JP5509680B2 - Group III nitride crystal and method for producing the same - Google Patents
Group III nitride crystal and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP5509680B2 JP5509680B2 JP2009132264A JP2009132264A JP5509680B2 JP 5509680 B2 JP5509680 B2 JP 5509680B2 JP 2009132264 A JP2009132264 A JP 2009132264A JP 2009132264 A JP2009132264 A JP 2009132264A JP 5509680 B2 JP5509680 B2 JP 5509680B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- plane
- seed
- seeds
- crystal
- manufacturing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
本発明は、III族窒化物結晶の製造方法に関し、(0001)面以外の任意に特定され
る面方位の主面を有する大面積III族窒化物結晶の製造方法に関する。
The present invention relates to a method for producing a group III nitride crystal, and relates to a method for producing a large-area group III nitride crystal having a principal surface with an arbitrarily specified plane orientation other than the (0001) plane.
窒化ガリウムに代表される窒化物半導体は、大きなバンドギャップを有し、またバンド間遷移が直接遷移型であることから、紫外、青色又は緑色等の発光ダイオード、半導体レーザー等の比較的短波長側の発光素子や、電子デバイス等の半導体デバイスの基板として有望な材料である。
現在最も一般的な窒化物半導体基板は(0001)面を主面とする基板である(ここでいう主面とは、デバイスを形成すべき面、あるいは、構造体において最も広い面を意味する)。しかしながら(0001)面を主面とするGaN基板を用いたInGaN系青色、緑色LEDやLDにおいては、その成長軸である[0001]軸方向にピエゾ電界が生じるという問題点があった。ピエゾ電界はInGaN層の結晶構造が歪んで圧電分極が生じるために発生し、この分極により発光層に注入される正孔と電子が離れ、発光に寄与する再結合確率が低下してしまう。このため内部量子効率が低くなり、発光デバイスの外部量子効率の低下につながる。前記ピエゾ電界の影響を弱めるためにGaN結晶の(0001)面に垂直な{11−20}面、{10−10}面等の非極性面を成長面としたInGaN系青色、緑色LEDやLD研究が盛んになりつつある(非特許文献1参照)。
Nitride semiconductors typified by gallium nitride have a large band gap, and the transition between bands is a direct transition type. Therefore, light emitting diodes such as ultraviolet, blue and green, semiconductor lasers and the like on the relatively short wavelength side It is a promising material as a substrate for semiconductor devices such as light-emitting elements and electronic devices.
The most common nitride semiconductor substrate at present is a substrate having a (0001) plane as a main surface (the main surface here means the surface on which a device is to be formed or the widest surface in the structure). . However, InGaN-based blue and green LEDs and LDs using a GaN substrate with the (0001) plane as the main surface have a problem that a piezoelectric field is generated in the [0001] axis direction, which is the growth axis. The piezo electric field is generated because the crystal structure of the InGaN layer is distorted and piezoelectric polarization occurs, and this polarization separates the holes and electrons injected into the light emitting layer, reducing the recombination probability contributing to light emission. For this reason, internal quantum efficiency becomes low and it leads to the fall of the external quantum efficiency of a light emitting device. InGaN blue, green LEDs and LDs with nonpolar planes such as {11-20} plane and {10-10} plane perpendicular to the (0001) plane of the GaN crystal as growth planes in order to weaken the influence of the piezoelectric field. Research is becoming active (see Non-Patent Document 1).
窒化物半導体は、高融点であり、しかも融点付近の窒素の解離圧が高いことから、融液からのバルク成長が困難である。一方、ハイドライド気相成長法(HVPE法)や有機金属化学気相成長法(MOCVD法)等の気相成長法を用いることによって、窒化物半導体基板を製造できることが知られている。このとき、下地基板を支持体上に設置したうえで原料ガスを供給することにより、下地基板表面に窒化物半導体結晶を成長させることができる下地基板上に成長させた窒化物半導体結晶は、下地基板とともに支持体から分離し、必要に応じて下地基板を研磨等の方法により除去することにより取り出すことができる。(例えば特許文献1参照)。 Nitride semiconductors have a high melting point, and the dissociation pressure of nitrogen near the melting point is high, so that bulk growth from the melt is difficult. On the other hand, it is known that a nitride semiconductor substrate can be manufactured by using a vapor phase growth method such as a hydride vapor phase growth method (HVPE method) or a metal organic chemical vapor deposition method (MOCVD method). At this time, the nitride semiconductor crystal grown on the base substrate can be grown on the surface of the base substrate by supplying the source gas after the base substrate is placed on the support. It can be taken out by separating it from the support together with the substrate and removing the base substrate by a method such as polishing if necessary. (For example, refer to Patent Document 1).
神原らは、複数の窒化物半導体バーを、隣り合う窒化物半導体バーの(0001)面同士、(000−1)面同士、または(0001)面と(000−1)面が対向し、各窒化物半導体バーの{10−10}面が上面になるように配列し、配列された窒化物半導体バーの上面に窒化物半導体を再成長させることにより、連続した{10−10}面を主面に有する窒化物半導体層を形成し、大面積の{10−10}面窒化物半導体ウエハを得ている(特許文献2参照)。 Kanbara et al., A plurality of nitride semiconductor bars, (0001) faces of adjacent nitride semiconductor bars, (000-1) faces, or (0001) faces and (000-1) faces face each other. The {10-10} planes of the nitride semiconductor bars are arranged so as to be the upper surface, and the nitride semiconductor is regrown on the upper surfaces of the arranged nitride semiconductor bars, so that the continuous {10-10} planes are mainly formed. A nitride semiconductor layer is formed on the surface to obtain a {10-10} plane nitride semiconductor wafer having a large area (see Patent Document 2).
水原らは、複数の窒化物半導体バーを用意し、複数の窒化物半導体バーの主面が互いに平行で、かつ、それらのバーの[0001]方向が同一になるように、横方向にそれらの基板を互いに隣り合わせて配列し、配列された窒化物半導体バーの上面に窒化物半導体を再成長させることにより、連続した{10−10}面を主面に有する窒化物半導体層を形成し、窒化物半導体ウエハを得ている(特許文献3参照)。 Mizuhara et al. Prepared a plurality of nitride semiconductor bars, the main surfaces of the plurality of nitride semiconductor bars were parallel to each other, and the [0001] directions of the bars were the same in the lateral direction. The substrates are arranged adjacent to each other, and a nitride semiconductor layer having a continuous {10-10} plane as a main surface is formed by regrowth of the nitride semiconductor on the upper surface of the arranged nitride semiconductor bars, and nitriding A semiconductor wafer has been obtained (see Patent Document 3).
