解説ハイドライド気相成長法による高品質 GaN 結晶の育成碓井彰 1 砂川晴夫 1 鷲見紀彦 1 山本一富 1 耿慧遠 1 山口敦史 2 Growth of High Quality GaN by Hydride Vapor Phase Epitaxy Akira USUI 1,H

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こうじよせ
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1 解説ハイドライド気相成長法による高品質 GaN 結晶の育成碓井彰 1 砂川晴夫 1 鷲見紀彦 1 山本一富 1 耿慧遠 1 山口敦史 2 Growth of High Quality GaN by Hydride Vapor Phase Epitaxy Akira USUI 1,HaruoSUNAKAWA 1, Norihiko SUMI 1, Kazutomi YAMAMOTO 1, Huiyuan GENG 1 and Atsushi A.YAMAGUCHI 2 1 Nitride Semiconductors Department, R&D Division, Furukawa Co.Ltd., Wakagi-cho, Oyama, Tochigi , Japan 2 Optoelectronic Device System R&D Center, Kanazawa Institute of Technology, 7 1 Ohgigaoka, Nonoichi, Ishikawa , Japan (Received October 25, 2010, Accepted December 23, 2010) Hydride vapor phase epitaxy (HVPE) is currently used as a practical method for preparing GaN substrates. However, the reduction of dislocation density and the minimization of wafer curvature are dispensable from device application point of view. To reduce the dislocation density, the authors proposed facet -initiated epitaxial lateral overgrowth (FIELO) method. This method makes it possible to bend and reduce threading dislocations in GaN by forming GaN facet structures near the initial growth stage on foreign substrate, such as sapphire. In addition to the use of stripe-type mask pattern in the FIELO method, a novel FIELO method starting from random-islands having facet sidewalls of GaN formed at relatively low temperature is studied. It is shown that this method is superior to the conventional FIELO for reducing both of dislocations at the hetero-interface and the curvature of freestanding GaN crystal.. はじめに白色発光ダイオード (LED) をはじめ,Blu-ray ディスク用ピックアップ光源などに窒化ガリウム (GaN) 結晶を用いたデバイスが日常的に使用されるようになってきており, GaN の特徴を生かした高効率のパワートランジタなど電子デバイスにも期待が集まっている. これらのデバイスの実現の要が高品質なエピタキシャル層であり, その実現のためには格子整合した高品質 GaN 基板結晶が不可欠である.GaN は融点付近における窒素の解離圧が極めて大きく,Si 結晶のように引き上げ法によるバルク結晶の作製が困難なため, GaN 基板の作製にはハイドライド気相成長 (HVPE) 法が実用的に用いられている.GaN 成長に対する HVPE 法の歴史は古く,GaN 結晶で半導体として評価できるレベルの GaN 結晶を最初に作製できた手法は HVPE 法である 1). その後,GaN 結晶成長の主流は, 薄膜構造作製のためにより精密な膜厚制御等が可能な有機金属熱分解気相成長 (MOVPE) 法に移ったが, 数 100 mm/h と極めて大きな成長速度が得られることから, 基板としての GaN 結晶育成手法として用いられている. ところで,HVPE 法では, 通常サファイア基板や GaAs 基板などのヘテロ下地結晶上に GaN を積層するので, 成長界面で格子定数の不整合が生じ, 多量の転位や積層欠陥が入る. デバイス作製用基板として用いるためには, これらの欠陥の削減がまず必須となる. 筆者らは, これらの転位削減のために,FIELO(Facet-Initiated Epitaxial Lateral Overgrowth) 法を提唱した 2). これは,GaN 結晶表面に SiO 2 マスクを施し, 開口部のみから成長をスタートさせて, 側壁に 1 2 古河機械金属株式会社研究開発本部ナイトライド事業室 ( 栃木県小山市若木町 ) 金沢工業大学光電相互変換デバイスシステム研究開発センター ( 石川県石川郡野々市町扇が丘 7 1) 低次元指数からなる結晶安定化面 ( ファセット面 ) を出現させ, 成長表面に向かって貫通する転位を横方向に曲げる, というものである. また, マスクを施すことで, その下の部分に存在する転位は結晶上部には伝達しないという効果もある. これにより, 貫通転位を大幅に削減することが可能となった. この手法に加えて, 最近筆者らはマスクを施すことなく, 特殊なバッファ層を用いることで, ファセット面を有する島状結晶を成長させて転位を削減する手法も開発した 3). ここでは, 以上のような HVPE 法による高品質 GaN 結晶の育成の試みに関して紹介する.. HVPE 法 HVPE 法は気相成長の一種であり,H 2 や N 2 などのキャリアガスとともに, 原料ガスを輸送して, 下地結晶上に目的とする結晶を成長させる.III V 族化合物半導体の HVPE 成長では, 原料ガスとしては,III 族元素の塩化物,V 族元素の水素化物 ( ハイドライド ) が用いられ,GaN 成長の場合には, 塩化ガリウム (GaCl) とアンモニア (NH 3 ) が原料となる.HVPE 法は別名ハロゲン輸送法とも呼ばれる. 反応装置としては, 高温で塩化物を扱うことから, ガスと直接触れる部分は石英や, カーボンが用いられる. 反応装置は, ソース領域と成長領域に別れ, ソース部には Ga を入れた容器が設置され, この Ga 上に HCl を供給することで (1) 式のように GaCl を発生させている. Ga+HCl GaCl+1/2H 2 (1) GaCl への変換効率は高く,750 C 以上であればほぼ95 以上が得られる. 成長領域で (2) 式のように GaCl と NH 3 の反応により GaN が析出する. GaCl+NH 3 GaN+HCl+H 2 (2) GaN 成長温度は通常 C に設定される.GaN 成長のための下地結晶として本報告ではサファイア (0001) 面を用いた. ( 35 ) 369

