JP5293591B2 - Group III nitride semiconductor manufacturing method and template substrate - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、ｍ面やａ面などの非極性面や、ｒ面などの半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体の製造方法に関する。また、成長基板上に非極性面または半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体が形成されたテンプレート基板に関する。 The present invention relates to a method for producing a group III nitride semiconductor having a nonpolar surface such as an m-plane or a-plane and a semipolar plane such as an r-plane as a main surface. The present invention also relates to a template substrate in which a group III nitride semiconductor having a nonpolar plane or a semipolar plane as a main surface is formed on a growth substrate.
従来、III 族窒化物半導体からなる半導体素子を作製する場合、サファイア基板などの成長基板上にIII 族窒化物半導体をｃ軸方向に積層させていた。しかし、III 族窒化物半導体のｃ軸方向には結晶構造の歪に起因してピエゾ電界が発生し、素子性能の低下の要因となっており、たとえば発光素子では内部量子効率の低下が生じていた。 Conventionally, when fabricating a semiconductor element made of a group III nitride semiconductor, a group III nitride semiconductor has been stacked in the c-axis direction on a growth substrate such as a sapphire substrate. However, a piezoelectric field is generated in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor due to the distortion of the crystal structure, which causes a reduction in device performance. For example, in the light emitting device, the internal quantum efficiency is reduced. It was.
そこで近年、ピエゾ電界による素子性能の低下を回避するために、ａ面、ｍ面、ｒ面などの非極性面、半極性面を主面とするＧａＮ基板、ＧａＮテンプレート基板を作製し、これを成長基板として用いることが検討されている。 Therefore, in recent years, in order to avoid degradation of device performance due to a piezoelectric field, a GaN substrate and a GaN template substrate having a non-polar surface such as a-plane, m-plane, and r-plane, and a semipolar plane as a main surface are prepared. Use as a growth substrate is under consideration.
ｍ面やａ面を主面とするＧａＮ基板の製造方法の１つは、サファイアなどの異種基板上にｃ面を主面とするＧａＮ層を厚く成長させ、このＧａＮ層をｍ面やａ面に平行に切り出す方法である。 One method of manufacturing a GaN substrate having an m-plane or a-plane as a main surface is to grow a GaN layer having a c-plane as a main surface on a heterogeneous substrate such as sapphire. It is a method of cutting out in parallel with.
また、特許文献１には、主面をａ面またはｍ面とするサファイア基板を成長基板として用い、この成長基板に長手方向をｃ軸方向とするストライプ状の凹部を形成し、成長基板表面、凹部側面の一方の面、および凹部底面の一部にＳｉＯ2 からなるマスクを形成し、凹部側面の他方の面のみにバッファ層を形成し、バッファ層を設けた凹部側面からＧａＮを成長させることで、主面をａ面またはｍ面とするＧａＮテンプレート基板が得られることが示されている。 Further, in Patent Document 1, a sapphire substrate whose main surface is an a-plane or m-plane is used as a growth substrate, and a stripe-shaped recess having a longitudinal direction as a c-axis direction is formed on the growth substrate, and the growth substrate surface, Forming a mask made of SiO 2 on one surface of the recess side surface and part of the bottom surface of the recess, forming a buffer layer only on the other surface of the recess side surface, and growing GaN from the side surface of the recess provided with the buffer layer Thus, it is shown that a GaN template substrate having a main surface of a-plane or m-plane can be obtained.
しかし、従来の方法で得られるｍ面、ａ面のＧａＮ基板は、ＧａＮ層の厚さにより基板のサイズが決まるため、大きなサイズの基板を作製することができず、量産性に乏しい。また、ＧａＮ層は、成長基板に近い側ほど結晶性が悪く、成長基板から遠い側ほど結晶性がよいため、このＧａＮ層を切り出して得られるｍ面、ａ面のＧａＮ基板には、その面内に結晶性のばらつきが生じていた。 However, since the size of the m-plane and a-plane GaN substrates obtained by the conventional method is determined by the thickness of the GaN layer, a large-sized substrate cannot be manufactured and mass productivity is poor. Further, since the GaN layer has poorer crystallinity on the side closer to the growth substrate and better crystallinity on the side farther from the growth substrate, the m-plane and a-plane GaN substrate obtained by cutting out this GaN layer have its surface There was a variation in crystallinity.
また、特許文献１の方法では、マスクやバッファ層を選択的に形成することが難しく、製造工程が複雑であり、結晶性のよいａ面またはｍ面を主面とするIII 族窒化物半導体を再現性よく成長させることが難しかった。 Further, in the method of Patent Document 1, it is difficult to selectively form a mask or a buffer layer, the manufacturing process is complicated, and a group III nitride semiconductor mainly having an a-plane or m-plane with good crystallinity is used. It was difficult to grow with good reproducibility.
そこで本発明の目的は、ａ面、ｍ面、ｒ面などの非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を、結晶性、再現性よく形成することができるIII 族窒化物半導体の製造方法を提供すること、および成長基板上に非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体が形成されたテンプレート基板を提供することである。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a group III nitride semiconductor capable of forming a group III nitride semiconductor mainly having a nonpolar plane such as a-plane, m-plane, and r-plane, or a semipolar plane, with good crystallinity and reproducibility. And a template substrate in which a group III nitride semiconductor having a nonpolar surface or a semipolar surface as a main surface is formed on a growth substrate.
第１の発明は、サファイアから成る成長基板の表面に、エッチングによって凹部側面と凹部底面とを有した凹部を形成する凹部形成工程と、凹部形成工程の後、凹部側面、凹部底面、及び、エッチングされずに残った成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、凹部側面に、成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、を有し、バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、成長基板の表面はサファイアのａ面であり、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのｃ面であり、結晶成長工程は、サファイアのｃ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、成長基板の表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のｍ面とするIII 族窒化物半導体を得ることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。
第２の発明は、サファイアから成る成長基板の表面に、エッチングによって凹部側面と凹部底面とを有した凹部を形成する凹部形成工程と、凹部形成工程の後、凹部側面、凹部底面、及び、エッチングされずに残った成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、凹部側面に、成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、を有し、バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、成長基板の表面はサファイアのｍ面であり、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのｃ面であり、結晶成長工程は、サファイアのｃ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、成長基板の表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のａ面とするIII 族窒化物半導体を得ることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。
第３の発明は、サファイアから成る成長基板の表面に、エッチングによって凹部側面と凹部底面とを有する凹部を形成する凹部形成工程と、凹部形成工程の後、凹部側面、凹部底面、及び、エッチングされずに残った成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、凹部側面に、成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、を有し、バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、成長基板の表面はサファイアのｃ面であり、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのａ面であり、結晶成長工程は、サファイアのａ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、成長基板の表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のａ面とするIII 族窒化物半導体を得ることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。
A first invention is a recess forming step of forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire , and after the recess forming step, a recess side surface, a recess bottom surface, and etching. A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the remaining growth substrate, and raising the temperature of the substrate to the growth temperature of the group III nitride semiconductor in an atmosphere containing hydrogen and ammonia. And a crystal growth step for epitaxially growing the group III nitride semiconductor at the growth temperature on the side surface of the recess, and the thickness of the buffer film is the same as that of the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate. Thus, it is thinner than the thickness of the buffer film used for epitaxial growth in the direction perpendicular to the growth substrate, and the growth temperature is the same as the growth base of the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate. The growth temperature is lower than the growth temperature at the time of epitaxial growth in the direction perpendicular to the plate, the surface of the growth substrate is a-plane of sapphire, the side surfaces of the recesses on both sides of the recess are c-planes of sapphire, A group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess that is the c-plane of sapphire, and the main surface parallel to the surface of the growth substrate is the m-plane of the group III nitride semiconductor. The group III nitride semiconductor is characterized in that the group III nitride semiconductor is obtained .
According to a second aspect of the present invention, there is provided a recess forming step of forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire, and a recess side surface, a recess bottom surface, and etching after the recess forming step. A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the remaining growth substrate, and raising the temperature of the substrate to the growth temperature of the group III nitride semiconductor in an atmosphere containing hydrogen and ammonia. And a crystal growth step for epitaxially growing the group III nitride semiconductor at the growth temperature on the side surface of the recess, and the thickness of the buffer film is the same as that of the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate. Thus, it is thinner than the thickness of the buffer film used for epitaxial growth in the direction perpendicular to the growth substrate, and the growth temperature is the same as the growth base of the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate. The growth temperature is lower than the growth temperature at the time of epitaxial growth in the direction perpendicular to the plate, the surface of the growth substrate is the m-plane of sapphire, the concave side surfaces on both sides of the concave portion are the c-plane of sapphire, The group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess that is the c plane of sapphire, and the main surface parallel to the surface of the growth substrate is the a plane of the group III nitride semiconductor. The group III nitride semiconductor is characterized in that the group III nitride semiconductor is obtained.
According to a third aspect of the present invention, a recess forming step of forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire, and a recess side surface, a recess bottom surface, and etching are performed after the recess forming step. A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the remaining growth substrate, and raising the temperature of the substrate to the growth temperature of the group III nitride semiconductor in an atmosphere containing hydrogen and ammonia And a crystal growth step for epitaxially growing the group III nitride semiconductor at the growth temperature on the side surface of the recess, and the thickness of the buffer film is uniform on the planar growth substrate of the group III nitride semiconductor The growth temperature is smaller than the thickness of the buffer film used for epitaxial growth in the direction perpendicular to the growth substrate, and the growth temperature is uniformly increased on the planar growth substrate. The growth temperature is lower than the growth temperature at the time of epitaxial growth in the direction perpendicular to the plate, the surface of the growth substrate is a c-plane of sapphire, the side surfaces of the recesses on both sides of the recess are a-planes of sapphire, A group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess that is the a plane of sapphire, and the main surface parallel to the surface of the growth substrate is the a plane of the group III nitride semiconductor. The group III nitride semiconductor is characterized in that the group III nitride semiconductor is obtained.
