にフ
ッ酸溶液にひたすことにより洗浄し、酸化物を取り除
く。この場合、一度表面を酸化して酸化膜を形成し、こ
の酸化膜を除去することにより表面の欠陥の少ない基板
を形成することが出来る。
され平滑化された6Hまたは4H、3C,15R等の単結晶ＳｉＣ
基板１の表面２を、アセトン、アルコール、トリクロエ
ン等の有機溶剤で洗浄し、有機物質を取り除く。更にフ
ッ酸溶液にひたすことにより洗浄し、酸化物を取り除
く。この場合、一度表面を酸化して酸化膜を形成し、こ
の酸化膜を除去することにより表面の欠陥の少ない基板
を形成することが出来る。
【００１０】この洗浄ＳｉＣ基板を真空装置内に導入
し、水素ガスを真空槽内に、1x10-6Torr以上の圧力に達
するまで導入し、水素雰囲気中でＳｉＣ基板１を加熱し
た。
し、水素ガスを真空槽内に、1x10-6Torr以上の圧力に達
するまで導入し、水素雰囲気中でＳｉＣ基板１を加熱し
た。
【００１１】800℃以上の温度まで加熱されたＳｉＣ基
板１表面は、水素と反応し若干エッチされ、さらに清浄
な表面が形成される。この場合、水素はガスを導入する
だけでも良いが、2000℃以上に熱せられたフィラメント
によってクラッキングされた原子状水素を供給すると、
より低いガス圧の1x10-7Torrでも、より低い基板温度60
0℃の条件でも清浄表面の形成が可能であった。
板１表面は、水素と反応し若干エッチされ、さらに清浄
な表面が形成される。この場合、水素はガスを導入する
だけでも良いが、2000℃以上に熱せられたフィラメント
によってクラッキングされた原子状水素を供給すると、
より低いガス圧の1x10-7Torrでも、より低い基板温度60
0℃の条件でも清浄表面の形成が可能であった。
【００１２】このようにして形成された清浄ＳｉＣ基板
表面１には、酸化物や不純物などのSiC以外の物質は存
在せず、ＳｉＣ表面原子のダングリングボンドは、水素
によりターミネイトされて安定化されていた。
表面１には、酸化物や不純物などのSiC以外の物質は存
在せず、ＳｉＣ表面原子のダングリングボンドは、水素
によりターミネイトされて安定化されていた。
【００１３】特に基板１の表面が3C-SiC(111)面又は6H,
4H-SiC(0001)面に対応する炭素面の場合に、図２の様
に、表面が炭素面の炭素３のダングリングボンド４が水
素５でターミネイトされて安定化されて、平滑・清浄な
表面が得られた。
4H-SiC(0001)面に対応する炭素面の場合に、図２の様
に、表面が炭素面の炭素３のダングリングボンド４が水
素５でターミネイトされて安定化されて、平滑・清浄な
表面が得られた。
【００１４】炭素と水素の結合は、1100℃程度の温度以
上で分解し始めるため、この温度以下では安定である。
したがって、１０００℃程度にまで温度をあげる必要の
ある結晶成長には炭素のダングリングボンドを用いる方
がよい。つまりＳｉＣ基板の炭素面の方をもちいるのが
よい。
上で分解し始めるため、この温度以下では安定である。
したがって、１０００℃程度にまで温度をあげる必要の
ある結晶成長には炭素のダングリングボンドを用いる方
がよい。つまりＳｉＣ基板の炭素面の方をもちいるのが
よい。
【００１５】一方、Siと水素の結合は、600℃程度の温
度以上で分解し水素が表面から離脱し安定化が保持され
ない。このため、上記800℃の温度においては、表面がS
i面の場合は、Siが水素と反応して盛んにエッチされ、
安定な表面が得にくい。よって８００℃の温度でＳｉＣ
基板上に結晶成長させる場合にはＳｉ面は使用しないほ
うがよい。これに対し、炭素面においては、１０００℃
程度でも安定な炭素水素結合が保持され、表面が安定化
される。
度以上で分解し水素が表面から離脱し安定化が保持され
ない。このため、上記800℃の温度においては、表面がS
i面の場合は、Siが水素と反応して盛んにエッチされ、
安定な表面が得にくい。よって８００℃の温度でＳｉＣ
基板上に結晶成長させる場合にはＳｉ面は使用しないほ
うがよい。これに対し、炭素面においては、１０００℃
程度でも安定な炭素水素結合が保持され、表面が安定化
される。
【００１６】図３の様に、基板１と薄膜が異なる物質
で、ヘテロエピタキシャル成長により単結晶薄膜６を成
長させる場合、格子の整合が不十分でラティスミスマッ
チが大きいと、通常の基板１と薄膜６の界面７での強い
相互作用を有するヘテロエピタキシャル界面において多
くのミスフィット転位８が形成されて、良好な単結晶薄
膜を得ることが出来ない。
で、ヘテロエピタキシャル成長により単結晶薄膜６を成
長させる場合、格子の整合が不十分でラティスミスマッ
チが大きいと、通常の基板１と薄膜６の界面７での強い
相互作用を有するヘテロエピタキシャル界面において多
くのミスフィット転位８が形成されて、良好な単結晶薄
膜を得ることが出来ない。
【００１７】本実施の形態のように、水素によってター
ミネイトされたＳｉＣ基板表面を利用して薄膜を形成す
る場合は、基板と薄膜の界面７における相互作用は、水
素を介して作用するため、直接の結合ではなく、ファン
デルワールス力のような弱い相互作用になると考えられ
る。この弱い相互作用が界面７で発生するミスフィット
転移の密度を低く保ち、ヘテロエピタキシャル成長を高
性能化すると考えられる。
ミネイトされたＳｉＣ基板表面を利用して薄膜を形成す
る場合は、基板と薄膜の界面７における相互作用は、水
素を介して作用するため、直接の結合ではなく、ファン
デルワールス力のような弱い相互作用になると考えられ
る。この弱い相互作用が界面７で発生するミスフィット
転移の密度を低く保ち、ヘテロエピタキシャル成長を高
性能化すると考えられる。