Fig. 1 Dependece of HVPE-GaN growth rate on GaCl partial pressure. GaN 結晶の析出の駆動力は,GaCl 分圧と NH 3 分圧に依存する.Fig. 1 は,GaCl 分圧に対する GaN 成長速度の変化を示しているが, この実験は成長温度 1060 C で, 気相中の V/III 比 (NH 3 分圧と GaCl 上に供給する HCl 分圧の比.

2 Fig. 1 Dependece of HVPE-GaN growth rate on GaCl partial pressure. GaN 結晶の析出の駆動力は,GaCl 分圧と NH 3 分圧に依存する.Fig. 1 は,GaCl 分圧に対する GaN 成長速度の変化を示しているが, この実験は成長温度 1060 C で, 気相中の V/III 比 (NH 3 分圧と GaCl 上に供給する HCl 分圧の比. (1) 式の GaCl への変換効率を100 と仮定 ) を10として行った結果である.GaCl 分圧の上昇に伴い, 成長速度はほぼ直線的に上昇し, 最大 1.1 mm/h という成長速度が得られた. このような大きな成長速度は, 基板結晶を作製する上で大きな利点となる.. 転位密度低減. バッファ層技術サファイア基板を用いた GaN 成長の結晶性が飛躍的に向上したのは, 低温バッファ層技術のおかげである 4). それまでは, サファイア基板上に均一な成長が困難であり, また欠陥も多く, バックグラウンドキャリア濃度も非常に高いものであった. この技術の詳細は他の文献を参照して頂くとして 5), 要約すると, サファイア基板上に,MOVPE 法を用いて低温でアモルファス状の AlN あるいは GaN を堆積させ, 成長温度まで昇温させる段階で, 微細な結晶粒が密度高く形成され, 高温成長段階では, それが核となり横方向につながって平坦な膜が形成される, というものである. この技術により, 成長界面で発生した高密度の転位が, 膜厚数 100 nm という比較的成長初期の段階で, 急激に減少していくことが, Kuwano らにより報告されている 6). しかしながら, 数 mm 程度 GaN を成長した後の表面での転位密度は依然として cm -2 と高く, デバイス応用, 特に, レーザダイオード (LD) や電子デバイスの実用化のためには, さらなる転位の低減が必要であった.. 横方向成長著者らは転位低減手法として, 横方向成長 (ELO: epitaxial lateral overgrowth) に注目した. この技術は III V 族化合物半導体では Ujiie らによって報告されたが 7),Si 基板上の GaAs 液相成長において, 結晶面を結晶が成長しにくい SiO 2 マスクで覆い, マスクに設けた開口部からマスク上に横方向成長させたところ, その横方向成長部分で転位密度の Fig. 2 SEM images of facet structures formed on the stripe mask pattern by HVPE. (a) bird's-eye view of facet structures (stripe direction: for GaN), (b) cross-sectional view of facet structure consisting of {1 101} sidewalls. 非常に少ない結晶が成長できるというものである.GaN で同様なことが実現するためには, マスク上に結晶が析出せず, 開口部からのみ成長が進むという, 選択成長が実現されなければならない.HVPE 法による GaN の選択成長に関しては, 当時報告例がなかったが,HVPE 法で試したところ, 比較的簡単に実現することができた. そこで,3.1の手法で作製したサファイア基板上に MOVPE 法で成長した GaN 層上に,SiO 2 によるストライプマスクパターンを施し, HVPE 法による横方向成長を試みた 2). その結果,Fig. 2 に示したように開口部に断面が三角形状したファセット構造が出現した. ここではマスクストライプを,GaN の方向に形成しており, 現れたファセット面は主に {1 101} 面から成っている. 成長初期にはこのような特有な構造が出現するが, 成長時間とともに横方向成長が進み, 隣り合うファセット同士が会合し,10 mm 程度の厚さに成長させると表面は平坦化する. その後は c 面成長が継続した.. 横方向成長による転位の低減このような成長による転位低減効果を調べるために, エッチピット観察を行った. エッチピットは成長した表面を240 C の H 2 SO 4 と H 3 PO 4 混合溶液中で処理することで出現させたが, エッチピットは転位部分のエッチング速度が周囲より速いために生じる細かな凹凸である.Fig. 3 に GaN 成長膜厚に対するエッチピット密度 (EPD) の変化を示した.3.1 の手法で作製した MOVPE による1.5 mm 厚の GaN 層には 10 9 cm -2 台の大量の転位が含まれていたが, 横方向成長により成長した10 mm 程度の GaN 層においては10 7 cm -2 程度 370 ( 36 ) J. Vac. Soc. Jpn.