特許文献1の方法によって希望どおりの主面を有する板状の窒化物半導体基板を製造しようとすると、下記の問題に直面することがある。例えば、非極性面を主面とする比較的大きな板状の窒化物半導体基板を製造しようとすると、下地基板として比較的大きな非極性面を主面とする窒化物半導体基板は存在しないため、(1−102)面サファイア基板や{10−10}面SiC基板等の異種下地基板上に、非極性面を成長面として成長させ、下地基板を分離し基板を得るか、または、いったん下地基板の極性面上にその極性面に垂直な方向に結晶を成長させた後に、スライスして所望の非極性面を切り出さなければならない。前者の場合、異種下地基板上の成長のため、結晶中に多くの積層欠陥が入ってしまい、高品質な結晶は得られない。後者の場合、積層欠陥のない高品質な結晶が得られるが、厚い結晶を成長させることが極めて困難であり、この方法により所望の窒化物半導体結晶を得るには限界があった。 When a plate-like nitride semiconductor substrate having a desired main surface is manufactured by the method of Patent Document 1, the following problems may be encountered. For example, when trying to manufacture a relatively large plate-like nitride semiconductor substrate having a nonpolar surface as a main surface, there is no nitride semiconductor substrate having a relatively large nonpolar surface as a main surface as a base substrate. 1-102) A nonpolar surface is grown as a growth surface on a different kind of base substrate such as a plane sapphire substrate or {10-10} plane SiC substrate, and the base substrate is separated to obtain a substrate, or once of the base substrate After a crystal is grown on a polar face in a direction perpendicular to the polar face, it must be sliced to cut out the desired nonpolar face. In the former case, because of the growth on the different base substrate, many stacking defects enter the crystal, and a high-quality crystal cannot be obtained. In the latter case, a high-quality crystal having no stacking fault can be obtained, but it is extremely difficult to grow a thick crystal, and there is a limit to obtain a desired nitride semiconductor crystal by this method.
特許文献2、特許文献3のような複数のバーを配列し再成長させることにより、大面積の非極性面基板を得る方法では、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶の結晶性低下が課題である。
特許文献2では、窒化物半導体シードの表面法線方向を{10−10}面に対し傾けることにより、窒化物半導体シード同士の接合部において段差部を形成させ、この段差部を窒化物半導体層を再成長させる際の成長核とさせ、接合部における再成長層の結晶性を改善している。しかしながら、接合部に段差をつける目的で窒化物半導体シードの表面法線方向のみを{10−10}面に対し傾けると、表面と裏面の平行度が悪くなり、研磨等の加工が行いにくくなるといった問題が生じる。また、窒化物半導体シードの接合面と再成長面とが交差する稜部を面取りし、接合部に再成長の成長核を形成させる方法が示されている。この方法によると、接合部上にV字溝が形成され、V字溝における窒化物半導体層の成長はファセット成長となり、接合部で発生した転位がループを形成して消滅し、転位密度を低減させるとされている。しかしながら、現実的に、このような微小領域の面取り作業は非常に困難である。且つ、面取り後は研磨工程時のシードの固定がうまくいかずシードが動き、研磨がうまく行えない問題も生じてしまう。
In the method of obtaining a large-area nonpolar plane substrate by arranging and re-growing a plurality of bars as in Patent Document 2 and Patent Document 3, the crystal crystal in the region above the boundary region between the seeds Deterioration is a problem.
In Patent Document 2, a step portion is formed at a junction between nitride semiconductor seeds by inclining the surface normal direction of the nitride semiconductor seed with respect to the {10-10} plane, and the step portion is formed in the nitride semiconductor layer. As a growth nucleus for regrowth, the crystallinity of the regrowth layer at the junction is improved. However, if only the surface normal direction of the nitride semiconductor seed is tilted with respect to the {10-10} plane for the purpose of providing a step at the junction, the parallelism between the front surface and the back surface is deteriorated, and processing such as polishing becomes difficult. Problems arise. In addition, a method is shown in which a ridge portion where a junction surface and a regrowth surface of a nitride semiconductor seed intersect is chamfered to form a growth nucleus for regrowth in the junction portion. According to this method, a V-shaped groove is formed on the junction, and the growth of the nitride semiconductor layer in the V-shaped groove becomes facet growth, and the dislocation generated at the junction forms a loop and disappears, reducing the dislocation density. It is supposed to let you. However, in reality, it is very difficult to chamfer such a small area. In addition, after chamfering, the seed is not fixed properly during the polishing process, and the seed moves, resulting in a problem that polishing cannot be performed well.
さらに特許文献3では、接合部上の結晶性改善策としては、シード間の隙間を少なくするためにシード同士を隣接させると示してある。しかしながら、原子レベルで隙間を完全に無くすことは困難である。特許文献3では、その結果、接合部上方領域の貫通転位密度は、シード直上領域と比較して、高くなる、としている。 Further, in Patent Document 3, as a measure for improving the crystallinity on the joint, the seeds are adjacent to each other in order to reduce the gap between the seeds. However, it is difficult to completely eliminate the gap at the atomic level. According to Patent Document 3, as a result, the threading dislocation density in the upper region of the junction is higher than that in the region directly above the seed.