ここで、III 族窒化物半導体とは、一般式Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１）で表される半導体であり、ｎ型化、ｐ型化などのために不純物がドープされているもの、およびＡｌ、Ｇａ、Ｉｎの一部を他の第１３族元素であるＢやＴｌで置換したもの、Ｎの一部を他の第１５族元素であるＰ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉで置換したものをも含むものとする。より一般的には、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮを示し、ｎ型不純物としてはＳｉ、ｐ型不純物としてはＭｇが用いられる。 Here, the group III nitride semiconductor is a semiconductor represented by the general formula Al x Ga y In z N (x + y + z = 1, 0 ≦ x, y, z ≦ 1). Impurities are doped for such reasons, Al, Ga, In are partially substituted with other Group 13 elements B and Tl, N is partially replaced with other Group 15 elements Those substituted with a certain P, As, Sb, or Bi are also included. More generally, GaN, AlN, InN, InGaN, AlGaN, AlInN, and AlGaInN are shown, Si is used as an n-type impurity, and Mg is used as a p-type impurity.
また、凹部側面とは、成長基板に凹部を形成することで露出した面のうち、成長基板の主面に平行でない面を意味する。 Further, the concave side surface means a surface that is not parallel to the main surface of the growth substrate among the surfaces exposed by forming the concave portions on the growth substrate.
成長基板には、サファイアを用いているが、サファイアの他、ＳｉＣ、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＺｎＯ、スピネル、などの六方晶系の材料を用いることができるが、入手の容易さ、III 族窒化物半導体との格子整合性などの点からサファイア基板を用いるのが望ましい。 Sapphire is used for the growth substrate, but in addition to sapphire , hexagonal materials such as SiC, Si, GaAs, ZnO, and spinel can be used. It is desirable to use a sapphire substrate from the standpoint of lattice matching.
バッファ膜を形成するためのスパッタは、マグネトロンスパッタを用いることが望ましい。バッファ膜は、III 族窒化物半導体を主として凹部側面から成長基板の主面に平行な方向へ成長させることができる材料であればよく、たとえば、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどを用いることができる。特に、サファイアとの格子整合性からＡｌＮを用いるのが望ましい。 It is desirable to use magnetron sputtering for the sputtering for forming the buffer film. The buffer film may be any material that can grow a group III nitride semiconductor mainly in the direction parallel to the main surface of the growth substrate from the side surface of the recess. For example, GaN, AlN, AlGaN, AlGaInN, or the like can be used. . In particular, it is desirable to use AlN because of lattice matching with sapphire.
凹部側面からIII 族窒化物半導体を主として成長基板の主面に平行な方向へエピタキシャル成長させるには、たとえば平坦な成長基板上にバッファ膜を介してIII 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へ成長させる時のバッファ膜の厚さよりもバッファ膜を薄くし、平面状の成長基板にバッファ膜を介して一様に成長基板の主面に垂直な方向へIII 族窒化物半導体を成長させる際の成長温度よりも低い成長温度とすれば可能となる。サファイア基板の平坦な主面上に、ＡｌＮからなるバッファ膜を形成して、そのバッファ膜の主面に垂直に、III 族窒化物半導体をｃ軸方向へ成長させる場合には、通常、バッファ膜の厚さを少なくとも１５０〜２００Åとしている。したがって、本発明において、成長基板の凹部の側面に垂直な方向へのIII 族窒化物半導体の成長速度を、基板の主面に垂直な方向への成長速度よりも大きくするためには、バッファ膜の厚さを１５０Å以下とすればよい。したがって、バッファ膜の厚さは、１５０Å以下が望ましい。成長したIII 族窒化物半導体の平坦性を良くするためには、バッファ膜の厚さは、５５Å以上が望ましい。したがって、バッファ膜の厚さは、５５Å以上、１５０Å以下が望ましい。また、５５〜１２５Åとすれば、III 族窒化物半導体の結晶性、表面平坦性がより良くなるので、さらに、望ましい。さらに望ましいのは７５〜１２５Åである。これらの厚さのバッファ膜としては、ＡｌＮを用いることが望ましい。
また、III 族窒化物半導体を平坦なサファイア基板上にバッファ膜を介してｃ軸方向へ成長させる際の成長温度は、通常１１００℃より高い温度であるから、成長温度を１１００℃以下とすれば、III 族窒化物半導体を、主として、凹部側面から成長基板の主面に平行な方向へ成長させることができる。また、成長温度は１０２０℃以上が望ましい。１０２０℃よりも低いとIII 族窒化物半導体の結晶性が悪化してしまうからである。したがって、III 族窒化物半導体の成長温度は、１０２０以上、１１００℃以下とすることが望ましい。成長温度を１０２０〜１０６０℃とすれば、III 族窒化物半導体の結晶性、表面平坦性がより良くなるので、さらに望ましい。さらに望ましいのは１０３０〜１０５０℃である。バッファ膜の厚さは、主面に垂直な方向には、III 族窒化物半導体が成長しない厚さ以下であり、結晶性が損なわれない厚さが必要である。バッファ膜として、ＡｌＮを用いて、バッファ膜の厚さを１５０Å以下とすることが最も望ましい。本発明は、バッファ膜は成長基板の平面上にIII 族窒化物半導体を成長させずに凹部の側面から横方向にIII 族窒化物半導体を成長させるものである。
In order to epitaxially grow the group III nitride semiconductor mainly from the side surface of the recess in a direction parallel to the main surface of the growth substrate, for example, the group III nitride semiconductor is formed on the flat growth substrate via a buffer film. In this way, the buffer film is made thinner than the thickness of the buffer film when growing in the direction perpendicular to the growth substrate, and the planar growth substrate is uniformly passed through the buffer film in the direction perpendicular to the main surface of the growth substrate III. This is possible if the growth temperature is lower than the growth temperature for growing the group nitride semiconductor. When a buffer film made of AlN is formed on a flat main surface of a sapphire substrate and a group III nitride semiconductor is grown in the c-axis direction perpendicular to the main surface of the buffer film, the buffer film is usually Is at least 150 to 200 mm thick. Therefore, in the present invention, in order to make the growth rate of the group III nitride semiconductor in the direction perpendicular to the side surface of the recess of the growth substrate larger than the growth rate in the direction perpendicular to the main surface of the substrate, the buffer film The thickness may be 150 mm or less. Therefore, the thickness of the buffer film is desirably 150 mm or less. In order to improve the flatness of the grown group III nitride semiconductor, the thickness of the buffer film is desirably 55 mm or more. Therefore, the thickness of the buffer film is desirably 55 mm or more and 150 mm or less. Further, if it is 55 to 125%, the crystallinity and surface flatness of the group III nitride semiconductor are improved, which is further desirable. More desirable is 75 to 125cm. It is desirable to use AlN as the buffer film having these thicknesses.
In addition, since the growth temperature when the group III nitride semiconductor is grown on the flat sapphire substrate through the buffer film in the c-axis direction is usually higher than 1100 ° C., the growth temperature is set to 1100 ° C. or lower. The group III nitride semiconductor can be grown mainly in the direction parallel to the main surface of the growth substrate from the side surface of the recess. The growth temperature is desirably 1020 ° C. or higher. This is because when the temperature is lower than 1020 ° C., the crystallinity of the group III nitride semiconductor is deteriorated. Therefore, the growth temperature of the group III nitride semiconductor is desirably 1020 or more and 1100 ° C. or less. The growth temperature of 1020 to 1060 ° C. is more desirable because the crystallinity and surface flatness of the group III nitride semiconductor are improved. More desirable is 1030 to 1050 ° C. The thickness of the buffer film is equal to or less than the thickness at which the group III nitride semiconductor does not grow in the direction perpendicular to the main surface, and needs to have a thickness that does not impair the crystallinity. Most preferably, AlN is used as the buffer film, and the thickness of the buffer film is 150 mm or less. In the present invention, the buffer film grows the group III nitride semiconductor laterally from the side surface of the recess without growing the group III nitride semiconductor on the plane of the growth substrate.
成長基板表面に形成する凹部の平面パターンは、ストライプ状、格子状、六角形、三角形、円形などのドット状、など任意のパターンでよい。また、凹部の成長基板垂直方向の断面についても、所望のIII 族窒化物半導体の主面の面方位に応じて、矩形、台形、くさび形など任意の形状としてよい。 The planar pattern of the recesses formed on the growth substrate surface may be an arbitrary pattern such as a stripe shape, a lattice shape, a hexagonal shape, a triangular shape, or a dot shape such as a circular shape. Also, the cross section of the concave portion in the direction perpendicular to the growth substrate may have an arbitrary shape such as a rectangle, a trapezoid, or a wedge shape according to the surface orientation of the main surface of the desired group III nitride semiconductor.
III 族窒化物半導体を成長させる凹部側面は、サファイアｃ面またはａ面との成す角がなるべく小さいことが望ましい。これは、成す角が小さいほどIII 族窒化物半導体がｃ軸方向へ成長しやすいからである。逆に言えば、サファイアｃ面またはａ面との成す角が大きい側面からは、III 族窒化物半導体が成長しづらいということである。最も望ましいのは、III 族窒化物半導体を成長させる凹部側面がｃ面またはａ面であることである。 It is desirable that the side surface of the recess where the II I group nitride semiconductor is grown has as small an angle as possible with the sapphire c-plane or a-plane. This is because the smaller the angle formed, the easier the group III nitride semiconductor grows in the c-axis direction. In other words, the group III nitride semiconductor is difficult to grow from the side surface having a large angle with the sapphire c-plane or a-plane. Most preferably, the side surface of the recess for growing the group III nitride semiconductor is a c-plane or a-plane.