Fig. 4 Cross-sectional TEM image showing dislocation behavior (dark lines) with the proceeding of facet growth along lateral direction 8). Fig. 3 Dependence of etch pit density (EPD) on GaN thickness.

従って,Fig. 3 に示した EPD 値は,60 mm 程度までは平均した値である. しかしながらそれ以上の膜厚ではエッチピットの分布はほぼ均一化し, 例えば100 mm 程度の成長により 2 10 7 cm -2 いう低い値が得られた. Fig. 3 の結果は, 横方向成長と, 後述する膜厚の厚さによる両方の効果を含んだ結果になっている.

3 Fig. 4 Cross-sectional TEM image showing dislocation behavior (dark lines) with the proceeding of facet growth along lateral direction 8). Fig. 3 Dependence of etch pit density (EPD) on GaN thickness. GaN layers were grown on MOVPE-grown 1.5 mmthick GaN layer (EPD: cm -2 ) with stripe-mask pattern. までに EPD は下がった. ここで気をつけなければならないのは,60 mm 程度の厚さまでエッチピットの分布は表面で均一ではなく, ファセットの会合部上に集中していることである. 従って,Fig. 3 に示した EPD 値は,60 mm 程度までは平均した値である. しかしながらそれ以上の膜厚ではエッチピットの分布はほぼ均一化し, 例えば100 mm 程度の成長により cm -2 いう低い値が得られた. Fig. 3 の結果は, 横方向成長と, 後述する膜厚の厚さによる両方の効果を含んだ結果になっている. しかしながら, 次に述べるように断面 TEM 観察でマスク領域の転位の挙動が明らかとなり, 横方向成長により, 確かに転位が大幅に削減されていることがわかった.. 横方向成長による転位の挙動 Sakai らによって行われた断面 TEM 観察の代表的結果を Fig. 4 に示す 8).MOVPE で成長した GaN 層中では,c 面に平行な方向のバーガスベクトル(b) を有する刃状転位 ( 以後タイプ A と呼ぶ ) が転位全体の約 70 程度を占める. 残りが方向の b を有する混合転位 ( 以後タイプ B と呼ぶ ) で, らせん転位はほとんど存在していない. そして, タイプ A の転位はマスク開口部上で横に曲ることが観察されている. さらに詳しく調べると,Fig. 5 のように, マスクの端に沿った転位が観察され, 転位線の上側に extra-half 面を有して小傾角粒界を形成していることがわかった 9). また, マスク中央部には, マスク端とは逆に, 転位線に対して下側に extra-half 面を有した小傾角粒界が認められた. この type A の転位は, 結晶の c 面に交差横滑りして, 小傾角粒界を形成してマスク端部付近でストライプ方向に沿って伝搬し (D2 欠陥 ), さらに, ファセット同士が会合するところで, マスク端での伝搬とは逆方向に進む (D1 欠陥 ) という, やや複雑な挙動することが明らかになった. 結果的にこの転位は, 結晶の側面に達して, 成長初期の段階で, 大幅な転位低減に寄与することになる. 一方,c Fig. 5 Schematic diagram indicating the propagation of type A and type B dislocations on opening window and mask by stripe FIELO method 9). 軸に対して斜めのバーガースベクトルを有するタイプ B の転位は, 選択成長で形成された三角構造の斜めのファセット面 ({1 101} 面 ) で水平方向に向きを変え, 基板面と水平に進んだ後, ファセットの会合部で上昇し, 再び c 軸に沿って上昇する現象が観察された. ファセット構造が出現することで, このような転位の挙動が生じることから, 著者らは, この手法を FIELO(facet-initiated epitaxial lateral overgrowth) 法と名づけた.. 膜厚効果 Fig. 3 に EPD の成長膜厚依存性を示したが, さらに厚い GaN 結晶を成長させて調べた結果を Fig. 6 に示す. この図には, 前述したストライプマスクパターンを用いた FIELO (s-fielo) 法と, 後述する r(random-islands) FIELO 法の両方の結果について示した.s-FIELO 法の結果に着目すると, 当初 10 7 cm -2 台であった転位密度は, 膜厚の増加ととともに減少してミリメートル単位の厚さになると10 6 cm -2 台にまで減少して, この転位の減少効果はその後も継続している. ところで, 転位の減少するのは, 転位が曲がり, 結晶の外に到達するか, 相反する b を有して, 傾きを持って近づいた転位同士が反応してダイポールを形成して消滅するか, あるいは,2 つの転位から一本の転位が生じて減少するか, のいずれかと考えることができる. これらの現象が生じるため ( 37 ) 371