【００１８】水素によるターミネイトとは、ＳｉＣ基板
表面から出ているダングリングボンドに水素を結合させ
ることをいう。そしてここではダングリングボンドのす
べてを水素により完全に結合させてしまわなくてもよ
い。たとえば、表面のダングリングボンドに対して、水
素を３０パーセント程度を結合させるだけでも効果があ
ることが実験的に確かめられた。
表面から出ているダングリングボンドに水素を結合させ
ることをいう。そしてここではダングリングボンドのす
べてを水素により完全に結合させてしまわなくてもよ
い。たとえば、表面のダングリングボンドに対して、水
素を３０パーセント程度を結合させるだけでも効果があ
ることが実験的に確かめられた。
【００１９】成長させる薄膜に一致する基板が存在しな
い場合や、図４の様にバッファー層９を基板１とヘテロ
エピタキシャル薄膜６の界面に形成することが必要であ
るといわれている場合は、本発明の水素ターミネイト基
板表面が有効に働いた。
い場合や、図４の様にバッファー層９を基板１とヘテロ
エピタキシャル薄膜６の界面に形成することが必要であ
るといわれている場合は、本発明の水素ターミネイト基
板表面が有効に働いた。
【００２０】本実施例ではＳｉＣとして、3C-SiC(111)
面、α-SiC(0001)面について述べたが、他の面、例えば
3C-SiC(001)面、又はα-SiC(1210)面等でも有効であ
る。
面、α-SiC(0001)面について述べたが、他の面、例えば
3C-SiC(001)面、又はα-SiC(1210)面等でも有効であ
る。
【００２１】（実施の形態２）実施の形態１で説明した
水素ターミネイトＳｉＣ基板上に、ＧａＮ結晶を成長さ
せる方法について図５を用いて説明する。
水素ターミネイトＳｉＣ基板上に、ＧａＮ結晶を成長さ
せる方法について図５を用いて説明する。
【００２２】基板は、水素ターミネイト6H-SiC(0001)と
し、この基板表面に、ＧａＮを成長させる。まず、MOCV
D装置成長室内に、実施の形態１の水素ターミネイト6H-
SiC(0001)基板１０を設置する。基板温度を1000℃に保
持し、水素キャリアガスと共にトリメチルガリウム（Ｔ
ＭＧ）およびアンモニアを供給する。
し、この基板表面に、ＧａＮを成長させる。まず、MOCV
D装置成長室内に、実施の形態１の水素ターミネイト6H-
SiC(0001)基板１０を設置する。基板温度を1000℃に保
持し、水素キャリアガスと共にトリメチルガリウム（Ｔ
ＭＧ）およびアンモニアを供給する。
【００２３】この方法により、低温下において膜成長を
行うバッファ層の形成は行わなかったが、6H-SiC(0001)
表面１２にGaN単結晶薄膜１１がヘテロエピタキシャル
成長した。
行うバッファ層の形成は行わなかったが、6H-SiC(0001)
表面１２にGaN単結晶薄膜１１がヘテロエピタキシャル
成長した。
【００２４】6H-SiC(0001)表面の結晶の終端面１２が炭
素面を用いた。炭素と炭素をターミネイトしている水素
との結合は強いため、1000℃の基板温度での水素雰囲気
下のＧａＮ膜形成の条件下では、6H-SiC(0001)表面をタ
ーミネイトしている水素は保持され、GaNとの界面１２
を形成した。GaN(0001)面が、基板の6H-SiC(0001)面上
に成長しヘテロエピタキシャル成長薄膜が得られた。Ga
N結晶１１と水素ターミネイトSiC結晶１０は接してお
り、GaNヘテロエピタキシャル薄膜１１の欠陥密度は109
cm-2以下であった。このようにＳｉＣ基板の6H-SiC(000
1)水素ターミネイト表面１２により、ＳｉＣと、ヘテロ
エピタキシャルGaN結晶との界面エネルギーが緩和され
て、界面におけるヘテロエピタキシャルGaN結晶の転移
の発生が抑制された。
素面を用いた。炭素と炭素をターミネイトしている水素
との結合は強いため、1000℃の基板温度での水素雰囲気
下のＧａＮ膜形成の条件下では、6H-SiC(0001)表面をタ
ーミネイトしている水素は保持され、GaNとの界面１２
を形成した。GaN(0001)面が、基板の6H-SiC(0001)面上
に成長しヘテロエピタキシャル成長薄膜が得られた。Ga
N結晶１１と水素ターミネイトSiC結晶１０は接してお
り、GaNヘテロエピタキシャル薄膜１１の欠陥密度は109
cm-2以下であった。このようにＳｉＣ基板の6H-SiC(000
1)水素ターミネイト表面１２により、ＳｉＣと、ヘテロ
エピタキシャルGaN結晶との界面エネルギーが緩和され
て、界面におけるヘテロエピタキシャルGaN結晶の転移
の発生が抑制された。
【００２５】GaNは基板表面との弱い相互作用によりそ
の方向が決定されるが、結晶の表面は物質自身の有する
表面エネルギーによって決定される。このため、基板の
6H-SiC(0001)とヘテロエピタキシャルGaN(0001)は原子
レベルで接しているが、異なる結晶が接する場合の界面
エネルギーは低く保たれている。界面における結晶の乱
れの抑制は、欠陥密度の小さいヘテロエピタキシャル成
長を可能とする。
の方向が決定されるが、結晶の表面は物質自身の有する
表面エネルギーによって決定される。このため、基板の
6H-SiC(0001)とヘテロエピタキシャルGaN(0001)は原子
レベルで接しているが、異なる結晶が接する場合の界面
エネルギーは低く保たれている。界面における結晶の乱
れの抑制は、欠陥密度の小さいヘテロエピタキシャル成
長を可能とする。
【００２６】界面にバッファー層を形成するヘテロエピ
タキシャル成長の場合は、バッファー層がこの界面エネ
ルギーの低減を行う。本発明においては、このバッファ
ー層の効果を、原子層である水素ターミネイト表面によ