第４の発明は、第１の発明から第３の発明において、凹部はストライプ状に形成されることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 According to a fourth invention, in the first to third aspects of the invention, the recess is a Group III nitride semiconductor manufacturing method which is characterized by being formed in a stripe shape.
第５の発明は、第１の発明から第４の発明において、成長温度は、１０２０〜１１００℃であることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 A fifth invention is a method for producing a group III nitride semiconductor according to any one of the first to fourth inventions, wherein the growth temperature is 1020 to 1100 ° C.
第６の発明は、第１の発明から第５の発明において、バッファ膜は、Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０≦ｘ≦１）であることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 According to a sixth invention, in the first to fifth inventions, the buffer film is Al x Ga 1-x N (0 ≦ x ≦ 1). It is.
第７の発明は、第６の発明において、バッファ膜はＡｌＮであることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 A seventh invention is the method for producing a group III nitride semiconductor according to the sixth invention, wherein the buffer film is AlN.
第８の発明は、第７の発明において、バッファ膜の厚さは、１５０Å以下であることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 Eighth aspect of the present invention, in the seventh, the thickness of the bar Ffa film is a Group III nitride semiconductor production method which is characterized in that not more than 150 Å.
第９の発明は、第１の発明から第８の発明において、エッチングはドライエッチングであることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 A ninth invention is a method for producing a group III nitride semiconductor according to the first to eighth inventions, wherein the etching is dry etching.
第１０の発明は、第９の発明において、ドライエッチングは、ＩＣＰエッチングであることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 A tenth invention is the method for producing a group III nitride semiconductor according to the ninth invention, wherein the dry etching is ICP etching.
第１１の発明は、第１の発明から第１０の発明において、マグネトロンスパッタであることを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法である。 An eleventh invention is a method for producing a group III nitride semiconductor according to the first to tenth inventions, wherein magnetron sputtering is used.
第１２の発明は、表面に凹部側面と凹部底面とを有した凹部が形成された、ａ面を主面とするサファイア基板と、凹部側面、凹部底面、及び、凹部側面と凹部底面以外のサファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、バッファ膜を介してサファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、を備え、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのｃ面であり、形成されたIII 族窒化物半導体層の凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、形成されたIII 族窒化物半導体層のサファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のｍ面である、ことを特徴とするテンプレート基板である。 A twelfth aspect of the present invention is a sapphire substrate having a concave surface having a concave side surface and a concave bottom surface on the surface, the main surface being a-side, a concave side surface, a concave bottom surface, and a sapha eye other than the concave side surface and concave bottom surface. a buffer film formed along the entire surface of the substrate, comprising: a group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board on through the buffer film, the recess side surface of both sides of the recess, sapphire c The axis perpendicular to the concave side surface of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor and is parallel to the main surface of the sapphire substrate of the formed group III nitride semiconductor layer The surface is a template substrate characterized in that the surface is an m-plane of a group III nitride semiconductor .
第１３の発明は、表面に凹部側面と凹部底面とを有した凹部が形成された、ｍ面を主面とするサファイア基板と、凹部側面、凹部底面、及び、凹部側面と凹部底面以外のサファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、バッファ膜を介してサファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、を備え、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのｃ面であり、形成されたIII 族窒化物半導体層の凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、形成されたIII 族窒化物半導体層のサファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のａ面である、ことを特徴とするテンプレート基板である。 A thirteenth aspect of the present invention is a sapphire substrate having a concave surface having a concave side surface and a concave bottom surface on the surface and having an m-plane as a main surface, a concave side surface, a concave bottom surface, and a sapha eye other than the concave side surface and concave bottom surface. a buffer film formed along the entire surface of the substrate, comprising: a group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board on through the buffer film, the recess side surface of both sides of the recess, sapphire c The axis perpendicular to the concave side surface of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor and is parallel to the main surface of the sapphire substrate of the formed group III nitride semiconductor layer The surface is a template substrate characterized in that the surface is an a-plane of a group III nitride semiconductor .
第１４の発明は、表面に凹部側面と凹部底面とを有した凹部が形成された、ｃ面を主面とするサファイア基板と、凹部側面、凹部底面、及び、凹部側面と凹部底面以外のサファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、バッファ膜を介してサファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、を備え、凹部の両側の凹部側面は、サファイアのａ面であり、形成されたIII 族窒化物半導体層の凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、形成されたIII 族窒化物半導体層のサファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のａ面である、ことを特徴とするテンプレート基板である。 A fourteenth aspect of the present invention is a sapphire substrate having a c-plane as a main surface having a concave portion having a concave side surface and a concave bottom surface on the surface, a concave side surface, a concave bottom surface, and a sapha eye other than the concave side surface and concave bottom surface. a buffer film formed along the entire surface of the substrate, and a group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board on through the buffer film, the concave portion side on both sides of the recess, sapphire a The axis perpendicular to the concave side surface of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor and is parallel to the main surface of the sapphire substrate of the formed group III nitride semiconductor layer The surface is a template substrate characterized in that the surface is an a-plane of a group III nitride semiconductor .
第１５の発明は、第１２の発明から第１４の発明において、凹部は、ストライプ状に形成されていることを特徴とするテンプレート基板である。A fifteenth invention is the template substrate according to the twelfth invention to the fourteenth invention, wherein the recess is formed in a stripe shape.
第１６の発明は、第１２の発明から第１５の発明において、バッファ膜は、Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０≦ｘ≦１）であることを特徴とするテンプレート基板である。 A sixteenth invention is the template substrate according to the twelfth to fifteenth invention, wherein the buffer film is Al x Ga 1-x N (0 ≦ x ≦ 1).
第１７の発明は、第１６の発明において、バッファ膜は、ＡｌＮであることを特徴とするテンプレート基板である。 A seventeenth invention is the template substrate according to the sixteenth invention, wherein the buffer film is AlN.
第１８の発明は、第１７の発明において、バッファ膜の厚さは、１５０Å以下であることを特徴とするテンプレート基板である。 An eighteenth invention is Oite the inventions of the seventeenth, the thickness of the bar Ffa film, a template substrate which is characterized in that not more than 150 Å.
第１〜３の発明では、よく知られているＥＬＯ成長技術で用いるマスクを設けずに、スパッタによるバッファ膜を設け、成長基板に形成した凹部の側面に、III 族窒化物半導体を成長基板の主面に平行な方向へエピタキシャル成長させている。これにより、非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を、高品質に形成することができる。また、バッファ膜をスパッタで形成するため、そのバッファ膜の特性が安定しており、非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を再現性よく形成することができ、量産性にも優れている。また、成長基板を熱処理などによりエッチングダメージを回復させる工程を行わないので、簡便な工程により非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を形成することができる。なお、形成されるIII 族窒化物半導体の主面の面方位は、成長基板の結晶構造、格子定数、成長基板主面の面方位、凹部側面の面方位などに依存する。たとえば、成長基板としてサファイア基板を用いる場合、主面をａ面とし、凹部側面をｃ面とすれば、主面をｍ面とするIII 族窒化物半導体を得ることができ、主面をｍ面とし、凹部側面をｃ面とすれば、主面をａ面とするIII 族窒化物半導体を得ることができる。 In the first to third aspects of the invention, a mask film used in the well-known ELO growth technique is not provided, a buffer film by sputtering is provided, and a group III nitride semiconductor is formed on the side surface of the recess formed in the growth substrate. Epitaxial growth is performed in a direction parallel to the main surface. As a result, a group III nitride semiconductor whose main surface is a nonpolar surface or a semipolar surface can be formed with high quality. In addition, since the buffer film is formed by sputtering, the characteristics of the buffer film are stable, and a group III nitride semiconductor mainly having a nonpolar or semipolar surface can be formed with good reproducibility. Also excellent in properties. In addition, since the step of recovering the etching damage by heat treatment or the like is not performed on the growth substrate, a group III nitride semiconductor having a nonpolar plane or a semipolar plane as a main surface can be formed by a simple process. The plane orientation of the main surface of the group III nitride semiconductor to be formed depends on the crystal structure of the growth substrate, the lattice constant, the plane orientation of the growth substrate main surface, the plane orientation of the side surface of the recess, and the like. For example, when a sapphire substrate is used as a growth substrate, a group III nitride semiconductor having a main surface as an m-plane can be obtained if the main surface is an a-plane and the concave side surface is a c-plane. If the concave side surface is the c-plane, a group III nitride semiconductor having the main surface as the a-plane can be obtained.
また、本発明によると、バッファ膜の厚さを、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄くし、且つ、成長温度を、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低くすることで、成長基板の凹部側面からIII 族窒化物半導体を主として成長基板の主面に平行な方向へエピタキシャル成長させることができる。すなわち、成長基板の主面に垂直の方向の成長速度よりも凹部の側面に垂直な方向の成長速度を大きくすることができる。したがって、成長基板の凹部側面からIII 族窒化物半導体を主としてｃ軸方向へエピタキシャル成長させることができる。 Further, according to the present invention, the thickness of the buffer film is made thinner than the thickness of the buffer film used when the group III nitride semiconductor is epitaxially grown on the planar growth substrate uniformly in the direction perpendicular to the growth substrate, In addition, the growth temperature is set lower than the growth temperature when the group III nitride semiconductor is epitaxially grown on the planar growth substrate uniformly in the direction perpendicular to the growth substrate, so that the group III nitride is formed from the concave side surface of the growth substrate. A physical semiconductor can be epitaxially grown mainly in a direction parallel to the main surface of the growth substrate. That is, the growth rate in the direction perpendicular to the side surface of the recess can be made larger than the growth rate in the direction perpendicular to the main surface of the growth substrate. Therefore, the group III nitride semiconductor can be epitaxially grown mainly in the c-axis direction from the side surface of the recess of the growth substrate.