本発明は、上記の接合部上における結晶性低下の問題点を解決し、(0001)面以外の任意に特定される面方位の主面を有する結晶性の高い大面積のIII族窒化物結晶の製造
方法を提供することを目的とし、鋭意検討を行った。その結果、シードの間の境界領域の上方の領域の結晶の転位が飛躍的に減少することを見出し、本発明に到達した。本発明はオフ角を有する複数のシードを準備する工程と、
シードの主面が略同一方向に向くようにしてシードを配置する工程と、
シードの主面上に、III族窒化物結晶を成長させる工程と、
を含むIII族窒化物結晶の製造方法であって、
前記配置工程において、前記複数のシードのオフ角の方向がほぼ同一方向となるように配置することを特徴とするIII族窒化物結晶の製造方法である。
すなわち、課題を解決する手段として、以下の本発明を提供するに至った。
[1]オフ角を有する複数のシードを準備する工程と、
シードの主面が略同一方向に向くようにしてシードを配置する工程と、
シードの主面上に、III族窒化物結晶を成長させる工程と、
を含むIII族窒化物結晶の製造方法であって、
前記配置工程において、前記複数のシードのオフ角の方向がほぼ同一方向となるように配置することを特徴とするIII族窒化物結晶の製造方法。
[2]前記オフ角の絶対値が、0.1°〜15°の範囲であることを特徴とする〔1〕に記載のIII族窒化物結晶の製造方法。
[3]前記シードが主面及び裏面を有することを特徴とする〔1〕、[2]に記載のIII
族窒化物結晶の製造方法。
[4]前記シードが接合面を有し、かつ、該接合面が互いに対向するように配置することを特徴とする[1]〜[3]に記載のIII族窒化物結晶の製造方法。
[5]前記シードの主面の面方位が(0001)面以外の面であることを特徴とする[1]〜[4]に記載のIII族窒化物結晶の製造方法。
[6]前記シードの主面の面方位が{10−10}面であることを特徴とする[1]〜[5]に記載のIII族窒化物結晶の製造方法。
[7]前記シードの主面の面方位が{11−20}面であることを特徴とする[1]〜[6]に記載のIII族窒化物結晶の製造方法。
[8][1]〜[7]のいずれか1項に記載された製造方法を用いて製造したIII族窒化
物結晶。
[9](0001)面以外の面方位の面を有することを特徴とする[8]に記載のIII族
窒化物結晶。
[10][8]に記載された製造方法を用いて製造したIII族窒化物結晶であって、
前記シードの上方の領域におけるバンド端PL強度に対する、前記シードとシードの間の境界領域の上方の領域におけるバンド端PL強度の低下が60%以下であることを特徴とするIII族窒化物結晶。
[11][8]に記載された製造方法を用いて製造したIII族窒化物結晶であって、
前記シードの上方の領域における転位密度に対する、前記シードとシードの間の境界領域の上方の領域における転位密度の増加が5倍以下であることを特徴とするIII族窒化物結
晶。
[12]請求項1〜7のいずれか1項に記載の製造方法で製造されたIII族窒化物結晶、
または請求項8〜11のいずれか1項に記載のIII族窒化物結晶を用いたことを特徴とす
る波長350〜600nmの発光デバイスまたは電子デバイス。
The present invention solves the above-described problem of deterioration of crystallinity on the joint, and has a high crystallinity large area group III nitride crystal having a principal surface with an arbitrarily specified plane orientation other than the (0001) plane With the objective of providing a manufacturing method for the above, intensive studies were conducted. As a result, it has been found that crystal dislocations in the region above the boundary region between the seeds drastically decrease, and the present invention has been achieved. The present invention provides a plurality of seeds having an off angle;
Arranging the seed so that the main surface of the seed faces substantially in the same direction;
Growing a group III nitride crystal on the main surface of the seed;
A method for producing a group III nitride crystal containing
In the arranging step, the plurality of seeds are arranged so that the off-angle directions thereof are substantially the same direction.
That is, the following present invention has been provided as means for solving the problems.
[1] preparing a plurality of seeds having an off angle;
Arranging the seed so that the main surface of the seed faces substantially in the same direction;
Growing a group III nitride crystal on the main surface of the seed;
A method for producing a group III nitride crystal containing
The method for producing a group III nitride crystal, wherein in the arranging step, the plurality of seeds are arranged so that the off-angle directions are substantially the same.
[2] The method for producing a group III nitride crystal according to [1], wherein an absolute value of the off-angle is in a range of 0.1 ° to 15 °.
[3] The seed according to [1] and [2], wherein the seed has a main surface and a back surface.
A method for producing a group nitride crystal.
[4] The method for producing a group III nitride crystal according to [1] to [3], wherein the seed has a bonding surface and the bonding surfaces are arranged to face each other.
[5] The method for producing a group III nitride crystal as described in [1] to [4], wherein a plane orientation of the main surface of the seed is a plane other than the (0001) plane.
[6] The method for producing a group III nitride crystal as described in [1] to [5], wherein a plane orientation of the main surface of the seed is a {10-10} plane.
[7] The method for producing a group III nitride crystal as described in [1] to [6], wherein a plane orientation of the main surface of the seed is a {11-20} plane.
[8] A group III nitride crystal produced using the production method described in any one of [1] to [7].
[9] The group III nitride crystal according to [8], having a plane orientation other than the (0001) plane.
[10] A group III nitride crystal produced using the production method described in [8],
A group III nitride crystal, wherein a decrease in band edge PL intensity in a region above a boundary region between the seeds is 60% or less with respect to a band edge PL intensity in a region above the seed.
[11] A group III nitride crystal produced using the production method described in [8],
A group III nitride crystal, wherein an increase in dislocation density in a region above a boundary region between the seeds is 5 times or less of a dislocation density in a region above the seed.
[12] A group III nitride crystal produced by the production method according to any one of claims 1 to 7,
A light emitting device or an electronic device having a wavelength of 350 to 600 nm, wherein the group III nitride crystal according to any one of claims 8 to 11 is used.
本発明の窒化物半導体結晶の製造方法によれば、(0001)面以外の任意に特定される面方位の主面を有する大面積の窒化物半導体結晶を簡便な方法で効率よく製造することができる。シードとシードの間の境界領域の上方の領域の貫通転位密度を低く抑えた窒化物半導体結晶を容易に製造することができる。 According to the method for producing a nitride semiconductor crystal of the present invention, it is possible to efficiently produce a large-area nitride semiconductor crystal having a principal surface with an arbitrarily specified plane orientation other than the (0001) plane by a simple method. it can. A nitride semiconductor crystal in which the threading dislocation density in the region above the boundary region between the seeds is kept low can be easily manufactured.