って実現したもので、バッファー層の形成よりも、制御
性・再現性・界面の清浄性に優れており、より低欠陥の
高性能のヘテロエピタキシャル成長単結晶薄膜の成長を
実現できた。
タキシャル成長の場合は、バッファー層がこの界面エネ
ルギーの低減を行う。本発明においては、このバッファ
ー層の効果を、原子層である水素ターミネイト表面によ
って実現したもので、バッファー層の形成よりも、制御
性・再現性・界面の清浄性に優れており、より低欠陥の
高性能のヘテロエピタキシャル成長単結晶薄膜の成長を
実現できた。
【００２７】GaN発光素子などのデバイスを形成するた
めには、基板のSiCはn型が好ましい。SiCのn型化は例え
ばN（窒素）をドーピングすることにより達成される。
ここではＧａＮの成長について説明したが、ＡｌxＧａy
ＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）結晶でも、同様の成長がで
きる。
めには、基板のSiCはn型が好ましい。SiCのn型化は例え
ばN（窒素）をドーピングすることにより達成される。
ここではＧａＮの成長について説明したが、ＡｌxＧａy
ＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）結晶でも、同様の成長がで
きる。
【００２８】本実施例では6H-SiC(0001)面について述べ
たがこの面と同等の3C-SiC(111)面、4H等も含むα-SiC
の(0001)面についても有効で、更に他の面例えば3C-SiC
(001)面、又はα-SiC(1210)面等でも有効であった。
たがこの面と同等の3C-SiC(111)面、4H等も含むα-SiC
の(0001)面についても有効で、更に他の面例えば3C-SiC
(001)面、又はα-SiC(1210)面等でも有効であった。
【００２９】ここでのＳｉＣ基板表面のＣダングリング
ボンドへの水素は約４０パ−セントである。３０以上か
ら１００パーセント未満であればこのうえに結晶成長す
るＧａＮは結晶欠陥の少ないものとなる。これは、１パ
ーセント以下のほんの少しのＣのダングリングボンドで
も存在すればがＧａＮがＳｉＣの表面のＣ（炭素）ダン
グリングボンドと結合し、基板との結合を保って結晶成
長できるためである。また、３０パーセントより小さい
と、水素でターミネイトしているダングリングボンドが
少なく、ほとんどのＣにＧａＮが結合するのでＳｉＣ上
のＧａＮ結晶に転移が入ることになるからである。本実
施の形態では、水素の割合を３０以上１００パ−セント
未満としている。この水素ターミネイトの値は、GaN成
長前のSiC基板の表面である。GaN成長中に基板温度や成
長雰囲気を変えることにより、すでに形成されているGa
N/SiC界面に存在するターミネイト水素比率が減少する
場合がある。例えば、成長途中でGaN成長温度を１２０
０度と変化させると、ターミネイト水素比率は殆どゼロ
に減少する。また、GaN成長後に昇温してもGaN/SiC界面
のターミネイト水素比率は減少する。
ボンドへの水素は約４０パ−セントである。３０以上か
ら１００パーセント未満であればこのうえに結晶成長す
るＧａＮは結晶欠陥の少ないものとなる。これは、１パ
ーセント以下のほんの少しのＣのダングリングボンドで
も存在すればがＧａＮがＳｉＣの表面のＣ（炭素）ダン
グリングボンドと結合し、基板との結合を保って結晶成
長できるためである。また、３０パーセントより小さい
と、水素でターミネイトしているダングリングボンドが
少なく、ほとんどのＣにＧａＮが結合するのでＳｉＣ上
のＧａＮ結晶に転移が入ることになるからである。本実
施の形態では、水素の割合を３０以上１００パ−セント
未満としている。この水素ターミネイトの値は、GaN成
長前のSiC基板の表面である。GaN成長中に基板温度や成
長雰囲気を変えることにより、すでに形成されているGa
N/SiC界面に存在するターミネイト水素比率が減少する
場合がある。例えば、成長途中でGaN成長温度を１２０
０度と変化させると、ターミネイト水素比率は殆どゼロ
に減少する。また、GaN成長後に昇温してもGaN/SiC界面
のターミネイト水素比率は減少する。
【００３０】（実施の形態３）Ｓｉ上に、ＳｉＣを成長
させ、その上に、ＧａＮを成長させる方法について説明
する。
させ、その上に、ＧａＮを成長させる方法について説明
する。
【００３１】図６のように、1x10-8Torr 以上の高真空
下で900℃以上まで昇温し、清浄化されたSi(001)(2x1)
基板１３表面に、バックグランド圧力を1x10-7Torr以下
に保って、炭化水素等のガス状の炭素のSi基板表面への
寄与を抑え、例えば電子線蒸着器を用いて黒鉛に8kV,10
0mA程度の電子線を照射することにより分子状の炭素を
昇華させてSi基板表面へ供給することにより、SiC/Si界
面１４が原子レベルで接している急峻な界面であるヘテ
ロエピタキシャル炭化珪素薄膜１５を形成した。
下で900℃以上まで昇温し、清浄化されたSi(001)(2x1)
基板１３表面に、バックグランド圧力を1x10-7Torr以下
に保って、炭化水素等のガス状の炭素のSi基板表面への
寄与を抑え、例えば電子線蒸着器を用いて黒鉛に8kV,10
0mA程度の電子線を照射することにより分子状の炭素を
昇華させてSi基板表面へ供給することにより、SiC/Si界
面１４が原子レベルで接している急峻な界面であるヘテ
ロエピタキシャル炭化珪素薄膜１５を形成した。
【００３２】この場合、分子状の炭素のSi表面１４への
供給は、基板温度が400℃以下の状態から始められ、Ｓ
ｉ基板１３は炭素の供給を続けたまま徐々に昇温されて