Fig. 7 SEM image of GaN random islands formed on a bušer layer. Fig. 6 Dependence of etch pit density (EPD) on GaN thickness for thick GaN samples grown by s-fielo( ) and r- FIELO( ) methods.

しかしながら, ここでの結晶成長においては, 特に異物質を堆積させていないので, 転位が曲がる原因としては, 結晶中に内在する歪の影響や, 意図しない成長変調が生じたこと, などが考えられる.

4 Fig. 7 SEM image of GaN random islands formed on a bušer layer. Fig. 6 Dependence of etch pit density (EPD) on GaN thickness for thick GaN samples grown by s-fielo( ) and r- FIELO( ) methods. には転位線の方向が c 軸に沿った方向から曲がることが必要になってくる.GaN 基板界面で発生した刃状転位が貫通転位として, 成長方向と平行に進む場合には, 会合の機会が少ないので, 成長の変調や, 異物質を堆積させることで転位線の方向を c 面に対して傾けてやることが効果的である 10). しかしながら, ここでの結晶成長においては, 特に異物質を堆積させていないので, 転位が曲がる原因としては, 結晶中に内在する歪の影響や, 意図しない成長変調が生じたこと, などが考えられる.. random-islands FIELO 法次に, パターン化したマスクによるファセット構造を用いる s-fielo 法に対して, ランダムに発生したファセット面を有する島状結晶を起点として成長させる手法について紹介する. この手法では,s-FIELO のようにパターニングなどのプロセスが必要ないので工程的に短くなり,GaN 基板のコスト低減にもつながる. この成長手法では, 最初にサフィア基板上に GaN と比較的格子定数が近いある種のバッファ層の成長を行っている. この層は GaN とサファイアの格子定数差を緩和すると同時に,GaN にエピタキシーの情報を伝達する役割を有している. この層上に950 C 程度の比較的低い温度で GaN 層を成長させる ( 以後 LTB GaN と呼ぶ ).SEM 観察から, 最初は薄い GaN 膜が堆積しており, その後島状成長モードに変わる様子が観察された. いわゆる Stranski-Krastanove(SK) モード成長が生じている. このような結晶上に, 昇温して通常の1050 C 付近で GaN 膜を成長させると,Fig. 7 のような大きな島状結晶が発達する. このような島状結晶をよく観察すると側壁にはファセット面が形成されていることがわかる. この上に成長を続けることで凹凸の大きな三次元的な成長 ( 以後 3D 成長と呼ぶ ) を mm の厚さまで発達させることがこの手法の特徴である. Fig. 6 にこの手法による EPD を示した. 膜厚が100 mm 程度ではすでに cm -2 以下まで低くなっており,s- FILEO 法と比較した場合, 同じ膜厚で一桁程度転位密度を小さくできることがわかった. この手法での成長初期の転位 Fig. 8 Cross-sectional TEM image from the interface region between GaN and sapphire substrate. Bottom edge corresponds to the interface. の動きを断面 TEM で調べた結果を Fig. 8 に示す. 成長界面付近から10 mm 程度までは c 軸に沿って転位や積層欠陥と思われる高密度の欠陥が伸びているが, その後は急速に減少していることがわかる. 斜めや, 横方向に曲がる転位も観察され, これは島状成長の発達によってファセットが形成されたことに起因しているもの考えられる. この成長を random-islands FIELO(r-FIELO) 法と名づけた. 372 ( 38 ) J. Vac. Soc. Jpn.