また、本発明のように、成長基板にはサファイアを用いることができ、低コストで大面積の非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Moreover, as in this onset bright, the growth substrate can be used sapphire, a non-polar surface or a semi-polar surface of the large area at low cost can be manufactured group III nitride semiconductor having a major surface.
また、本発明のように、III 族窒化物半導体はサファイアｃ面またはａ面に結晶成長しやすいことから、凹部側面をｃ面またはａ面とすることで効率的に結晶性のよい非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Moreover, as in this onset bright, III-nitride semiconductor from the easily grown on a sapphire c-plane or a-plane, efficiently good non-polar crystallinity by a recess side surface and the c-plane or a-plane A group III nitride semiconductor whose main surface is a plane or semipolar plane can be produced.
また、第１の発明のように、ａ面を主面とするサファイア基板を成長基板として用い、ｃ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をｃ軸方向にエピタキシャル成長させれば、ｍ面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。また、第２の発明のように、ｍ面を主面とするサファイア基板を成長基板として用い、ｃ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をｃ軸方向にエピタキシャル成長させれば、ａ面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 In addition, as in the first invention, if a sapphire substrate having an a-plane as a main surface is used as a growth substrate and a group III nitride semiconductor is epitaxially grown in the c-axis direction on the side surface of the recess that is the c-plane, the m-plane is formed. A group III nitride semiconductor as the main surface can be produced. Further, as in the second invention, when a sapphire substrate having an m-plane as a main surface is used as a growth substrate and a group III nitride semiconductor is epitaxially grown in the c-axis direction on the side surface of the recess that is the c-plane, the a-plane is formed. A group III nitride semiconductor as the main surface can be produced.
また、長手方向側面をサファイアのｃ面とするストライプ状の凹部とすれば、結晶性、表面平坦性に優れた非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Further, if the stripe-like recess for the long-side direction side surface and the sapphire c-plane, for producing a group III nitride semiconductor crystalline, non-polar surface or a semi-polar surface with excellent surface flatness as a principal be able to.
また、III 族窒化物半導体の成長温度は１０２０〜１１００℃とするのが望ましく、これにより凹部側面に成長するIII 族窒化物半導体の成長方向を、ｃ軸方向が支配的となるようにすることができ、III 族窒化物半導体の結晶性、表面平坦性をより良くすることができる。 Further , the growth temperature of the II I group nitride semiconductor is desirably 1020 to 1100 ° C., so that the c-axis direction is dominant in the growth direction of the group III nitride semiconductor grown on the side surface of the recess. It is possible to improve the crystallinity and surface flatness of the group III nitride semiconductor.
また、第３の発明のように、ｃ面を主面とするサファイア基板を成長基板として用い、ａ面である凹部側面にIII 族窒化物半導体をｃ軸方向にエピタキシャル成長させれば、ａ面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Further, as in the third invention, when a sapphire substrate having a c-plane as a main surface is used as a growth substrate and a group III nitride semiconductor is epitaxially grown in the c-axis direction on the side surface of the recess that is the a-plane, the a-plane is formed. A group III nitride semiconductor as the main surface can be produced.
また、長手方向側面をサファイアのａ面とするストライプ状の凹部とすれば、結晶性、表面平坦性に優れた非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Further, if the stripe-like recess for the long-side direction side surface and the sapphire a-plane, for producing a group III nitride semiconductor crystalline, non-polar surface or a semi-polar surface with excellent surface flatness as a principal be able to.
また、本発明において、バッファ膜にはＡｌx Ｇａ1-x Ｎを用いることができ、特に、ＡｌＮを用いることができる。バッファ膜の厚さを１５０Å以下とすれば、より結晶性、表面平坦性に優れた非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を製造することができる。 Further, in the present invention, the bus Ffa film can be used Al x Ga 1-x N, in particular, can be used A l N. When the thickness of the bar Ffa film than 150 Å, more crystalline, non-polar surface or a semi-polar surface with excellent surface flatness can be manufactured group III nitride semiconductor having a major surface.
また、エッチングにはドライエッチングを用いることができ、特にＩＣＰエッチングを採用することができる。また、スパッタにはマグネトロンスパッタを採用することができる。 Further, the error etching can be dry etching, in particular employing the ICP etching. In addition, the spatter can be employed magnetron sputtering.
また、本発明によるテンプレート基板は、III 族窒化物半導体層の結晶性、平坦性が優れており、このテンプレート基板上にIII 族窒化物半導体を積層させて半導体素子を作製すれば、ピエゾ電界による影響のない半導体素子を得ることができる。 In addition , the template substrate according to the present invention is excellent in crystallinity and flatness of the group III nitride semiconductor layer. If a group III nitride semiconductor is laminated on the template substrate to produce a semiconductor element, a piezoelectric field is applied. A semiconductor element having no influence can be obtained.
以下、本発明の具体的な実施例について図を参照に説明するが、本発明は実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, specific examples of the present invention will be described with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the examples.
実施例１は、ｍ面を主面とするＧａＮテンプレート基板の製造方法である。その製造工程について、図１を参照に説明する。 Example 1 is a method for manufacturing a GaN template substrate having an m-plane as a main surface. The manufacturing process will be described with reference to FIG.
（凹部形成工程）
まず、ａ面を主面とするサファイア基板１０（本発明の成長基板に相当）の表面１０ａに、マスクを用いてＩＣＰエッチングすることで、長手方向がサファイア基板１０のｍ軸方向に平行なストライプ状に凹部１１を形成する（図１（ａ））。凹部１１のｃ軸に平行な面での断面は矩形であり、凹部１１の側面１１ａにはサファイアのｃ面が露出し、凹部１１の底面１１ｂには、サファイアのａ面が露出する。
(Recess formation process)
First, ICP etching is performed on a surface 10a of a sapphire substrate 10 (corresponding to a growth substrate of the present invention) having an a-plane as a main surface using a mask, whereby the longitudinal direction is a stripe parallel to the m-axis direction of the sapphire substrate 10. A recess 11 is formed in a shape (FIG. 1A). The cross section of the recess 11 in a plane parallel to the c-axis is rectangular. The c-plane of sapphire is exposed on the side surface 11 a of the recess 11, and the a-plane of sapphire is exposed on the bottom surface 11 b of the recess 11.
（バッファ膜形成工程）
次に、凹部を形成したサファイア基板１０を、反応性マグネトロンスパッタに導入し、５００℃でＡｌＮ膜１２（本発明のバッファ膜に相当）を形成する（図１（ｂ））。この時、ＡｌＮ膜１１はサファイア基板１０の表面１０ａだけでなく、凹部１１の側面１１ａや凹部１１の底面１１ｂにも形成されるが、凹部１１の側面１１ａには、サファイア基板１０の表面１０ａや凹部１１の底面１１ｂよりもＡｌＮ膜１２が薄く形成されている。以下でＡｌＮ膜１２の厚さという場合、サファイア基板１０の表面１０ａ上に形成されるＡｌＮ膜１２の厚さをいうものとする。
(Buffer film formation process)
Next, the sapphire substrate 10 having the recesses is introduced into reactive magnetron sputtering to form an AlN film 12 (corresponding to the buffer film of the present invention) at 500 ° C. (FIG. 1B). At this time, the AlN film 11 is formed not only on the surface 10a of the sapphire substrate 10, but also on the side surface 11a of the recess 11 and the bottom surface 11b of the recess 11, but on the side surface 11a of the recess 11, the surface 10a of the sapphire substrate 10 and The AlN film 12 is formed thinner than the bottom surface 11 b of the recess 11. Hereinafter, the thickness of the AlN film 12 refers to the thickness of the AlN film 12 formed on the surface 10 a of the sapphire substrate 10.
なお、通常は、ＩＣＰエッチングによるサファイア基板１０のダメージを回復させるために、ＡｌＮ膜１２を形成する前にサファイア基板１０を１０００℃以上に加熱する処理を行うが、実施例１では、このダメージ回復の熱処理は行わず、凹部１１の側面１１ａや凹部１１の底面１１ｂにＩＣＰエッチングによるダメージが残った状態でＡｌＮ膜１２を形成する。 Normally, in order to recover the damage of the sapphire substrate 10 due to ICP etching, a process of heating the sapphire substrate 10 to 1000 ° C. or higher is performed before the AlN film 12 is formed. The AlN film 12 is formed in a state where damage due to ICP etching remains on the side surface 11a of the recess 11 and the bottom surface 11b of the recess 11 without performing the heat treatment.
（昇温工程）
次に、ＡｌＮ膜１２を形成したサファイア基板１０をＭＯＣＶＤ装置に搬入し、水素とアンモニアを含む雰囲気中で、成長温度まで昇温する。
(Temperature raising process)
Next, the sapphire substrate 10 on which the AlN film 12 is formed is carried into a MOCVD apparatus and heated to a growth temperature in an atmosphere containing hydrogen and ammonia.