900℃以上まで加熱された。ガス状の炭素は基板表面に
存在するステップエッジや結晶欠陥などの反応サイトか
ら反応し、結晶方位の異なる双晶などを多く含み問題が
あった。
供給は、基板温度が400℃以下の状態から始められ、Ｓ
ｉ基板１３は炭素の供給を続けたまま徐々に昇温されて
900℃以上まで加熱された。ガス状の炭素は基板表面に
存在するステップエッジや結晶欠陥などの反応サイトか
ら反応し、結晶方位の異なる双晶などを多く含み問題が
あった。
【００３３】一方、分子状の炭素の供給による上述のSi
基板表面１３の炭化処理によって形成されたヘテロエピ
タキシャル炭化珪素１５は、SiC/Si界面が原子レベルで
接している急峻な界面を有しており、結晶方位の異なる
双晶などを殆ど含まないことを確認した。
基板表面１３の炭化処理によって形成されたヘテロエピ
タキシャル炭化珪素１５は、SiC/Si界面が原子レベルで
接している急峻な界面を有しており、結晶方位の異なる
双晶などを殆ど含まないことを確認した。
【００３４】上記炭化処理に続いてSiを1357℃程度に保
たれたクヌーセンセルから供給して、基板温度1050℃で
SiC薄膜を成長させるとヘテロエピタキシャル単結晶SiC
薄膜が得られた。ヘテロエピタキシャルSiC薄膜の膜厚
を100Å以上とすることにより、良好な単相の単結晶薄
膜が得られた。
たれたクヌーセンセルから供給して、基板温度1050℃で
SiC薄膜を成長させるとヘテロエピタキシャル単結晶SiC
薄膜が得られた。ヘテロエピタキシャルSiC薄膜の膜厚
を100Å以上とすることにより、良好な単相の単結晶薄
膜が得られた。
【００３５】このヘテロエピタキシャル単結晶ＳｉＣ薄
膜の表面を利用すると、炭化珪素基板として実施の形態
１、２のごとく機能する。つまり、ＳｉＣ薄膜の表面を
水素によりターミネイトし、その上に欠陥の少ないＧａ
Ｎ結晶を成長させることができる。この場合は、もとも
との基板として、Ｓｉウェハを使用することができ、Si
C単結晶をカット・研磨した基板を用いる場合に比べ
て、非常に安価になる。
膜の表面を利用すると、炭化珪素基板として実施の形態
１、２のごとく機能する。つまり、ＳｉＣ薄膜の表面を
水素によりターミネイトし、その上に欠陥の少ないＧａ
Ｎ結晶を成長させることができる。この場合は、もとも
との基板として、Ｓｉウェハを使用することができ、Si
C単結晶をカット・研磨した基板を用いる場合に比べ
て、非常に安価になる。
【００３６】さらに、レーザーなどを形成する場合に必
要な劈開技術についても、基板のSiの劈開を利用して、
Ｓｉ基板上に形成されたＧａＮ薄膜を劈開させることに
より、効率的に行うことが出来る。
要な劈開技術についても、基板のSiの劈開を利用して、
Ｓｉ基板上に形成されたＧａＮ薄膜を劈開させることに
より、効率的に行うことが出来る。
【００３７】この実施の形態の様に、ＳｉＣの形成のた
めに分子状の炭素源を用いた場合は、100Å程度の薄い
膜厚でも良好な結晶性を達成できた。つまり、炭素源と
しては分子状が好ましい。
めに分子状の炭素源を用いた場合は、100Å程度の薄い
膜厚でも良好な結晶性を達成できた。つまり、炭素源と
しては分子状が好ましい。
【００３８】ここで、使用するSi基板は(001)、(111)ど
ちらの面でも有効であったが、0.05度から１０度程度傾
けてカットしたoff-cut基板を用いると単相の単結晶を
成長させるために有効であった。
ちらの面でも有効であったが、0.05度から１０度程度傾
けてカットしたoff-cut基板を用いると単相の単結晶を
成長させるために有効であった。
【００３９】GaN発光素子などのデバイスを形成するた
めには、基板のSiはn型の方が良く、更にその表面に形
成されるSiCハタロエピタキシャル薄膜もn型が好まし
い。SiCのｎ型化は例えばN（窒素）をドーピングするこ
とにより達成される。
めには、基板のSiはn型の方が良く、更にその表面に形
成されるSiCハタロエピタキシャル薄膜もn型が好まし
い。SiCのｎ型化は例えばN（窒素）をドーピングするこ
とにより達成される。
【００４０】（実施の形態４）Si基板上にSiCヘテロエ
ピタキシャル薄膜を成長させた炭化珪素基板について、
劈開を考慮してSiCの結晶方位を制御する方法について
実施の形態４として説明する。
ピタキシャル薄膜を成長させた炭化珪素基板について、
劈開を考慮してSiCの結晶方位を制御する方法について
実施の形態４として説明する。
【００４１】図７の様に、Si(001)基板１３の清浄(2x1)
表面１４に、実施の形態３のごとく、3C-SiC(001)面１
５をヘテロエピタキシャル成長させた。
表面１４に、実施の形態３のごとく、3C-SiC(001)面１
５をヘテロエピタキシャル成長させた。
【００４２】3C-SiC(001)表面１６に、今度は、Ｓｉ１
７をヘテロエピタキシャル成長させ、更に、その表面１
８にＳｉＣ１９を再びヘテロエピタキシャル成長させ
た。すると、二度目の3C-SiCヘテロエピタキシャル薄膜
１９の結晶方位は、3C-SiC(111)面となった。
７をヘテロエピタキシャル成長させ、更に、その表面１
８にＳｉＣ１９を再びヘテロエピタキシャル成長させ
た。すると、二度目の3C-SiCヘテロエピタキシャル薄膜
１９の結晶方位は、3C-SiC(111)面となった。
【００４３】さらにこのＳｉＣ１９の上に、ＧａＮ結晶
２１を成長する。成長温度は約１１００℃である。Ｓｉ
Ｃ１９の表面は水素ターミネイトされたＣ面となってい
る。
２１を成長する。成長温度は約１１００℃である。Ｓｉ
Ｃ１９の表面は水素ターミネイトされたＣ面となってい
る。
【００４４】この２重のヘテロエピタキシャル成長SiC