以下において、本発明の窒化物半導体結晶の製造方法について詳細に説明する。以下に記載する構成要件の説明は、本発明の代表的な実施態様に基づいてなされることがあるが、本発明はそのような実施態様に限定されるものではない。また、以下の説明では、窒化物半導体結晶として窒化ガリウム結晶を例として説明することがあるが、本発明で採用することができる窒化物半導体結晶はこれに限定されるものではない。なお、本明細書において「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。 Below, the manufacturing method of the nitride semiconductor crystal of this invention is demonstrated in detail. The description of the constituent elements described below may be made based on typical embodiments of the present invention, but the present invention is not limited to such embodiments. In the following description, a gallium nitride crystal may be described as an example of the nitride semiconductor crystal, but the nitride semiconductor crystal that can be employed in the present invention is not limited to this. In the present specification, a numerical range represented by using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
(シードの材質、格子定数、熱膨張係数)
シードは、結晶成長面上に所望の窒化物半導体結晶を成長させることができるものであれば、その種類は問わない。結晶成長用の下地基板として用いてもよい。例えば、サファイア、SiC、ZnO、III族窒化物半導体を挙げることができる。好ましくは、製造し
ようとしている窒化物半導体と同じか、または異なる種類の窒化物半導体のシードを用いる場合であり、より好ましくは、製造しようとしている窒化物半導体を構成するIII族元
素と同じ種類のIII族元素を少なくとも含む窒化物半導体のシードを用いる場合であり、
さらに好ましくは、製造しようとしている窒化物半導体と同一種の窒化物半導体のシードを用いる場合である。別の観点から言うと、製造しようとしている窒化物半導体結晶と格子定数が近くて、熱膨張係数の差が小さいシードを選択することが好ましい。
(Seed material, lattice constant, thermal expansion coefficient)
The seed is not particularly limited as long as a desired nitride semiconductor crystal can be grown on the crystal growth surface. It may be used as a base substrate for crystal growth. For example, sapphire, SiC, ZnO, and a group III nitride semiconductor can be mentioned. Preferably, a seed of a nitride semiconductor that is the same as or different from the nitride semiconductor to be manufactured is used, and more preferably, the same type as the group III element that constitutes the nitride semiconductor to be manufactured. It is a case where a seed of a nitride semiconductor containing at least a group III element is used,
More preferably, a nitride semiconductor seed of the same type as the nitride semiconductor to be manufactured is used. From another viewpoint, it is preferable to select a seed having a lattice constant close to that of the nitride semiconductor crystal to be manufactured and having a small difference in thermal expansion coefficient.
(シードの形状)
本発明の本質から外れない限り、シードの形状は特に限定されるものではないが、いわゆるバー状の形状のものを用いてもよい。また、複数のシードが同じ形状であれば、多数枚のシードの配列がしやすくなるため好ましい。シードの主面の形状は多角形であってもよく、長方形や正方形も好ましく用いることができる。シードの主面の一辺の長さが短いと、大面積の窒化物半導体基板を作製する際に、シードをより多く準備しなければならない。そのため、シードの主面の一辺の長さは5mm以上が好ましく、15mm以上がさらに好ましく、20mm以上がさらに好ましい。大型のシードを用いると、配置したシードの方位合わせの精度を向上できたり、結晶性の低下を招きやすいシードの接合面を少なくできることからも好ましい。
(Seed shape)
The seed shape is not particularly limited as long as it does not depart from the essence of the present invention, but a so-called bar shape may be used. In addition, it is preferable that a plurality of seeds have the same shape because it is easy to arrange a large number of seeds. The shape of the main surface of the seed may be a polygon, and a rectangle or a square can also be preferably used. If the length of one side of the main surface of the seed is short, more seeds must be prepared when manufacturing a large-area nitride semiconductor substrate. Therefore, the length of one side of the main surface of the seed is preferably 5 mm or more, more preferably 15 mm or more, and further preferably 20 mm or more. The use of a large seed is preferable because the orientation accuracy of the arranged seed can be improved and the number of seed joint surfaces that tend to cause a decrease in crystallinity can be reduced.
(シードの面方位)
結晶幾何学においては、結晶面の面方位を表わすために(hkl)または(hkil)などの表示が用いられる。III族窒化物結晶などの六方晶系の結晶における結晶面の面方
位は、(hkil)で表わされる。ここで、h、k、iおよびlはミラー指数と呼ばれる整数であり、i=−(h+k)の関係を有する。この面方位(hkil)の面を(hkil)面という。また、{hkil}面は(hkil)面およびそれに結晶幾何学的に等価な個々の面方位を含む総称的な面方位を意味する。
(Seed orientation)
In crystal geometry, a display such as (hkl) or (hkil) is used to indicate the plane orientation of a crystal plane. The plane orientation of the crystal plane in a hexagonal crystal such as a group III nitride crystal is represented by (hkil). Here, h, k, i and l are integers called Miller indices and have a relationship of i = − (h + k). The plane having the plane orientation (hkil) is referred to as the (hkil) plane. The {hkil} plane means a generic plane orientation including the (hkil) plane and individual plane orientations equivalent to the crystal geometry.
シード主面の面方位は(0001)面以外であれば特に制限されることはなく、(000−1)面の極性面、{1−100}面や{11−20}面等の非極性面、{1−102}面、{11−22}面等の半極性面を挙げることができる。シードの形状が長方形の場合、シード主面が{10−10}面もしくは{11−20}面で、4つの側面の面方位が(0001)面、(000−1)面、{11−20}面、{11−20}面、もしくは(0001)面、(000−1)面、{10−10}面、{10−10}面である場合が好ましく、シード主面が{10−10}面で、4つの側面の面方位が(0001)面、(000−1)面、{11−20}面、{11−20}面である場合がより好ましい。 The surface orientation of the seed main surface is not particularly limited as long as it is other than the (0001) plane, and is nonpolar such as a polar surface of (000-1) plane, {1-100} plane, {11-20} plane, etc. Examples thereof include semipolar planes such as planes, {1-102} planes, and {11-22} planes. When the seed shape is rectangular, the seed main surface is a {10-10} plane or a {11-20} plane, and the plane orientations of the four side surfaces are (0001) plane, (000-1) plane, {11-20 } Plane, {11-20} plane, or (0001) plane, (000-1) plane, {10-10} plane, {10-10} plane, and the seed main surface is {10-10 }, The plane orientation of the four side surfaces is more preferably (0001) plane, (000-1) plane, {11-20} plane, {11-20} plane.
(シードの主面面積)
シードの主面の面積が小さいと、より多くのシードを準備しなければならず、さらに接
合面の数も増加するため、シード上に成長させた窒化物半導体結晶におけるツイスト角分布が増大する危険が増す。そこで、前記シードの主面の面積は大きいほどよく、50mm2以上であることが好ましく、75mm2以上であることがより好ましく、100mm2以上がさらに好ましい。
(Seed main surface area)
If the area of the main surface of the seed is small, more seeds must be prepared, and the number of bonding surfaces also increases, which may increase the twist angle distribution in the nitride semiconductor crystal grown on the seed. Increase. Therefore, the better the area of the seed of the main surface is large, preferably at 50 mm 2 or more, more preferably 75 mm 2 or more, more preferably 100 mm 2 or more.