（結晶成長工程）
続いて、ＭＯＣＶＤ装置内にＴＭＧ（トリメチルガリウム）を導入し、凹部１１の側面１１ａにＧａＮ結晶１３をエピタキシャル成長させる。ＧａＮ結晶１３は、サファイア基板１０のｃ軸方向と、ＧａＮ結晶１３のｃ軸方向が一致するように成長する。このＧａＮ結晶１３のｃ軸方向の極性については、凹部１１の側面１１ａから凹部１１内側（中心側）へと向かう方向が−ｃ方向である。すなわち、側面１１ａから垂直に、ＧａＮは−ｃ軸方向に成長することになり、その成長面は−ｃ面となる。
(Crystal growth process)
Subsequently, TMG (trimethylgallium) is introduced into the MOCVD apparatus, and the GaN crystal 13 is epitaxially grown on the side surface 11 a of the recess 11. The GaN crystal 13 grows so that the c-axis direction of the sapphire substrate 10 matches the c-axis direction of the GaN crystal 13. Regarding the polarity of the GaN crystal 13 in the c-axis direction, the direction from the side surface 11a of the recess 11 toward the inner side (center side) of the recess 11 is the -c direction. That is, GaN grows in the −c-axis direction perpendicular to the side surface 11a, and the growth surface is a −c plane.
ここで、ＧａＮ結晶１３がサファイア基板１０の表面１０ａや凹部１１の底面１１ｂからは成長しないようにし、かつ凹部１１の側面１１ａから成長するＧａＮ結晶１３の成長方向としてｃ軸方向の成長が支配的となるように、ＡｌＮ膜１２の厚さと、ＧａＮ結晶１３の成長温度を調整する。たとえば、ＡｌＮ膜１２の厚さを、ＧａＮをサファイア基板の主面に垂直な方向をＧａＮのｃ軸方向として、そのｃ軸方向へ平坦にエピタキシャル成長させる際にサファイア基板とＧａＮとの間に設けるＡｌＮ膜の最小厚さよりも薄くし、ＧａＮ結晶１３の成長温度は、通常ＧａＮをサファイア基板の主面に垂直な方向をｃ軸方向としてエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度とすればよい。このような最小厚さのＡｌＮ膜は、通常スパッタ時間を４０秒として形成しており、これは厚さにして１５０〜２００Åである。また、通常ＧａＮををサファイア基板の主面に垂直な方向をｃ軸方向としてエピタキシャル成長させる際の成長温度は、１１００℃よりも高い温度である。よって、ＡｌＮ膜１２の厚さを１５０Å以下、ＧａＮの成長温度を１１００℃以下とすることで、ＧａＮ結晶１３がサファイア基板１０の表面１０ａや凹部１１の底面１１ｂからは成長しないようにし、かつ凹部１１の側面１１ａから成長するＧａＮ結晶１３の成長方向としてｃ軸方向の成長が支配的となるようにすることができる。 Here, the GaN crystal 13 is prevented from growing from the surface 10 a of the sapphire substrate 10 or the bottom surface 11 b of the recess 11, and the growth in the c-axis direction is dominant as the growth direction of the GaN crystal 13 growing from the side surface 11 a of the recess 11. Thus, the thickness of the AlN film 12 and the growth temperature of the GaN crystal 13 are adjusted. For example, the thickness of the AlN film 12 is the AlN provided between the sapphire substrate and GaN when the GaN is epitaxially grown flat in the c-axis direction with the direction perpendicular to the main surface of the sapphire substrate being the c-axis direction of GaN. The growth temperature of the GaN crystal 13 may be lower than the growth temperature when epitaxially growing GaN with the direction perpendicular to the main surface of the sapphire substrate as the c-axis direction. Such an AlN film having the minimum thickness is usually formed with a sputtering time of 40 seconds, which is 150 to 200 mm in thickness. Further, the growth temperature when epitaxially growing GaN normally with the direction perpendicular to the main surface of the sapphire substrate as the c-axis direction is higher than 1100 ° C. Therefore, by setting the thickness of the AlN film 12 to 150 mm or less and the growth temperature of GaN to 1100 ° C. or less, the GaN crystal 13 is prevented from growing from the surface 10a of the sapphire substrate 10 or the bottom surface 11b of the recess 11, and the recess The growth in the c-axis direction can be dominant as the growth direction of the GaN crystal 13 that grows from the 11 side surfaces 11a.
このようにしてＧａＮ結晶１３を結晶成長させると、ＧａＮ結晶１３はｃ軸方向（−ｃ方向）、すなわちサファイア基板１０に対して水平に凹部１１の内側方向へ早く成長していき、サファイア基板１０に垂直な方向へも少しずつ成長していく（図１（ｃ））。そしてさらに成長が進むと、凹部１１はＧａＮによって埋められ、サファイア基板１０に水平な方向（−ｃ方向と＋ｃ方向の双方）への成長によってサファイア基板１０の表面１０ａも次第にＧａＮに覆われていき、最後にはサファイア基板１０上に平坦なＧａＮ結晶１３が形成される（図１（ｄ））。このＧａＮ結晶１３の主面は、ｍ面となる。これは、サファイア基板１０の凹部１１の側面１１ａがｃ面であるためであり、ＧａＮとサファイアとの格子定数の違いなどに起因するものである。 When the GaN crystal 13 is grown in this manner, the GaN crystal 13 grows faster in the c-axis direction (−c direction), that is, in the direction toward the inner side of the recess 11 horizontally with respect to the sapphire substrate 10. It grows little by little in the direction perpendicular to (Fig. 1 (c)). As the growth proceeds further, the recess 11 is filled with GaN, and the surface 10a of the sapphire substrate 10 is gradually covered with GaN as a result of the growth in the direction parallel to the sapphire substrate 10 (both in the −c direction and the + c direction). Finally, a flat GaN crystal 13 is formed on the sapphire substrate 10 (FIG. 1D). The main surface of the GaN crystal 13 is an m-plane. This is because the side surface 11a of the concave portion 11 of the sapphire substrate 10 is the c-plane, which is caused by a difference in lattice constant between GaN and sapphire.
以上に示した実施例１のＧａＮテンプレート基板製造方法により、結晶性、表面平坦性の高い、ｍ面を主面とするＧａＮ結晶１３が得られる。これは、以下の理由によるものと考えられる。本発明者らは、ａ面を主面とするサファイア基板を用い、マスクを用いずに、ＩＣＰエッチングを行い、ＩＣＰエッチングによるサファイア基板へのダメージを回復させずにスパッタでＡｌＮ膜を形成し、ＧａＮ結晶を成長させてみたところ、ａ面を主面とするサファイア基板上にｃ面を主面とする平坦なＧａＮ結晶を形成することはできなかった。このことから、ＩＣＰエッチングによるサファイア基板へのダメージは、ａ面を主面とするサファイア基板上にｃ面を主面とするＧａＮ結晶が成長するのを抑制しているものと考えられる。また、ＡｌＮ膜１２の厚さやＧａＮ結晶１３の成長温度を適切な値とすることで、サファイア基板１０の表面１０ａや、凹部１１の底面１１ｂからはＧａＮ結晶１３が成長せず、凹部１１の側面１１ａからのみＧａＮ結晶１３がエピタキシャル成長し、かつ、ＧａＮ結晶１３の成長方向としてｃ軸方向、つまりサファイア基板１０に水平な方向への成長が支配的な条件となったと考えられる。このとき、サファイアとＧａＮとの格子整合性などから、ＧａＮ結晶１３のサファイア基板１０に平行な面はｍ面となる。以上の２つの理由により、ＧａＮ結晶１３はサファイア基板１０の主面に平行なｃ面の結晶が混在せず、ｍ面を主とした結晶となり、また、サファイア基板１０に水平な方向への成長が支配的であるため、すみやかにサファイア基板１０の表面１０ａを覆うことができ、ＧａＮ結晶１３の表面１３ａは平坦となる。 According to the GaN template substrate manufacturing method of Example 1 described above, the GaN crystal 13 having the crystallinity and the surface flatness and having the m-plane as the main surface can be obtained. This is considered to be due to the following reasons. The present inventors use a sapphire substrate having an a-plane as the main surface, perform ICP etching without using a mask, and form an AlN film by sputtering without recovering damage to the sapphire substrate due to ICP etching, When a GaN crystal was grown, it was not possible to form a flat GaN crystal having a c-plane as a main surface on a sapphire substrate having an a-plane as a main surface. From this, it is considered that the damage to the sapphire substrate by ICP etching suppresses the growth of the GaN crystal having the c-plane as the main surface on the sapphire substrate having the a-plane as the main surface. Further, by setting the thickness of the AlN film 12 and the growth temperature of the GaN crystal 13 to appropriate values, the GaN crystal 13 does not grow from the surface 10 a of the sapphire substrate 10 or the bottom surface 11 b of the recess 11, and the side surface of the recess 11. It is considered that the GaN crystal 13 is epitaxially grown only from 11a, and the growth direction of the GaN crystal 13 in the c-axis direction, that is, in the direction horizontal to the sapphire substrate 10, becomes the dominant condition. At this time, the plane parallel to the sapphire substrate 10 of the GaN crystal 13 is an m-plane due to the lattice matching between sapphire and GaN. For the above two reasons, the GaN crystal 13 does not include a c-plane crystal parallel to the main surface of the sapphire substrate 10, becomes a crystal mainly of the m-plane, and grows in a horizontal direction on the sapphire substrate 10. Therefore, the surface 10a of the sapphire substrate 10 can be covered quickly, and the surface 13a of the GaN crystal 13 becomes flat.
ＧａＮ結晶１３の結晶性、表面１３ａの平坦性について、各種の依存性を以下の実験により考察した。 Various dependences on the crystallinity of the GaN crystal 13 and the flatness of the surface 13a were examined by the following experiments.