5 . 結晶の歪. 曲率半径 HVPE による自立基板には, ヘテロ下地結晶に成長させることに起因して転位の発生と同時に, 結晶面の反りの問題が生じる. 通常, 自立結晶は Ga 面を上にして凹状に反っており, 研磨加工しても, 結晶の c 軸の傾きが残存する. 例えばデバイス用に InGaN 結晶をその GaN 基板上にエピタキシャル成長させる場合, 反りによって In の取り込み方が異なるなどの問題を引き起こすことが報告されている 11). 結晶の反りは, 内部歪みを緩和させるために生じる現象であり, その歪みを減少できれば反りも低減できることになる. 自立化した s-fielo 法による GaN 結晶の曲率半径は通常 2 3 mと大きな反りが観察される. この反りは,GaN とサファイアの熱膨張係数差から生じる反りとは方向が逆であり, 成長中に導入された歪みに起因するものである. すでに述べたように s-fielo 法はマスクパターンを介して HVPE 法で横方向成長を行ったものである. もし, このような操作を施さず,MOVPE GaN 層上に直接 HVPE で20 mm も成長させると結晶中にはクラックが入る. 単に低温バッファを介して島状成長からスタートした MOVPE 層中には, 大きな引っ張り歪みが内在しており 12), 臨界膜厚を超えるとクラックが発生すると考えられている 13). ところが,s-FIELO 法では, この膜厚を大きく超え,300 mm 厚に成長させてもクラックは入らない. すなわち, このような横方向成長を行うことで,MOCVD 層に内在していた歪をかなり緩和することができたと考えられる. 前述したように,s-FIELO ではマスク近傍で下地結晶中に存在していた刃状転位が大幅に低減されているので, マスクでの選択成長, 横方向成長が進む中で, 再度グレインが大きく発達して 14), その合体による歪は下地結晶のそれと比較して小さくなったことが考えられる. それでも, 曲率半径は,3 4 m 程度であり, さらに低減する必要があった. この s-fielo 法の結果に対して,Fig. 9 に r-fielo 法を用いた場合の曲率半径を示したが, 前述した 3D 層の厚さと曲率半径には一定の関係が認められ,3D 層厚が厚くなるに従って反りは低減した. 実際には,3D 層を変化させるためには LTB 層の島状成長の条件を変えている. すなわち, LTB GaN 層の島状成長の初期の段階の上に高温 GaN 成長を行うと 3D 層が厚くなり, 島状成長が発達して島同士が合体した段階で高温 GaN 成長を行うと 3D 層厚が薄くなる傾向を示すことがわかっている.r-FIELO の島状結晶の大きさは数 mm 程度であり,MOVPE による低温バッファ層から発達した数 10 nm 程度の高密度の微結晶とは比較すると極めて大きく, 密度も小さい. 比較的大きな径を有する島状結晶同士が合体することで, 合体に伴う歪みが結晶全体としては小さくなることが期待される.Fig. 8 の断面 TEM 観察では10 mm 程度までは欠陥の多い層が成長するが,20 mm 程度の膜厚のところで, すでに転位密度は10 7 cm -2 まで低下している. さらに100 mm のところでは10 6 cm -2 台まで EPD が低下しており, その後膜厚増加に伴う変化は s-fielo に比較して小さいことから, 結晶の歪みの変化も小さくなり, Fig. 9 Radius of curvature versus three-dimensional layer thickness for freestnading GaN crystals obtaind by r-fielo method. Fig. 10 Typical 4 K re ectance spectrum of a r-fielo GaN sample. The spectrum shows sharp exiton structures (A, B and others). r-fielo 法が比較的大きな曲率半径を有する原因ではないかと考えている.. 歪分布測定そこで,s-FIELO と r-fielo 法で作製した自立結晶の膜厚方向の歪みを測定してその違いを確かめた. 試料はいずれもサファイア基板から完全に分離したGaN 結晶で,s- FILEO 法におけるストライプ構造や r-fielo 法における 3D 成長層も除去しており, 厚さ方向に均一な結晶である. また, 意図的なドーピングは行っていない. 実験には断面顕微反射スペクトル測定を用いた 3,15).Fig. 10 は,r-FIELO 法による典型的な GaN 結晶の低温での反射スペクトルであるが,A 励起子や B 励起子の鋭い構造が観察されている. これらの励起子エネルギーは歪みに対して非常に敏感であるため,GaN 結晶断面上に30 mm 径の小さなスポット状の光 ( 39 ) 373