(接合面と主面のなす角度)
接合面と主面のなす角度は特に限定されないが、シード準備加工の行い易さを考慮すると、ほぼ直角が望ましい。接合面と主面のなす角度は、88°〜92°が好ましく、89°〜91°がより好ましく、89.5°〜90.5°がさらに好ましい。
(オフ角の表現方法)
図7は、低指数面に対する主面法線方向の傾き(オフ角)を説明するための、シードの主面法線方向と、シード結晶軸方向の方向との関係を示した模式図である。ここでは、主面の低指数面が(10−10)面、接合面が(0001)面及び(11−20)面である場合を想定している。シード主面法線方向と[10−10]軸とのなす角度をφとし、シード主面法線を[10−10]軸と[0001]軸とで定義される平面に投影した投影軸と[10−10]軸とのなす角度をφc、シード主面法線をシード結晶軸の[10−10]軸と[11−20]軸とで定義される平面に投影した投影軸と[10−10]軸とのなす角度をφaとする。この場合は、シードの主面法線方向が主面の低指数面、つまり(10−10)面に対し、[0001]方向にφc傾き、且つ[11−20]方向にφa傾いている、と表現することができる。ここで、[hkil]方向とは、(hkil)面に垂直な方向((hkil)面の法線方向)のことをいい、<hkil>方向とは、[hkil]方向およびそれに結晶幾何学的に等価な個々の方向を含む総称的な方向を意味する。
(An angle between the joint surface and the main surface)
The angle formed by the joint surface and the main surface is not particularly limited, but it is preferable that the angle is substantially a right angle in consideration of ease of seed preparation. The angle formed by the joint surface and the main surface is preferably 88 ° to 92 °, more preferably 89 ° to 91 °, and even more preferably 89.5 ° to 90.5 °.
(Off angle expression method)
FIG. 7 is a schematic diagram showing the relationship between the main surface normal direction of the seed and the direction of the seed crystal axis direction for explaining the inclination (off angle) of the main surface normal direction with respect to the low index surface. . Here, it is assumed that the low index surface of the main surface is the (10-10) surface and the bonding surfaces are the (0001) surface and the (11-20) surface. An angle formed between the seed main surface normal direction and the [10-10] axis is φ, and a projection axis is obtained by projecting the seed main surface normal onto a plane defined by the [10-10] axis and the [0001] axis. The angle formed with the [10-10] axis is φc, the projection main axis is projected onto a plane defined by the [10-10] axis and the [11-20] axis of the seed crystal axis, and [10 −10] The angle made with the axis is φa. In this case, the main surface normal direction of the seed is inclined by φc in the [0001] direction and by φa in the [11-20] direction with respect to the low index surface of the main surface, that is, the (10-10) surface. It can be expressed as Here, the [hkil] direction refers to a direction perpendicular to the (hkil) plane (the normal direction of the (hkil) plane), and the <hkil> direction refers to the [hkil] direction and its crystal geometry. A generic direction including individual directions equivalent to.
(オフ角とシード上の結晶成長)
シード主面法線方向が低指数面の方位と一致していると、シード各面の法線方向への成長が支配的になる。この場合、接合部では隣り合うシードからの横方向成長部が隙間上で会合する。この隙間上の会合部にはELO会合部同様に、転位が大量に発生してしまう。低指数面に対する主面法線方向の傾き(オフ角)を適度に付け成長させることにより、主面から傾いた低指数面が発生する。この面は低指数面を保ちながら主面に対し斜めに成長する。接合面の法線方向にオフ角が付いている場合、片方のシードから接合部上を斜めに成長し、隣のシード上に到達する。隣のシード上で会合させることにより、転位の大量発生を抑制することができる。オフ角が小さいと、片方のシードの低指数面の成長部が隙間を跨ぐ前に、隣り合うの双方からの横方向成長部が、隙間上で会合してしまう。したがって、シードのオフ角の絶対値の下限は、0.1°以上が好ましく、1°以上がより好ましく、3°以上がさらに好ましい。一方、オフ角が大きいと、表面ステップ密度が高くなることから、成長時にステップバンチング(ステップの粗密化)を起こしやすいといった問題も生じてくる。したがって、オフ角の絶対値の上限は、15°以下が好ましく、10°以下がより好ましく、7°以下がさらに好ましい。
(Off-angle and crystal growth on seed)
If the seed main surface normal direction coincides with the orientation of the low index surface, the growth of each seed surface in the normal direction becomes dominant. In this case, laterally grown portions from adjacent seeds meet at the gap at the joint. As in the ELO meeting part, a large amount of dislocations occur in the meeting part on the gap. A low index surface tilted from the main surface is generated by properly growing the main surface normal direction with respect to the low index surface (off angle). This surface grows obliquely with respect to the main surface while maintaining a low index surface. When the off-angle is attached to the normal direction of the joint surface, the joint grows diagonally from one seed and reaches the next seed. By causing association on the adjacent seed, a large amount of dislocations can be suppressed. When the off-angle is small, the laterally growing parts from both adjacent sides meet on the gap before the low index surface growing part of one seed straddles the gap. Therefore, the lower limit of the absolute value of the seed off angle is preferably 0.1 ° or more, more preferably 1 ° or more, and further preferably 3 ° or more. On the other hand, when the off-angle is large, the surface step density becomes high, so that there is a problem that step bunching (step coarsening) is likely to occur during growth. Therefore, the upper limit of the absolute value of the off angle is preferably 15 ° or less, more preferably 10 ° or less, and further preferably 7 ° or less.