図２は、サファイア基板１０として直径２インチのものを使用し、サファイア基板１０の凹部１１の幅を１．５μｍ、深さを０．７μｍ、凹部１１の間隔を１．５μｍとし、ＧａＮ結晶１３の成長温度を１０４０℃としたときの、ＧａＮ結晶１３の表面１３ａのＸ線回折結果である。ＡｌＮ膜１２を形成するときのスパッタ時間は、５〜３０秒まで５秒刻みで変化させた。図２のように、ＡｌＮ膜１２のスパッタ時間５〜３０秒のいずれの場合にも、（１０−１０）面および（２０−２０）面（ともにｍ面）に起因するピークが見られ、ＧａＮ結晶１３は、主面をｍ面とする結晶であることがわかった。また、５、１０、１５秒のスパッタ時間では、いずれも（０００２）面（ｃ面）に起因するピークが見られ、ＧａＮ結晶１３は、主面をｃ面とする結晶を含んでいることがわかった。（０００２）面に起因するピークは、５秒から１５秒へとスパッタ時間を長くすると次第に小さくなり、２０秒から３０秒では（０００２）面のピークは見られなかった。また、（０００４）面（ｃ面）に起因するピークは、スパッタ時間５秒の時のみに見られ、１０〜３０秒の時には見られなかった。また、ａ面に起因するピークは、いずれのスパッタ時間においても見られかった。 In FIG. 2, a sapphire substrate 10 having a diameter of 2 inches is used, the width of the recesses 11 of the sapphire substrate 10 is 1.5 μm, the depth is 0.7 μm, and the interval between the recesses 11 is 1.5 μm. This is the result of X-ray diffraction of the surface 13a of the GaN crystal 13 when the growth temperature of is 1040 ° C. The sputtering time for forming the AlN film 12 was changed in 5 second increments from 5 to 30 seconds. As shown in FIG. 2, in any case where the sputtering time of the AlN film 12 is 5 to 30 seconds, peaks due to the (10-10) plane and the (20-20) plane (both m-plane) are observed, and GaN It was found that the crystal 13 was a crystal having a main surface as an m-plane. In addition, in the sputtering times of 5, 10, and 15 seconds, peaks caused by the (0002) plane (c-plane) are observed, and the GaN crystal 13 includes a crystal having the main surface as the c-plane. all right. The peak due to the (0002) plane gradually decreased as the sputtering time was increased from 5 seconds to 15 seconds, and no peak on the (0002) plane was observed from 20 seconds to 30 seconds. Further, the peak due to the (0004) plane (c-plane) was observed only when the sputtering time was 5 seconds, and was not observed when the sputtering time was 10 to 30 seconds. Also, no peak due to the a-plane was observed at any sputtering time.
したがって、５秒から１５秒へとスパッタ時間を長くすると、主面がｃ面の結晶の割合が低下して結晶性がよくなり、２０〜３０秒では主面をｃ面とする結晶をほとんど含まず、最も結晶性がよいことがわかった。ここで、スパッタ時間を４０秒とした場合のＡｌＮ膜１２の厚さは、おおよそ１５０〜２００Åであることから、スパッタ時間２０〜３０秒は、７５〜１５０Å程度と推察される。 Therefore, if the sputtering time is increased from 5 seconds to 15 seconds, the ratio of crystals whose principal surface is c-plane is reduced and crystallinity is improved. In 20 to 30 seconds, almost all crystals having the principal surface as c-plane are included. It was found that the crystallinity was the best. Here, when the sputtering time is 40 seconds, the thickness of the AlN film 12 is approximately 150 to 200 mm. Therefore, the sputtering time of 20 to 30 seconds is estimated to be about 75 to 150 mm.
図３は、ＧａＮ結晶１３のｃ面、ｍ面のＸ線ロッキングカーブ半値幅と、ＡｌＮ膜１２のスパッタ時間との関係について調べた結果を示すグラフである。サファイア基板１０、凹部１１のサイズ、ＧａＮ結晶１３の成長温度は図２の場合と同様である。ＡｌＮ膜１２を形成するときのスパッタ時間についても、図２の場合と同様に５〜３０秒まで５秒刻みで変化させた。ｍ面については、試料をａ軸周りとｃ軸周りの２通りに回転させて、ｍ面のｃ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅と、ｍ面のａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅を測定した。図３において四角形のプロットはｃ面、三角形のプロットはｍ面ｃ軸方向、丸のプロットはｍ面ａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅である。 FIG. 3 is a graph showing the results of examining the relationship between the half width of the X-ray rocking curve of the c-plane and m-plane of the GaN crystal 13 and the sputtering time of the AlN film 12. The sizes of the sapphire substrate 10 and the recess 11 and the growth temperature of the GaN crystal 13 are the same as those in FIG. The sputtering time for forming the AlN film 12 was also changed in 5 second increments from 5 to 30 seconds as in the case of FIG. For the m-plane, the sample is rotated in two ways around the a-axis and c-axis, and the m-plane X-ray rocking curve half-width in the c-axis direction and the m-plane X-ray rocking curve half-width in the a-axis direction Was measured. In FIG. 3, the quadrangular plot is the c-plane, the triangular plot is the m-plane c-axis direction, and the round plot is the half-width of the X-ray rocking curve in the m-plane a-axis direction.
図３のように、ｍ面ｃ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、スパッタ時間１０〜２５秒では６００〜８００秒、スパッタ時間５秒、３０秒ではその倍近くあった。よって、ｍ面ｃ軸方向の配向性についてはスパッタ時間１０〜２５秒の場合が優れていることがわかった。また、ｍ面ａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、いずれのスパッタ時間でも４００〜６００秒の範囲にあり、ｍ面ａ軸方向の配向性はスパッタ時間によらず良いことがわかった。また、ｃ面のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、スパッタ時間２０秒、２５秒でおおよそ１０００秒、スパッタ時間１０秒、１５秒、３０秒ではおおよそ１２００秒、スパッタ時間５秒ではおおよそ１５００秒であった。よって、ｃ面の配向性についてはスパッタ時間２０〜２５秒が他のスパッタ時間に比べて高いことがわかった。 As shown in FIG. 3, the half width of the X-ray rocking curve in the m-plane c-axis direction was 600 to 800 seconds when the sputtering time was 10 to 25 seconds, and nearly double that when the sputtering time was 5 and 30 seconds. Therefore, it was found that the sputter time of 10 to 25 seconds was excellent for the orientation in the m-plane c-axis direction. Further, it was found that the X-ray rocking curve half-value width in the m-plane a-axis direction is in the range of 400 to 600 seconds at any sputtering time, and the orientation in the m-plane a-axis direction is good regardless of the sputtering time. In addition, the half width of the c-plane X-ray rocking curve was approximately 1000 seconds when the sputtering time was 20 seconds and 25 seconds, approximately 1200 seconds when the sputtering time was 10 seconds, 15 seconds and 30 seconds, and approximately 1500 seconds when the sputtering time was 5 seconds. It was. Therefore, it was found that the sputter time of 20 to 25 seconds was higher than the other sputter times for the c-plane orientation.
この図２、３の結果から、ＧａＮ結晶１３の結晶性が最も優れているのは、スパッタ時間を２０〜２５秒としたときであり、この時のＡｌＮ膜１２の厚さは、おおよそ７５〜１２５Åであると推察される。 From the results of FIGS. 2 and 3, the crystallinity of the GaN crystal 13 is most excellent when the sputtering time is 20 to 25 seconds, and the thickness of the AlN film 12 at this time is approximately 75 to It is estimated that it is 125cm.
図４は、ＡｌＮ膜１２形成時のスパッタ時間を５〜３０秒まで５秒刻みで変化させたときの、ＧａＮ結晶１３表面について撮影した写真である。サファイア基板１０、凹部１１のサイズ、ＧａＮ結晶１３の成長温度は図２、３の場合と同様である。１５秒から２５秒、特に２５秒で平坦性が高く、１０秒、３０秒ではやや平坦性が劣っていることがわかった。また５秒では、１５秒から２５秒に比べると平坦性は低いが、１０秒、３０秒よりは平坦性が高いことがわかった。スパッタ時間１５〜２５秒は、５５〜１２５Å、２５秒は９０〜１２５Åと推察される。 FIG. 4 is a photograph taken of the surface of the GaN crystal 13 when the sputtering time when forming the AlN film 12 is changed from 5 to 30 seconds in increments of 5 seconds. The sizes of the sapphire substrate 10 and the recess 11 and the growth temperature of the GaN crystal 13 are the same as those in FIGS. It was found that the flatness was high at 15 to 25 seconds, particularly 25 seconds, and the flatness was slightly inferior at 10 and 30 seconds. Further, it was found that the flatness was lower at 5 seconds than at 15 seconds to 25 seconds, but higher than 10 seconds and 30 seconds. It is estimated that the sputtering time of 15 to 25 seconds is 55 to 125 hours, and that of 25 seconds is 90 to 125 hours.
また、ＧａＮ結晶１３の成長温度を変化させて、ＧａＮ結晶１３の表面１３ａを観察したところ、１０２０〜１０６０℃で平坦性が高く、特に１０３０〜１０５０℃ではさらに高かった。最も平坦性に優れていたのは、１０４０℃の時であった。 Further, when the growth temperature of the GaN crystal 13 was changed and the surface 13a of the GaN crystal 13 was observed, the flatness was high at 1020 to 1060 ° C., and particularly higher at 1030 to 1050 ° C. The most excellent flatness was at 1040 ° C.
また、昇温工程における水素とアンモニアを含む雰囲気中で成長温度まで昇温する際に、水素の割合を変化させてみたところ、ＧａＮ結晶１３の結晶性やＧａＮ結晶１３の表面１３ａの平坦性は水素の割合が高い方がやや高くなった。 Further, when the temperature was raised to the growth temperature in an atmosphere containing hydrogen and ammonia in the temperature raising step, the ratio of hydrogen was changed. As a result, the crystallinity of the GaN crystal 13 and the flatness of the surface 13a of the GaN crystal 13 were as follows. The higher the percentage of hydrogen, the slightly higher.