Fig. 11 Depth proˆles of A and B exciton energies along the growth direction for s-fielo(a) and r-fielo(b) samples. The straight lines show energies in unstrained case. Fig.

6 Fig. 11 Depth proˆles of A and B exciton energies along the growth direction for s-fielo(a) and r-fielo(b) samples. The straight lines show energies in unstrained case. Fig K photoluminescence spectrum of an undoped GaN sample grown by r-fielo method. I 2 and A indicate donorbound excition peak and A exciton peak, respectively. Fig. 14 GaN wafers.. GaN ウエファの作製 Fig. 12 Depth proˆles of the intrinsic biaxial strain in the s- FIELO( ) and r-fielo( ) crystals. を照射し, その反射スペクトルの励起子エネルギーを正確に測定することにより,GaN 断面の任意の位置での歪み成分を調べることができる.Fig. 11は s-fielo および r-fielo 試料に対して, 断面上で深さ方向に測定したデータである. A 励起子,B 励起子のエネルギー位置が深さによって少し変化していることがわかる. これを用いて GaN 結晶の各位置の歪みを導出した. ところで, 実際の結晶の歪みは基板の反りによって緩和している. そこで反りの起源となっている歪みを考察するため, 反りが生じる前の歪み ( 以後 IS(intrinsic strain) と呼ぶ ) を曲率半径と実測された歪みから見積った.Fig. 12は, そのようにして計算された s-fielo と r- FIELO の IS の深さ分布である. この結果を見ると, 確かに s-fielo よりも r-fielo の方が IS の深さ方向の変化が小さいことがわかる. r-fielo 法を用いて作製している GaN ウエファでは, EPD から求めた表面の転位密度は cm -2 以下と少なく, 全面に均一に分布している. また, 結晶は透明であり, Si ドープ (~ cm -3 ) した試料 ( 厚さ 400 mm, Ga 面,N 面とも CMP 研磨 ) の透過率測定を行ったところ, 385 nm と500 nm における吸収係数としてそれぞれ 9cm -1, 7.7 cm -1 という値が得られた. この算出に当たっては表面, 裏面における反射を考慮していないので, 実際の GaN 結晶自体の吸収係数はさらに小さいものと考えられる. また, Fig. 13には低温 (4K) ホトルミネッセンス (PL) 測定結果を示した. この試料はアンドープ試料であり,Ga 面で測定したものである. スペクトルでは,I 2 と呼ばれるドナーに束縛された鋭い励起子発光が現れているが, その半値幅は 0.8 mev と極めて狭く, また A 励起子発光も観察されている.Fig. 10に示した鋭いエキシトンによる反射スペクトルも含めて,GaN ウエファが優れた光学的特性を有していることを示している.N 型ウエファに関しては,SiCl 2 H 2 を原料ガスとした Si ドーピングで, キャリア濃度として ( 40 ) J. Vac. Soc. Jpn.