またシード間のオフ角分布が小さいときに、接合後の結晶のチルト角分布を小さくできる。シード間のオフ角分布は、1°以内が好ましく、0.7°以内がさらに好ましく、0.5°以内がより好ましい。
ここで、低指数面とは、面方位をミラー指数(hklm)で表した場合、それぞれの指数の絶対値が2以下(|h|≦2,|k|≦2,|l|≦2,|m|≦2)であり、かつそれぞれの指数の絶対値の和が6以下(|h|+|k|+|l|+|m|≦6)である面をいう。例えば、下地結晶基板として、六方晶系の結晶構造を有するシードを用いる場合は、低指数面として(1−100)面およびそれと結晶学的に等価な面、(11−20)面およびそれと結晶学的に等価な面、(1−102)面およびそれと結晶学的に等価な面などを挙げることができる。
Further, when the off-angle distribution between seeds is small, the tilt angle distribution of the crystal after bonding can be reduced. The off-angle distribution between the seeds is preferably within 1 °, more preferably within 0.7 °, and more preferably within 0.5 °.
Here, the low index plane means that when the plane orientation is expressed by a Miller index (hklm), the absolute value of each index is 2 or less (| h | ≦ 2, | k | ≦ 2, | l | ≦ 2, | M | ≦ 2) and the sum of the absolute values of the indices is 6 or less (| h | + | k | + | l | + | m | ≦ 6). For example, when a seed having a hexagonal crystal structure is used as the base crystal substrate, the (1-100) plane and the crystallographically equivalent plane, (11-20) plane and the crystal thereof are used as the low index plane. And a (1-102) plane and a crystallographically equivalent plane.
(接合面法線方向の低指数面に対する傾き)
接合面法線方向は、低指数面から傾いていてもよいし、傾いていなくてもよい。但し、配置し易さと接合後の結晶のツイスト角分布を考えると、向かい合う2つの接合面の各軸方向の低指数面からの傾きの差が小さい方が望ましい。例えば、[11−20]方向に+5°、[10−10]方向に+5°接合面法線方向が(0001)面から傾いている接合面に対向する接合面は、[11−20]方向に+5°、[10−10]方向に+5°接合面法線方向が(000−1)面から傾いている接合面が望ましい。従って、対向する2つの接合面の各軸方向の低指数面からの傾きの差は、1°以内が好ましく、0.7°以内がさらに好ましく、0.5°以内がより好ましい。
(Inclination with respect to the low index surface in the normal direction of the joint surface)
The normal direction of the joint surface may be inclined from the low index surface or may not be inclined. However, considering the ease of placement and the twist angle distribution of the crystal after bonding, it is desirable that the difference in inclination from the low index surface in the axial direction between the two facing bonding surfaces is smaller. For example, the bonding surface opposite to the bonding surface whose normal direction is + 5 ° in the [11-20] direction and + 5 ° in the [10-10] direction is inclined from the (0001) plane is the [11-20] direction. It is desirable to use a joint surface in which the normal direction of the + 5 ° joint surface in the [10-10] direction is inclined from the (000-1) plane. Therefore, the difference in inclination from the low index surface in the axial direction between the two facing joint surfaces is preferably within 1 °, more preferably within 0.7 °, and more preferably within 0.5 °.
またシード間の各軸方向の低指数面からの傾きの絶対値分布が小さいときに、接合面をほぼ平行に向い合わせることにより、接合後の結晶のツイスト角分布を小さくできる。シード間の各軸方向の低指数面からの傾きの絶対値分布は、1°以内が好ましく、0.7°以内がさらに好ましく、0.5°以内がより好ましい。
(主面の切り出し、切り出し方法)
所望の面を有するシードは、必要に応じて結晶を切り出すことにより得ることができる。例えば、(0001)面を有するIII族窒化物半導体基板を形成し、その後に{10−10}面又は{11−20}面が現れるように切り出すことによって{10−10}面又は{11−20}面を主面とするシードを得ることができる。切り出し方法としては、鑢、研削盤、内周刃スライサー、ワイヤーソー等で加工(研削、切断)する方法、研磨によって磨く方法、劈開によって分割する方法などがあるが、劈開により{10−10}面又は{11−20}面を形成することが好ましい。劈開の方法については、ダイヤモンドスクライバーによって切り欠きを入れて割ってもよいし、レーザースクライバー装置を使用してもよい。そのまま手で割ってもよいし、他の土台に乗せてのブレーキング装置で行ってもよい。
Further, when the absolute value distribution of the inclination from the low index surface in each axial direction between the seeds is small, the twist angle distribution of the crystal after bonding can be reduced by facing the bonding surfaces almost in parallel. The absolute value distribution of the inclination from the low index plane in the direction of each axis between the seeds is preferably within 1 °, more preferably within 0.7 °, and more preferably within 0.5 °.
(Cut out main surface, cut out method)
A seed having a desired surface can be obtained by cutting a crystal as necessary. For example, a group III nitride semiconductor substrate having a (0001) plane is formed, and then a {10-10} plane or a {11-20} plane is cut out so that a {10-10} plane or {11- A seed having a 20} plane as a principal plane can be obtained. As a cutting method, there are a method of grinding (grinding, cutting) with a scissors, grinder, inner peripheral slicer, wire saw, etc., a method of polishing by polishing, a method of dividing by cleavage, etc., but {10-10} by cleavage It is preferable to form a plane or a {11-20} plane. As for the cleavage method, a diamond scriber may be used for cutting and a laser scriber device may be used. You may divide by hand as it is, and you may carry out with the braking device on other foundations.
シードの表裏面の平行度は1°以内であることが好ましく、0.7°以内であることがより好ましく、0.5°以内であることがさらに好ましい。シードの平行度が悪くなると研磨等の加工が行いにくくなるといった問題が生じる。
(製造装置)
本発明では、シードに対して、原料ガスを供給することによって、シードの結晶成長面に対して垂直な方向へ板状結晶を成長させる。成長方法としては、有機金属化学堆積法(MOCVD法)やハイドライド気相堆積法(HVPE法)等が挙げられるが、成長速度の速いHVPE法が好ましい。
The parallelism of the front and back surfaces of the seed is preferably within 1 °, more preferably within 0.7 °, and even more preferably within 0.5 °. When the parallelism of the seeds deteriorates, there arises a problem that processing such as polishing becomes difficult.
(manufacturing device)
In the present invention, a plate-like crystal is grown in a direction perpendicular to the crystal growth surface of the seed by supplying a source gas to the seed. Examples of the growth method include a metal organic chemical deposition method (MOCVD method), a hydride vapor deposition method (HVPE method), and the like, but the HVPE method having a high growth rate is preferable.