薄膜は、実施の形態１、２および３で述べた炭化珪素基
板として有効に機能する。
薄膜は、実施の形態１、２および３で述べた炭化珪素基
板として有効に機能する。
【００４５】Si(001)面は互いに直行するSi[110]劈開方
向を有する。よって、この劈開を3C-SiC(111)面のヘテ
ロエピタキシャル薄膜、更にその表面２０に成長させる
例えばGaN(0001)面２１の3C-SiC(111)面に対応する他の
材料のヘテロエピタキシャル薄膜についても利用するこ
とができ有効である。
向を有する。よって、この劈開を3C-SiC(111)面のヘテ
ロエピタキシャル薄膜、更にその表面２０に成長させる
例えばGaN(0001)面２１の3C-SiC(111)面に対応する他の
材料のヘテロエピタキシャル薄膜についても利用するこ
とができ有効である。
【００４６】（実施の形態５）実施の形態１で説明した
水素ターミネイトされたSiC表面へのGaNのヘテロエピタ
キシャル成長をさせる場合に有効な、ＧａＮの２ステッ
プ成長について説明する。
水素ターミネイトされたSiC表面へのGaNのヘテロエピタ
キシャル成長をさせる場合に有効な、ＧａＮの２ステッ
プ成長について説明する。
【００４７】まず図８の(a)の様に水素ターミネイトさ
れた表面１２を有する基板１０をGaN成長室内に導入
し、７００℃に加熱しトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を
供給する。原子層程度の薄いGa薄膜２２を水素ターミネ
イトしたＳｉＣ表面に形成する。ＳｉＣ基板はＣ面とな
っている。
れた表面１２を有する基板１０をGaN成長室内に導入
し、７００℃に加熱しトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を
供給する。原子層程度の薄いGa薄膜２２を水素ターミネ
イトしたＳｉＣ表面に形成する。ＳｉＣ基板はＣ面とな
っている。
【００４８】この時、窒素は供給せず、ガリウムのみの
供給とする。この後、アンモニアを供給し、ガリウムを
窒化し、(b)の様にGaN薄膜２３に変化させる。
供給とする。この後、アンモニアを供給し、ガリウムを
窒化し、(b)の様にGaN薄膜２３に変化させる。
【００４９】さらにトリメチルガリウムとアンモニアの
供給を続け、(c)に示すように、ＧａＮ薄膜２４を１０
００Å程度の膜厚まで成長させる。この時形成されるＧ
ａＮ薄膜２４が非晶質構造をとっていると有効であるこ
とも確認した。
供給を続け、(c)に示すように、ＧａＮ薄膜２４を１０
００Å程度の膜厚まで成長させる。この時形成されるＧ
ａＮ薄膜２４が非晶質構造をとっていると有効であるこ
とも確認した。
【００５０】次に、基板温度を１０００℃に上昇させ、
さらにGaN薄膜の成長を続ける。基板温度の上昇途中
で、GaN薄膜の結晶性が向上し非晶質成分も結晶化し(d)
の様に良好なヘテロエピタキシャル単結晶ＧａＮ層２５
が得られる。基板温度１０００℃で成長するGaN薄膜は
成長に伴って結晶性が更に向上し、非常に良好なヘテロ
エピタキシャルGaN薄膜が成長した。
さらにGaN薄膜の成長を続ける。基板温度の上昇途中
で、GaN薄膜の結晶性が向上し非晶質成分も結晶化し(d)
の様に良好なヘテロエピタキシャル単結晶ＧａＮ層２５
が得られる。基板温度１０００℃で成長するGaN薄膜は
成長に伴って結晶性が更に向上し、非常に良好なヘテロ
エピタキシャルGaN薄膜が成長した。
【００５１】本実施の形態の２ステップ成長は、単結晶
のSiC基板を用いた場合でも、Si基板上にヘテロエピタ
キシャル成長したSiCを用いた場合でも有効である。3C-
SiC(001)面、3C-SiC(111)面、α-SiC(0001)面、更には
他の結晶面に於いても有効である。
のSiC基板を用いた場合でも、Si基板上にヘテロエピタ
キシャル成長したSiCを用いた場合でも有効である。3C-
SiC(001)面、3C-SiC(111)面、α-SiC(0001)面、更には
他の結晶面に於いても有効である。
【００５２】（実施の形態６）次に基板としてダイヤモ
ンドを用いた場合について説明する。
ンドを用いた場合について説明する。
【００５３】図９のようにダイヤモンド単結晶基板２６
を用いて、その表面２７にSiC単結晶２８をヘテロエピ
タキシャル成長させて、このSiC表面２９を水素ターミ
ネイトし基板とした。
を用いて、その表面２７にSiC単結晶２８をヘテロエピ
タキシャル成長させて、このSiC表面２９を水素ターミ
ネイトし基板とした。
【００５４】ダイヤモンド上のSiCのヘテロエピタキシ
ャル成長は、基板を１０５０℃に加熱し、SiとCを基板
表面に供給することにより達成できる。この場合のヘテ
ロエピタキシャルSiC薄膜の成長条件は実施の形態３の
条件と同様であったが、炭化処理は必要としなかった。
ャル成長は、基板を１０５０℃に加熱し、SiとCを基板
表面に供給することにより達成できる。この場合のヘテ
ロエピタキシャルSiC薄膜の成長条件は実施の形態３の
条件と同様であったが、炭化処理は必要としなかった。
【００５５】このダイヤモンド表面に形成されたSiC薄
膜表面に、例えばGaN薄膜３０を実施の形態２または５
のようにヘテロエピタキシャル成長させた。このダイヤ
モンド表面のヘテロエピタキシャル薄膜は、劈開が可能
であり、更にダイヤモンドの熱伝導率がＳｉに比べて一
桁以上高いために、ハイパワー動作に適している。これ
は、ハイパワー動作に伴う発熱をダイヤモンド基板が効
率的に逃がすことが出来るためである。また、ダイヤモ
ンド単結晶基板がダイヤモンドの多結晶の基板でも有効
であることを確認した。