図５は、ＧａＮ結晶１３のｃ面、ｍ面のＸ線ロッキングカーブ半値幅と、ＡｌＮ膜１２のスパッタ時間との関係について調べた結果を示すグラフである。サファイア基板１０の直径は、３インチである。凹部１１のサイズ、ＧａＮ結晶１３の成長温度は図２の場合と同一である。ＡｌＮ膜１２を形成するときのスパッタ時間は、１０秒から２５秒まで、５秒間隔で変化させた。ｍ面については、試料をａ軸周りとｃ軸周りの２通りに回転させて、ｍ面のｃ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅と、ｍ面のａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅を測定した。図５において四角形のプロットはｃ面、三角形のプロットはｍ面ｃ軸方向、丸のプロットはｍ面ａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅である。 FIG. 5 is a graph showing the results of examining the relationship between the half width of the X-ray rocking curve of the c-plane and m-plane of the GaN crystal 13 and the sputtering time of the AlN film 12. The diameter of the sapphire substrate 10 is 3 inches. The size of the recess 11 and the growth temperature of the GaN crystal 13 are the same as those in FIG. The sputtering time when forming the AlN film 12 was changed from 10 seconds to 25 seconds at intervals of 5 seconds. For the m-plane, the sample is rotated in two ways around the a-axis and c-axis, and the m-plane X-ray rocking curve half-width in the c-axis direction and the m-plane X-ray rocking curve half-width in the a-axis direction Was measured. In FIG. 5, the quadrangular plot is the c-plane, the triangular plot is the m-plane c-axis direction, and the round plot is the half-width of the X-ray rocking curve in the m-plane a-axis direction.
図５の測定結果から理解されるように、ｍ面ｃ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、スパッタ時間１０〜２０秒では５００〜８００秒であった。よって、ｍ面ｃ軸方向の配向性についてはスパッタ時間１０〜２０秒の場合が優れていることがわかった。また、ｍ面ａ軸方向のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、いずれのスパッタ時間でも４００〜５００秒の範囲にあった。したがって、ｍ面ａ軸方向の配向性はスパッタ時間によらず良いことがわかった。また、ｃ面のＸ線ロッキングカーブ半値幅は、スパッタ時間１５秒でおおよそ１０００秒、スパッタ時間２０〜２５秒ではおおよそ１３００秒、スパッタ時間１０秒ではおおよそ１５００秒であった。図３、５の測定結果から理解されるように、本発明を用いた場合に、直径が３インチ以上の基板を用いた場合にも、結晶性の高い結晶が得られることが理解される。 As understood from the measurement results of FIG. 5, the half width of the X-ray rocking curve in the m-plane c-axis direction was 500 to 800 seconds when the sputtering time was 10 to 20 seconds. Therefore, it was found that the sputter time of 10 to 20 seconds was excellent for the orientation in the m-plane c-axis direction. Further, the half width of the X-ray rocking curve in the m-plane a-axis direction was in the range of 400 to 500 seconds at any sputtering time. Therefore, it was found that the orientation in the m-plane a-axis direction is good regardless of the sputtering time. The half width of the c-plane X-ray rocking curve was approximately 1000 seconds when the sputtering time was 15 seconds, approximately 1300 seconds when the sputtering time was 20 to 25 seconds, and approximately 1500 seconds when the sputtering time was 10 seconds. As understood from the measurement results of FIGS. 3 and 5, it is understood that when the present invention is used, a crystal having high crystallinity can be obtained even when a substrate having a diameter of 3 inches or more is used.
なお、実施例では、成長基板としてサファイア基板を用いているが、サファイア以外にも、ＳｉＣ、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＺｎＯ、スピネル、などの六方晶系の材料を用いることができる。また、各実施例では、成長基板の凹部形成にＩＣＰエッチングを用いているが、他のドライエッチング法を用いてもよく、ドライエッチング以外のエッチング法を用いてもよい。また、各実施例では、バッファ膜としてＡｌＮ膜を用いているが、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどを用いてもよい。特に成長基板としてサファイアを用いる場合には、格子整合性などの点からバッファ膜材料のＡｌ組成比は高いことが望ましく、ＡｌＮが最も望ましい。また、バッファ膜形成のスパッタは、実施例では反応性マグネトロンスパッタを用いたが、他の任意のスパッタ法を用いることができる。 In the embodiment, a sapphire substrate is used as the growth substrate, but other than sapphire, hexagonal materials such as SiC, Si, GaAs, ZnO, and spinel can be used. In each embodiment, ICP etching is used to form the recess of the growth substrate. However, other dry etching methods may be used, and etching methods other than dry etching may be used. In each embodiment, an AlN film is used as the buffer film, but GaN, AlGaN, AlInN, AlGaInN, or the like may be used. In particular, when sapphire is used as the growth substrate, it is desirable that the Al composition ratio of the buffer film material is high from the viewpoint of lattice matching, and AlN is most desirable. In addition, the sputtering for forming the buffer film uses reactive magnetron sputtering in the embodiments, but any other sputtering method can be used.
また、実施例はＧａＮテンプレート基板の製造方法であるが、本発明はＧａＮに限らず、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどIII 族窒化物半導体について適用することができる。また、面方位についても、実施例のようにｍ面を主面とするIII 族窒化物半導体に限らず、成長基板の主面の面方位、成長基板に形成した凹部側面の面方位、成長基板の格子定数を考慮することで、任意の非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体を形成することができる。たとえば、ｍ面を主面とするサファイア基板を用い、凹部側面をｃ面とすれば、ａ面を主面とするIII 族窒化物半導体を得ることができる。また、ｃ面を主面とするサファイア基板を用い、凹部側面をａ面とすれば、ａ面を主面とするIII 族窒化物半導体を得ることができる。 The embodiment is a method for manufacturing a GaN template substrate, but the present invention is not limited to GaN, but can be applied to group III nitride semiconductors such as AlN, AlGaN, InGaN, AlInN, and AlGaInN. Further, the surface orientation is not limited to the group III nitride semiconductor having the m-plane as the main surface as in the embodiment, but the surface orientation of the main surface of the growth substrate, the surface orientation of the side surface of the recess formed in the growth substrate, and the growth substrate In consideration of the lattice constant, a group III nitride semiconductor having an arbitrary nonpolar plane or semipolar plane as a main plane can be formed. For example, when a sapphire substrate having an m-plane as a main surface and a concave side surface as a c-plane, a group III nitride semiconductor having an a-plane as a main surface can be obtained. Further, when a sapphire substrate having a c-plane as a main surface is used and the side surface of the recess is an a-plane, a group III nitride semiconductor having the a-plane as a main surface can be obtained.
また、実施例では凹部の平面パターンをストライプ状に形成したが、格子状、ドット状など任意のパターンを採用することができる。ただし、III 族窒化物半導体はｃ軸方向に極性があり、凹部側面の方位が異なると、極性方向の異なるＧａＮ結晶が成長し、極性方向が混在した結晶となる。したがって、凹部側面の面方位が多数異なるようなパターンは、極性方向が多数混在したIII 族窒化物半導体結晶となって望ましくない。この点で、ストライプ状とすれば、側面は２面であり、得られるIII 族窒化物半導体の極性方向は２方向で少ないため、他のパターンに比べて有利である。また、ストライプ状とすれば、凹部側面を広くとることができるので、III 族窒化物半導体の結晶性や平坦性が他のパターンよりも高くなる点でも有利である。 In the embodiment, the planar pattern of the recesses is formed in a stripe shape, but any pattern such as a lattice shape or a dot shape can be employed. However, the group III nitride semiconductor has polarity in the c-axis direction, and when the orientation of the side surface of the recess is different, GaN crystals with different polarity directions grow and become a crystal in which the polarity directions are mixed. Therefore, a pattern in which the surface orientations of the side surfaces of the recesses are different is not desirable because it becomes a group III nitride semiconductor crystal in which a large number of polar directions are mixed. In this respect, the stripe shape is advantageous in comparison with other patterns because there are two side surfaces and the group III nitride semiconductor obtained has fewer polar directions in two directions. Further, if the stripe shape is used, the side surface of the recess can be widened, which is advantageous in that the crystallinity and flatness of the group III nitride semiconductor are higher than those of other patterns.
極性方向が異なる結晶となることを回避するために、凹部側面のうち、いくつかの面にマスク等を形成してIII 族窒化物半導体結晶を成長させないようにしてもよい。たとえば、ストライプ状に形成された凹部の２つの側面のうち、一方の側面にマスクを形成して、他方の側面からのみIII 族窒化物半導体を成長させれば、得られるIII 族窒化物半導体の極性方向は一方向のみであり、良質なIII 族窒化物半導体が得られる。 In order to avoid a crystal having a different polarity direction, a mask or the like may be formed on some of the side surfaces of the recess so that the group III nitride semiconductor crystal does not grow. For example, if a group III nitride semiconductor is grown only from the other side surface by forming a mask on one side surface of the two side surfaces of the recess formed in a stripe shape, the resulting group III nitride semiconductor The polarity direction is only one direction, and a high-quality group III nitride semiconductor can be obtained.
また、凹部側面を傾斜させるなどして結晶成長しづらい面方位とすることで、極性方向の混在を回避してもよい。たとえば、成長基板としてサファイア基板を用いる場合、凹部側面がサファイアｃ面またはａ面と成す角が小さいほど成長しやすく、凹部側面をｃ面またはａ面とするのが最も成長しやすい。そこで、たとえばIII 族窒化物半導体を結晶成長させる凹部側面をｃ面とし、それ以外の結晶成長させたくない凹部側面をｃ面に対して傾斜させることで、極性方向の混在を回避することが可能である。 Also, the polar orientation may be avoided by inclining the side surfaces of the recesses so that the crystal orientation is difficult to grow. For example, when a sapphire substrate is used as the growth substrate, the smaller the angle formed between the concave side surface and the sapphire c-plane or a-plane, the easier it grows, and the concave side surface is most easily grown as the c-plane or a-plane. Therefore, it is possible to avoid mixing polar directions by, for example, inclining the side surface of the recess where the crystal growth of the group III nitride semiconductor is c-plane and the other side surface of the recess that is not desired for crystal growth is inclined with respect to the c-plane. It is.