図1は、本発明に用いられる窒化物半導体結晶の製造装置の構成例を説明するための図であるが、構成の詳細に特別な制限はない。図1に図示したHVPE装置は、リアクター100内に、シードを載置するためのサセプター108と、成長させる窒化物半導体の原料を入れるリザーバー106とを備えている。また、リアクター100内にガスを導入するための導入管101〜105と、排気するための排気管109が設置されている。さらに、リアクター100を側面から加熱するためのヒーター107が設置されている。
FIG. 1 is a diagram for explaining a configuration example of a nitride semiconductor crystal manufacturing apparatus used in the present invention, but there is no particular limitation on the details of the configuration. The HVPE apparatus shown in FIG. 1 includes, in a
(リアクター材質、雰囲気ガスのガス種)
リアクター100の材質としては、石英、焼結体窒化ホウ素、ステンレス等が用いられる。好ましい材質は石英である。リアクター100内には、反応開始前にあらかじめ雰囲気ガスを充填しておく。雰囲気ガス(キャリアガス)としては、例えば、水素、窒素、He、Ne、Arのような不活性ガス等を挙げることができる。これらのガスは混合して用いてもよい。
(Reactor material, atmospheric gas type)
As a material of the
(サセプター材質、形状、成長面からサセプターまでの距離)
サセプター108の材質としてはカーボンが好ましく、SiCで表面をコーティングしているものがより好ましい。サセプター108の形状は、本発明で用いるシードを設置することができる形状であれば特に制限されないが、結晶成長する際に結晶成長面付近に構造物が存在しないものであることが好ましい。結晶成長面付近に成長する可能性のある構造物が存在すると、そこに多結晶体が付着し、その生成物としてHClガスが発生して結晶成長させようとしている結晶に悪影響が及んでしまう。シードとサセプター108の接触面は、シードの結晶成長面から1mm以上離れていることが好ましく、3mm以上離れていることがより好ましく、5mm以上離れていることがさらに好ましい。
(Susceptor material, shape, distance from growth surface to susceptor)
Carbon is preferable as the material of the
(リザーバー)
リザーバー106には、成長させる窒化物半導体の原料を入れる。例えば、III−V族
の窒化物半導体を成長させる場合は、III族源となる原料を入れる。そのようなIII族源となる原料として、Ga、Al、Inなどを挙げることができる。リザーバー106にガスを導入するための導入管103からは、リザーバー106に入れた原料と反応するガスを供給する。例えば、リザーバー106にIII族源となる原料を入れた場合は、導入管10
3からHClガスを供給することができる。このとき、HClガスとともに、導入管103からキャリアガスを供給してもよい。キャリアガスとしては、例えば水素、窒素、He、Ne、Arのような不活性ガス等を挙げることができる。これらのガスは混合して用いてもよい。
(Reservoir)
The
3 can supply HCl gas. At this time, the carrier gas may be supplied from the
(窒素源(アンモニア)、セパレートガス、ドーパントガス)
導入管104からは、窒素源となる原料ガスを供給する。通常はNH3を供給する。また、導入管101からは、キャリアガスを供給する。キャリアガスとしては、導入管104から供給するキャリアガスと同じものを例示することができる。このキャリアガスは原料ガスノズルを分離し、ノズル先端にポリ結晶が付着することを防ぐ効果もある。また、導入管102からは、ドーパントガスを供給することもできる。例えば、SiH4やSiH2Cl2、H2S等のn型のドーパントガスを供給することができる。
(Nitrogen source (ammonia), separate gas, dopant gas)
From the
(ガス導入方法)
導入管101〜104から供給する上記ガスは、それぞれ互いに入れ替えて別の導入管から供給しても構わない。また、窒素源となる原料ガスとキャリアガスは、同じ導入管から混合して供給してもよい。さらに他の導入管からキャリアガスを混合してもよい。これらの供給態様は、リアクター100の大きさや形状、原料の反応性、目的とする結晶成長速度などに応じて、適宜決定することができる。
(Gas introduction method)
The gases supplied from the
(排気管の設置場所)
ガス排気管109は、リアクター内壁の上面、底面、側面に設置することができる。ゴミ落ちの観点から結晶成長端よりも下部にあることが好ましく、図1のようにリアクター底面にガス排気管109が設置されていることがより好ましい。
(結晶成長条件)
本発明における結晶成長は、通常は950℃〜1120℃で行い、970℃〜1100℃で行うことが好ましく、980℃〜1090℃で行うことがより好ましく、990℃〜1080℃で行うことがさらに好ましい。リアクター内の圧力は10kPa〜200kPaであるのが好ましく、30kPa〜150kPaであるのがより好ましく、50kPa〜120kPaであるのがさらに好ましい。
(Exhaust pipe location)
The
(Crystal growth conditions)
Crystal growth in the present invention is usually performed at 950 ° C. to 1120 ° C., preferably at 970 ° C. to 1100 ° C., more preferably at 980 ° C. to 1090 ° C., and further at 990 ° C. to 1080 ° C. preferable. The pressure in the reactor is preferably 10 kPa to 200 kPa, more preferably 30 kPa to 150 kPa, and even more preferably 50 kPa to 120 kPa.
(結晶の成長速度)
本発明における結晶成長の成長速度は、成長方法、成長温度、原料ガス供給量、結晶成長面方位等により異なるが、一般的には5μm/h〜500μm/hの範囲であり、10μm/h以上が好ましく、50μm/h以上がより好ましく、70μm以上であることがさらに好ましい。成長速度は、上記の他、キャリアガスの種類、流量、供給口−結晶成長端距離等を適宜設定することによって制御することができる。
(Crystal growth rate)
The growth rate of crystal growth in the present invention varies depending on the growth method, growth temperature, raw material gas supply amount, crystal growth plane orientation, etc., but is generally in the range of 5 μm / h to 500 μm / h, and is 10 μm / h or more. Is preferably 50 μm / h or more, and more preferably 70 μm or more. In addition to the above, the growth rate can be controlled by appropriately setting the type of carrier gas, the flow rate, the supply port-crystal growth edge distance, and the like.
(窒化物半導体結晶の面積)
本発明によれば、主面の面積が大きな窒化物半導体結晶を容易に得ることができる。主面の面積は、シードの結晶成長面のサイズや結晶成長時間により適宜調整することが可能である。本発明によれば、例えば主面の面積を500mm2以上にすることができ、2500mm2以上にすることが可能であり、さらには10000mm2以上にすることが可能である。
(Nitride semiconductor crystal area)
According to the present invention, a nitride semiconductor crystal having a large main surface area can be easily obtained. The area of the main surface can be appropriately adjusted according to the size of the crystal growth surface of the seed and the crystal growth time. According to the present invention, for example, the area of the main surface can be 500 mm 2 or more, 2500 mm 2 or more, and further 10000 mm 2 or more.