膜表面に、例えばGaN薄膜３０を実施の形態２または５
のようにヘテロエピタキシャル成長させた。このダイヤ
モンド表面のヘテロエピタキシャル薄膜は、劈開が可能
であり、更にダイヤモンドの熱伝導率がＳｉに比べて一
桁以上高いために、ハイパワー動作に適している。これ
は、ハイパワー動作に伴う発熱をダイヤモンド基板が効
率的に逃がすことが出来るためである。また、ダイヤモ
ンド単結晶基板がダイヤモンドの多結晶の基板でも有効
であることを確認した。
【００５６】さらに、図１０のように、Si基板３１上に
形成されたダイヤモンド薄膜３２、又はダイヤモンド基
板上にヘテロエピタキシャル成長させたダイヤモンド薄
膜を用いても有効である。
形成されたダイヤモンド薄膜３２、又はダイヤモンド基
板上にヘテロエピタキシャル成長させたダイヤモンド薄
膜を用いても有効である。
【００５７】Si基板上へのヘテロエピタキシャル成長
は、Si基板３１上に先にSiC薄膜３３を形成しその表面
にダイヤモンド薄膜３２を成長させた場合に良好なヘテ
ロエピタキシャル薄膜が得られた。この場合のSiCのSi
基板上へのヘテロエピタキシャル成長は実施の形態３で
述べた方法を用いた。
は、Si基板３１上に先にSiC薄膜３３を形成しその表面
にダイヤモンド薄膜３２を成長させた場合に良好なヘテ
ロエピタキシャル薄膜が得られた。この場合のSiCのSi
基板上へのヘテロエピタキシャル成長は実施の形態３で
述べた方法を用いた。
【００５８】ダイヤモンドの成長は、マイクロ波ＣＶＤ
プラズマ製膜装置を用い、COを例えば１０％含んだ水素
ガスを4000Pa程度の圧力で110sccm流しマイクロ波パワ
ー300Wで成膜した。この場合の基板温度は８５０℃程度
で一時間の成膜で１ミクロンの膜厚のダイヤモンド薄膜
が形成された。
プラズマ製膜装置を用い、COを例えば１０％含んだ水素
ガスを4000Pa程度の圧力で110sccm流しマイクロ波パワ
ー300Wで成膜した。この場合の基板温度は８５０℃程度
で一時間の成膜で１ミクロンの膜厚のダイヤモンド薄膜
が形成された。
【００５９】（実施の形態７）実施の形態６で述べた図
１１のダイヤモンド基板表面３４の炭素ダングリングボ
ンドを水素によりターミネイトすることにより、実施の
形態６で述べたようなSiCの表面への成長を必要としな
いダイヤモンド単体でも、例えばGaN薄膜３５のエピタ
キシャル基板として有効に機能することを確認した。
１１のダイヤモンド基板表面３４の炭素ダングリングボ
ンドを水素によりターミネイトすることにより、実施の
形態６で述べたようなSiCの表面への成長を必要としな
いダイヤモンド単体でも、例えばGaN薄膜３５のエピタ
キシャル基板として有効に機能することを確認した。
【００６０】つまり、ダイヤモンド単結晶基板、または
他の基板（例えばSi基板など）の表面に形成されたダイ
ヤモンド薄膜の表面を、水素プラズマにさらすことによ
り表面を水素化して本発明の基板として使用できる。
他の基板（例えばSi基板など）の表面に形成されたダイ
ヤモンド薄膜の表面を、水素プラズマにさらすことによ
り表面を水素化して本発明の基板として使用できる。
【００６１】水素プラズマは、例えば実施の形態６で述
べたダイヤモンド薄膜形成装置に於いて、CO等の炭素源
を供給せずに水素のみを供給して同様の条件で発生さ
せ、そのプラズマ中に基板をさらすことにより水素ター
ミネイト基板が形成される。この水素ターミネイト表面
３４に例えばGaN３５が上記実施の形態のように有効に
ヘテロエピタキシャル成長した。
べたダイヤモンド薄膜形成装置に於いて、CO等の炭素源
を供給せずに水素のみを供給して同様の条件で発生さ
せ、そのプラズマ中に基板をさらすことにより水素ター
ミネイト基板が形成される。この水素ターミネイト表面
３４に例えばGaN３５が上記実施の形態のように有効に
ヘテロエピタキシャル成長した。
【００６２】（実施の形態８）上記実施の形態を用いて
半導体発光素子を製造した実施の形態について説明す
る。
半導体発光素子を製造した実施の形態について説明す
る。
【００６３】まず、ｎ型ＳｉＣ（6H-SiC(0001)）基板を
洗浄したのち、真空装置内にセットし、水素ガスを真空
槽内に、1x10-6Torr以上の圧力に達するまで導入し、水
素雰囲気中でｎ型ＳｉＣ基板を加熱した。800℃以上の
温度まで加熱されたＳｉＣ基板表面は、水素と反応し若
干エッチされ、さらに清浄な表面が形成される。このよ
うにして形成された清浄なｎ型ＳｉＣ基板表面には、酸
化物や不純物などのSiC以外の物質は存在せず、ＳｉＣ
表面原子のダングリングボンドは、水素によりターミネ
イトされて安定化されていた。
洗浄したのち、真空装置内にセットし、水素ガスを真空
槽内に、1x10-6Torr以上の圧力に達するまで導入し、水
素雰囲気中でｎ型ＳｉＣ基板を加熱した。800℃以上の
温度まで加熱されたＳｉＣ基板表面は、水素と反応し若
干エッチされ、さらに清浄な表面が形成される。このよ
うにして形成された清浄なｎ型ＳｉＣ基板表面には、酸
化物や不純物などのSiC以外の物質は存在せず、ＳｉＣ
表面原子のダングリングボンドは、水素によりターミネ
イトされて安定化されていた。
【００６４】次に、このｎ型ＳｉＣ基板温度を1000℃に
保持し、水素キャリアガスと共にトリメチルガリウム
（ＴＭＧ）およびアンモニアを供給することにより、Ga
N単結晶薄膜１１をエピタキシャル成長させる。ドーパ
ントとしては、ｎ型はＳｉ、ｐ型はＭｇを用いた。つま
り、ＧａＮ結晶の成長時にドーパンントとしてＳｉを導
入することでｎ型ＧａＮとし、引続きＭｇを導入するこ
とでｐ型ＧａＮとした。最後にｐ型ＧａＮ上にはｐ型電
極を、ｎ型ＳｉＣ基板にはｎ型電極を形成した。このよ