7 cm -3, 比抵抗として V cm を得ている. Fig. 14 には,r-FIELO 法を用いて製造している当社の 2 インチ GaN ウエファの写真を示す.. まとめ GaN 基板作製においては,HVPE 法以外の成長方法も盛んに開発されているが 16), 実用化になっている 2 インチ基板を含めて, 今後の 4 インチといった大口径化においても, HVPE 法は当分主たる製造方法として用いられるものと思われる. しかしながら, 高性能なデバイスの実現のために, さらなる転位密度の削減や内在歪みの低減などが必要となってくる. ここでは, これまで HVPE 法で我々が取り組んできた横方向成長を主とした転位削減手法を紹介し, 特に, ファセット構造による転位の曲がりが大きな役割を果たすことを示した. また, 成長初期段階で欠陥を低減することで, 歪みの少ない結晶を育成できることも明らかにした. 今後は, これらの結果をもとに, 新たな知見を得て更なる高品質の結晶を育成させ欠陥の低減を目指したいと考えている. 文献 1) H. P. Maruska and J. J. Tietjen: Appl. Phys. Lett., 15 (1969) ) A. Usui, H. Sunakawa, A. Sakai and A. A. Yamaguchi: Jpn. J. Appl. Phys., 36 (1997) L899. 3) H. Y. Geng, A. A. Yamaguchi, H. Sunakawa, N. Sumi, K. Yamamoto and A. Usui: Jpn. J. Appl. Phys., 50 (2011) 01AC01. 4) H.Amano,N.Sawaki,I.AkasakiandY.Toyoda:Appl.Phys. Lett., 48 (1986) ) I. Akasaki and H. Amano: Jpn. J. Appl. Phys., 36 (1997) ) H. Amano: in Dynamics of Crystal Growth, ed.k.nakajima (Kyoritsu Shuppan, Tokyo 2002) Vol. 4, Chap. 1, p. 11 [in Japanese]. 7) Y. Ujiie and T. Nishinaga: Jpn. J. Appl. Phys., 28 (1989) L337. 8) A. Sakai, H. Sunakawa and A. Usui: Appl. Phys. Lett., 71 (1997) ) A. Sakai and A. Usui: Oyo Butsuri, 68 (1999) ) V. E. Bougrov, M. A. Odnoblyudov, A. E. Romanov, T. Lang ando.v.konstantinov:phys.stat.sol.a,203 (2006) R25. 11) G. Franssen, T. Suski, M. Kryásko, B. ucznik, I. Grzegory, S. Krukowski, A. Khachapuridze, R. Czernecki, S. Grzanka, P. Mensz, M. Leszczy ánski, S. Porowski and M. Albrecht: Phys. Stat.Sol.C,5 (2008) ) B. W. Sheldon, K. H. A. Lau and A. Rajamani: Jpn. J. Appl. Phys., 90 (2001) ) V. E. Etzkorn and D. R. Clark: Jpn. J. Appl. Phys., 89 (2001) ) H. Watanabe, N. Kuroda, H. Sunakawa and A. Usui: Appl. Phys. Lett., 77 (2000) ) A.A.Yamaguchi,H.Y.Geng,H.Sunakawa,N.Sumi,K. Yamamoto and A. Usui: Phys. Stat. Sol. C, 8 (2011) ) V. Avrutin, D. J. Silversmith, Y. Mori, F. Kawamura, Y. Kitaoka and H. Morkoc: Proceedings of the IEEE, 98 (2010) ( 41 ) 375

PowerPoint プレゼンテーション

PowerPoint プレゼンテーション加工 Si 基板上への非極性 GaN 結晶成長 1) 名古屋大学工学研究科赤崎記念研究センター 2) 愛知工業大学工学研究科 1) 本田善央 1) 谷川智之 1) 鈴木希幸 1) 山口雅史 2) 澤木宣彦豊田講堂時計台赤崎研究センター auditorium Akasaki research center 常圧 MOVPE 減圧 MOVPE (2inch) HVPE MOVPE #3 MOVPE

解 説 ハイドライド気相成長法による高品質 GaN 結晶の育成 碓井 彰 1 砂川 晴夫 1 鷲見 紀彦 1 山本 一富 1 耿 慧遠 1 山口 敦史 2 Growth of High Quality GaN by Hydride Vapor Phase Epitaxy Akira USUI 1,H

解説ハイドライド気相成長法による高品質 GaN 結晶の育成碓井彰 1 砂川晴夫 1 鷲見紀彦 1 山本一富 1 耿慧遠 1 山口敦史 2 Growth of High Quality GaN by Hydride Vapor Phase Epitaxy Akira USUI 1,H