本発明によると、ｍ面、ａ面、ｒ面などの非極性面や半極性面を主面とするIII 族窒化物半導体が得られるので、ピエゾ電界による影響が回避されたIII 族窒化物半導体素子を容易に作製することができる。 According to the present invention, a group III nitride semiconductor having a non-polar surface such as an m-plane, a-plane, or r-plane or a semipolar plane as a main surface can be obtained. An element can be easily manufactured.
１０：サファイア基板
１１：凹部
１２：ＡｌＮ膜
１３：ＧａＮ結晶
10: Sapphire substrate 11: Recess 12: AlN film 13: GaN crystal
Claims (18)
前記凹部形成工程の後、前記凹部側面、前記凹部底面、及び、エッチングされずに残った前記成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、
前記基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、
前記凹部側面に、前記成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、
を有し、
前記バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、
前記成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、
前記成長基板の表面は前記サファイアのａ面であり、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのｃ面であり、
前記結晶成長工程は、サファイアのｃ面である前記凹部側面に前記III 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、
前記成長基板の前記表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のｍ面とするIII 族窒化物半導体を得る
ことを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法。 Forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire ; and
A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the surface of the growth substrate remaining unetched after the recess forming step , the recess bottom surface, and the recess bottom surface;
A temperature raising step for raising the temperature of the substrate to a group III nitride semiconductor growth temperature in an atmosphere containing hydrogen and ammonia;
A crystal growth step of epitaxially growing a group III nitride semiconductor on the side surface of the recess at the growth temperature;
Have
The thickness of the buffer film is smaller than the thickness of the buffer film used when epitaxially growing the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate uniformly in the direction perpendicular to the growth substrate,
The growth temperature is lower than the growth temperature when the group III nitride semiconductor is epitaxially grown on a planar growth substrate uniformly in a direction perpendicular to the growth substrate,
The surface of the growth substrate is the a-plane of the sapphire,
The concave side surfaces on both sides of the concave portion are c-planes of sapphire,
In the crystal growth step, the group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess that is the c-plane of sapphire,
A method for producing a group III nitride semiconductor, comprising obtaining a group III nitride semiconductor having a principal surface parallel to the surface of the growth substrate as an m-plane of a group III nitride semiconductor.
前記凹部形成工程の後、前記凹部側面、前記凹部底面、及び、エッチングされずに残った前記成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、
前記基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、
前記凹部側面に、前記成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、
を有し、
前記バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、
前記成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、
前記成長基板の表面は前記サファイアのｍ面であり、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのｃ面であり、
前記結晶成長工程は、サファイアのｃ面である前記凹部側面に前記III 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、
前記成長基板の前記表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のａ面とするIII 族窒化物半導体を得る
ことを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法。 Forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire; and
A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the surface of the growth substrate remaining unetched after the recess forming step, the recess bottom surface, and the recess bottom surface;
A temperature raising step for raising the temperature of the substrate to a group III nitride semiconductor growth temperature in an atmosphere containing hydrogen and ammonia;
A crystal growth step of epitaxially growing a group III nitride semiconductor on the side surface of the recess at the growth temperature;
Have
The thickness of the buffer film is smaller than the thickness of the buffer film used when epitaxially growing the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate uniformly in the direction perpendicular to the growth substrate,
The growth temperature is lower than the growth temperature when the group III nitride semiconductor is epitaxially grown on a planar growth substrate uniformly in a direction perpendicular to the growth substrate,
The surface of the growth substrate is the m-plane of the sapphire,
The concave side surfaces on both sides of the concave portion are c-planes of sapphire,
In the crystal growth step, the group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess that is the c-plane of sapphire,
A method for producing a group III nitride semiconductor comprising obtaining a group III nitride semiconductor having a main surface parallel to the surface of the growth substrate as the a-plane of the group III nitride semiconductor.
前記凹部形成工程の後、前記凹部側面、前記凹部底面、及び、エッチングされずに残った前記成長基板の表面の全面に沿って、スパッタによりバッファ膜を形成するバッファ膜形成工程と、
前記基板を水素とアンモニアを含む雰囲気中で、III 族窒化物半導体の成長温度まで昇温する昇温工程と、
前記凹部側面に、前記成長温度でIII 族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる結晶成長工程と、
を有し、
前記バッファ膜の厚さは、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際に用いるバッファ膜の厚さよりも薄く、
前記成長温度は、III 族窒化物半導体を平面状の成長基板に一様に成長基板に垂直な方向へエピタキシャル成長させる際の成長温度よりも低い温度であり、
前記成長基板の表面は前記サファイアのｃ面であり、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのａ面であり、
前記結晶成長工程は、サファイアのa 面である前記凹部側面に前記III 族窒化物半導体をそのIII 族窒化物半導体のｃ軸方向に主としてエピタキシャル成長させて、
前記成長基板の前記表面に平行な主面をIII 族窒化物半導体のａ面とするIII 族窒化物半導体を得る
ことを特徴とするIII 族窒化物半導体の製造方法。 A recess forming step for forming a recess having a recess side surface and a recess bottom surface by etching on the surface of a growth substrate made of sapphire,
A buffer film forming step of forming a buffer film by sputtering along the entire surface of the surface of the growth substrate remaining unetched after the recess forming step, the recess bottom surface, and the recess bottom surface;
A temperature raising step for raising the temperature of the substrate to a group III nitride semiconductor growth temperature in an atmosphere containing hydrogen and ammonia;
A crystal growth step of epitaxially growing a group III nitride semiconductor on the side surface of the recess at the growth temperature;
Have
The thickness of the buffer film is smaller than the thickness of the buffer film used when epitaxially growing the group III nitride semiconductor on the planar growth substrate uniformly in the direction perpendicular to the growth substrate,
The growth temperature is lower than the growth temperature when the group III nitride semiconductor is epitaxially grown on a planar growth substrate uniformly in a direction perpendicular to the growth substrate,
The surface of the growth substrate is the c-plane of the sapphire,
The recess side surfaces on both sides of the recess are a-planes of sapphire,
In the crystal growth step, the group III nitride semiconductor is mainly epitaxially grown in the c-axis direction of the group III nitride semiconductor on the side surface of the recess which is the a surface of sapphire,
A method for producing a group III nitride semiconductor comprising obtaining a group III nitride semiconductor having a main surface parallel to the surface of the growth substrate as the a-plane of the group III nitride semiconductor.
前記凹部側面、前記凹部底面、及び、前記凹部側面と前記凹部底面以外の前記サファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、
前記バッファ膜を介して前記サファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、
を備え、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのｃ面であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記サファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のｍ面である、
ことを特徴とするテンプレート基板。 A sapphire substrate having a surface as a main surface, with a recess having a recess side surface and a recess bottom surface formed on the surface;
A buffer film formed along the entire surface of the safa eye substrate other than the recess side surface, the recess bottom surface, and the recess side surface and the recess bottom surface;
Group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board through the buffer film,
With
The concave side surfaces on both sides of the concave portion are c-planes of sapphire,
The axis perpendicular to the side surface of the recess of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor,
The surface of the formed group III nitride semiconductor layer parallel to the main surface of the sapphire substrate is the m-plane of the group III nitride semiconductor .
A template substrate characterized by that.
前記凹部側面、前記凹部底面、及び、前記凹部側面と前記凹部底面以外の前記サファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、
前記バッファ膜を介して前記サファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、
を備え、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのｃ面であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記サファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のａ面である、
ことを特徴とするテンプレート基板。 A sapphire substrate having a m-plane as a main surface, wherein a concave portion having a concave side surface and a concave bottom surface is formed on the surface;
A buffer film formed along the entire surface of the safa eye substrate other than the recess side surface, the recess bottom surface, and the recess side surface and the recess bottom surface;
Group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board through the buffer film,
With
The concave side surfaces on both sides of the concave portion are c-planes of sapphire,
The axis perpendicular to the side surface of the recess of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor,
The surface of the formed group III nitride semiconductor layer parallel to the main surface of the sapphire substrate is the a-plane of the group III nitride semiconductor .
A template substrate characterized by that.
前記凹部側面、前記凹部底面、及び、前記凹部側面と前記凹部底面以外の前記サファアイ基板の表面の全面に沿って形成されたバッファ膜と、
前記バッファ膜を介して前記サファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体層と、
を備え、
前記凹部の両側の前記凹部側面は、サファイアのａ面であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記凹部側面に垂直な軸はIII 族窒化物半導体のｃ軸であり、
形成された前記III 族窒化物半導体層の前記サファイア基板の主面に平行な面は、III 族窒化物半導体のａ面である、
ことを特徴とするテンプレート基板。 A sapphire substrate having a c-plane as a main surface, with a recess having a recess side surface and a recess bottom surface formed on the surface;
A buffer film formed along the entire surface of the safa eye substrate other than the recess side surface, the recess bottom surface, and the recess side surface and the recess bottom surface;
Group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire board through the buffer film,
With
The recess side surfaces on both sides of the recess are a-planes of sapphire,
The axis perpendicular to the side surface of the recess of the formed group III nitride semiconductor layer is the c-axis of the group III nitride semiconductor,
The surface of the formed group III nitride semiconductor layer parallel to the main surface of the sapphire substrate is the a-plane of the group III nitride semiconductor .
A template substrate characterized by that.
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