うにして、ｎ型ＳｉＣ基板上に形成したＧａＮ結晶を用
いた発光素子を製造することができた。
保持し、水素キャリアガスと共にトリメチルガリウム
（ＴＭＧ）およびアンモニアを供給することにより、Ga
N単結晶薄膜１１をエピタキシャル成長させる。ドーパ
ントとしては、ｎ型はＳｉ、ｐ型はＭｇを用いた。つま
り、ＧａＮ結晶の成長時にドーパンントとしてＳｉを導
入することでｎ型ＧａＮとし、引続きＭｇを導入するこ
とでｐ型ＧａＮとした。最後にｐ型ＧａＮ上にはｐ型電
極を、ｎ型ＳｉＣ基板にはｎ型電極を形成した。このよ
うにして、ｎ型ＳｉＣ基板上に形成したＧａＮ結晶を用
いた発光素子を製造することができた。
【００６５】
【発明の効果】本発明により、ＧａＮ又はＡｌＧａＩｎ
Ｎ等のヘテロエピタキシャル成長用の有効なＳｉＣ結晶
およびＳｉＣ基板が提供できる。つまり、従来バッファ
ー層等を成長させ、格子ミスマッチを緩和させてヘテロ
エピタキシャル成長させていたのを、ＳｉＣ結晶または
ＳｉＣ基板表面のダングリングボンドを水素ターミネイ
トすることにより、結晶または基板表面とヘテロエピタ
キシャル成長単結晶薄膜との界面エネルギーを低く保
ち、直接エピタキシャル成長可能とした。よって従来の
バッファー層は必要とせず欠陥密度の低いヘテロエピタ
キシャル成長を可能とする結晶または基板として機能す
る。
Ｎ等のヘテロエピタキシャル成長用の有効なＳｉＣ結晶
およびＳｉＣ基板が提供できる。つまり、従来バッファ
ー層等を成長させ、格子ミスマッチを緩和させてヘテロ
エピタキシャル成長させていたのを、ＳｉＣ結晶または
ＳｉＣ基板表面のダングリングボンドを水素ターミネイ
トすることにより、結晶または基板表面とヘテロエピタ
キシャル成長単結晶薄膜との界面エネルギーを低く保
ち、直接エピタキシャル成長可能とした。よって従来の
バッファー層は必要とせず欠陥密度の低いヘテロエピタ
キシャル成長を可能とする結晶または基板として機能す
る。
【００６６】この場合、結晶または基板表面は、炭素の
ダングリングボンドとそれをターミネイトしている水素
のよって構成されているのが最も好ましい。これは炭素
水素の結合が安定なためで、SiCやダイヤモンドの水素
ターミネイト表面がこれに当たる。
ダングリングボンドとそれをターミネイトしている水素
のよって構成されているのが最も好ましい。これは炭素
水素の結合が安定なためで、SiCやダイヤモンドの水素
ターミネイト表面がこれに当たる。
【図１】実施の形態を示すＳｉＣ基板の断面図
【図２】基板表面の原子構造を示す図
【図３】基板表面に形成されたヘテロエピタキシャル単
結晶薄膜を示す断面図
結晶薄膜を示す断面図
【図４】従来のバッファ相を必要とするヘテロエピタキ
シャル成長薄膜を示す断面図
シャル成長薄膜を示す断面図
【図５】実施の形態２に係るヘテロエピタキシャル成長
薄膜を示す断面図
薄膜を示す断面図
【図６】実施の形態３に係るSiC/Si基板を示す断面図
【図７】実施の形態４に係る層状構造を有する炭化珪素
基板を示す断面図
基板を示す断面図
【図８】実施の形態５に係る２ステップ成長のプロセス
図
図
【図９】実施の形態６に係るダイヤモンドを含む基板を
示す断面図
示す断面図
【図１０】実施の形態６に係るダイヤモンド/Si基板を
示す断面図
示す断面図
【図１１】実施の形態７に係るダイヤモンド表面へのヘ
テロエピタキシャル成長薄膜を示す断面図
テロエピタキシャル成長薄膜を示す断面図
１ 基板
２ 基板表面
３ 炭素表面原子
４ ダングリングボンド
５ 水素
６ 薄膜
７ 界面
８ ミスフィット転移
９ バッファー層
１０ SiC基板
１１ GaN単結晶薄膜
１２ SiC炭素終端面
１３ Si基板
１４ SiC/Si界面
１５ SiC薄膜
１６ SiC薄膜表面
１７ Si薄膜
１８ Si薄膜表面
１９ ２層目のSiC薄膜
２０ ２層目のSiC薄膜表面
２１ GaN薄膜
２２ Ga薄膜
２３ GaN初期薄膜
２４ 低温成長GaN薄膜
２５ 高温成長GaN薄膜
２６ ダイヤモンド基板
２７ ダイヤモンド表面
２８ SiC薄膜
２９ SiC薄膜表面
３０ GaN薄膜
３１ Si基板
３２ ダイヤモンド薄膜
３３ SiC薄膜
３４ ダイヤモンド基板表面
３５ ヘテロエピタキシャル成長薄膜
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平４−214099（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−238890（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−242985（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−297023（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−326416（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−42813（ＪＰ，Ａ)
Ｉｓｈｉｄａ Ａ． ｅｔ ａｌ，"
Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ＧａＮ ｆｉｌｍ
ｓ ｂｙ ｈｏｔ ｗａｌｌ ｅｐｉｔ
ａｘｙ”，Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉ
ｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，1995年 ７月31
日，Ｖｏｌ．67， Ｎｏ．５，ｐｐ.
665−666.
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01L 33/00,5/00 - 5/50
H01L 21/205
Claims (7)
- 【請求項１】 表面が炭素面のＳｉＣ結晶表面を原子状
水素によりターミネイトする工程と、 前記ＳｉＣ結晶表面にＡｌxＧａyＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ
＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）結晶を成
長する工程とを有する半導体結晶成長方法。 - 【請求項２】 ｘ＝ｚ＝０、ｙ＝１である請求項１に記
載の半導体結晶成長方法。 - 【請求項３】 前記成長したＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ結晶の
欠陥密度が１０ 9 ｃｍ -2 以下である請求項１または２に
記載の半導体結晶成長方法。 - 【請求項４】 前記原子状水素が、２０００℃以上に熱
せられたフィラメントによって水素ガスをクラッキング
することにより供給されることを特徴とする請求項１〜
３のいずれかに記載の半導体結晶成長方法。 - 【請求項５】 炭素面を水素ターミネイトしたＳｉＣ結
晶と、 前記ＳｉＣ結晶上に形成したＡｌ x Ｇａ y Ｉｎ z Ｎ（ｘ＋
ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）層
とを備えた半導体薄膜。 - 【請求項６】 シリコン基板と、 前記基板上に形成したＳｉＣ結晶と、 前記ＳｉＣ結晶上の炭素面に形成したＡｌxＧａyＩｎz
Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ
≦１）層を備え、 前記ＳｉＣ結晶の表面が原子状水素によりターミネイト
されている半導体薄膜。 - 【請求項７】 ｘ＝ｚ＝０、ｙ＝１である請求項６に記
載の半導体薄膜。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33647395A JP3508356B2 (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 半導体結晶成長方法及び半導体薄膜 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33647395A JP3508356B2 (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 半導体結晶成長方法及び半導体薄膜 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09181355A JPH09181355A (ja) | 1997-07-11 |
| JP3508356B2 true JP3508356B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=18299504
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33647395A Expired - Fee Related JP3508356B2 (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 半導体結晶成長方法及び半導体薄膜 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3508356B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0971394A4 (en) * | 1997-08-13 | 2000-01-12 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | SEMICONDUCTOR SUBSTRATE AND SEMICONDUCTOR ARRANGEMENT |
| KR100450781B1 (ko) * | 1997-08-20 | 2004-11-16 | 삼성전자주식회사 | Gan단결정제조방법 |
| FR2823770B1 (fr) * | 2001-04-19 | 2004-05-21 | Commissariat Energie Atomique | Procede de traitement de la surface d'un materiau semiconducteur, utilisant notamment l'hydrogene, et surface obtenue par ce procede |
| JP4382748B2 (ja) * | 2003-03-19 | 2009-12-16 | 独立行政法人科学技術振興機構 | 半導体結晶成長方法 |
| FR2860101B1 (fr) * | 2003-09-22 | 2005-10-21 | Commissariat Energie Atomique | Protection de la surface du sic par une couche de gan |
| US7033912B2 (en) | 2004-01-22 | 2006-04-25 | Cree, Inc. | Silicon carbide on diamond substrates and related devices and methods |
| JP4907476B2 (ja) * | 2007-03-13 | 2012-03-28 | コバレントマテリアル株式会社 | 窒化物半導体単結晶 |
| JP2010037139A (ja) * | 2008-08-05 | 2010-02-18 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 半導体基板の製造方法 |
| JP6763347B2 (ja) * | 2017-06-07 | 2020-09-30 | 株式会社Sumco | 窒化物半導体基板の製造方法および窒化物半導体基板 |
| US10128107B1 (en) * | 2017-08-31 | 2018-11-13 | Rfhic Corporation | Wafers having III-Nitride and diamond layers |
-
1995
- 1995-12-25 JP JP33647395A patent/JP3508356B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Ｉｓｈｉｄａ Ａ． ｅｔ ａｌ，"Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ＧａＮ ｆｉｌｍｓ ｂｙ ｈｏｔ ｗａｌｌ ｅｐｉｔａｘｙ"，Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，１９９５年 ７月３１日，Ｖｏｌ．６７， Ｎｏ．５，ｐｐ．６６５−６６６． |
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| JPH09181355A (ja) | 1997-07-11 |
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