(窒化物半導体結晶の種類)
本発明により提供される窒化物半導体結晶の種類は特に制限されない。具体的には、III族窒化物半導体結晶を挙げることができ、より具体的には、窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウム、又はこれらの混晶を挙げることができる。
(窒化物半導体結晶の用途)
本発明の製造方法により得られた窒化物半導体結晶は、さまざまな用途に用いることができる。特に、紫外、青色又は緑色等の発光ダイオード、半導体レーザー等の比較的短波長側の発光素子や、電子デバイス等の半導体デバイスの基板として有用である。また、本発明の製造方法により製造した窒化物半導体結晶をシードとして用いて、さらに大きな窒化物半導体結晶を得ることも可能である。
(Types of nitride semiconductor crystals)
The type of nitride semiconductor crystal provided by the present invention is not particularly limited. Specific examples include Group III nitride semiconductor crystals, and more specific examples include gallium nitride, aluminum nitride, indium nitride, or mixed crystals thereof.
(Use of nitride semiconductor crystals)
The nitride semiconductor crystal obtained by the production method of the present invention can be used for various applications. In particular, it is useful as a substrate for semiconductor devices such as light emitting diodes of ultraviolet, blue or green, etc., light emitting elements having relatively short wavelengths such as semiconductor lasers, and electronic devices. It is also possible to obtain a larger nitride semiconductor crystal by using the nitride semiconductor crystal manufactured by the manufacturing method of the present invention as a seed.
以下に実施例と比較例を挙げて本発明の特徴をさらに具体的に説明する。以下の実施例に示す材料、使用量、割合、処理内容、処理手順等は、本発明の趣旨を逸脱しない限り適宜変更することができる。したがって、本発明の範囲は以下に示す具体例により限定的に解釈されるべきものではない。 The features of the present invention will be described more specifically with reference to examples and comparative examples. The materials, amounts used, ratios, processing details, processing procedures, and the like shown in the following examples can be changed as appropriate without departing from the spirit of the present invention. Therefore, the scope of the present invention should not be construed as being limited by the specific examples shown below.
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に−5°、[11−20]方向に0°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを2枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(0001)面と(000−1)面を選択した。図2に示すように、2枚のシードを[0001]方向2列、(0001)面の断面と(000−1)面の断面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べ、サセプターをリアクター100内に配置して、反応室の温度を1020℃まで上げ、GaN単結晶膜を40時間成長させた。この単結晶成長工程においては成長圧力を1.01×105Paとし、GaClガスG3の分圧を1.85×102Paとし、NH3ガスG4の分圧を7.05×103Paとした。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of −5 ° in the [0001] direction and 0 ° in the [11-20] direction Two (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds having The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
The (0001) plane and the (000-1) plane were selected as the bonding plane. As shown in FIG. 2, two seeds are arranged in two rows in the [0001] direction so that the cross section of the (0001) plane and the cross section of the (000-1) plane face each other, and the cross sections are within 0.5 °. The susceptor was arranged on the susceptor so as to be parallel, the temperature of the reaction chamber was increased to 1020 ° C., and a GaN single crystal film was grown for 40 hours. In this single crystal growth step, the growth pressure is 1.01 × 10 5 Pa, the partial pressure of the GaCl gas G3 is 1.85 × 10 2 Pa, and the partial pressure of the NH3 gas G4 is 7.05 × 10 3 Pa. did.
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配置シードの外周部が[11−20]方向、[−1−120]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[10−10]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[11−20]方向に29mm、[0001]方向に10mm、厚さ330umの長方形の(10−10)面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。 After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is combined, and the outer periphery of the arranged seed is in the [11-20] direction. Each was expanded by 2 mm in the [-1-120] direction, 2 mm in the [0001] direction, and 2 mm in the [000-1] direction. It grew 3.5 mm in the [10-10] direction. After the outer shape processing and surface polishing treatment, three rectangular (10-10) plane free-standing substrates of 29 mm in the [11-20] direction, 10 mm in the [0001] direction, and 330 μm thick were produced by general slicing and polishing. .
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。中心波長
325nmのHe−Cdレーザーを励起光源として、レーザー出力:1mW、レーザービーム径が100um径のPLマッピング測定を行った結果、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶の波長366nmのバンド端発光強度は、シードの上方の領域での発光強度(以下シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比という。)の84%であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed. As a result of PL mapping measurement using a He—Cd laser with a central wavelength of 325 nm as an excitation light source and a laser output of 1 mW and a laser beam diameter of 100 μm, the wavelength of the crystal in the region above the boundary region between the seeds is 366 nm. The band edge emission intensity was 84% of the emission intensity in the region above the seed (hereinafter referred to as the PL intensity ratio to the region above the boundary region between the seed and the region above the seed).
加速電圧3kV、倍率3000倍、100um角の領域でCL測定を行った結果、シードとシードの間の境界領域の上方の領域を中心に含んだところでの平均暗点密度(以下シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定という。)は5.3×106cm−2で、シードの上方の領域の平均暗点密度の1.8倍であった。シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で43秒であった。 As a result of performing CL measurement in an acceleration voltage of 3 kV, a magnification of 3000 times, and a 100 um square region, an average dark spot density (hereinafter referred to as between seed and seed) where the region above the boundary region between the seed and the center is included. The CL measurement of the region above the boundary region was 5.3 × 10 6 cm −2 , which was 1.8 times the average dark spot density of the region above the seed. The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 43 seconds in (10-10) plane symmetry reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に0°、[11−20]方向に+5°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを2枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(11−20)面と(−1−120)面を選択した。図3に示すように、2枚のシードを[0001]方向1列、[11−20]方向2列、(11−20)面の断面と(−1−120)面の断面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べた。それ以外の条件は、実施例1と同様の条件で成長した。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, has an off angle of 0 ° in the [0001] direction and + 5 ° in the [11-20] direction. Two (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds were prepared. The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
As the bonding surface, (11-20) plane and (-1-120) plane were selected. As shown in FIG. 3, two seeds are arranged in one row in the [0001] direction, two rows in the [11-20] direction, so that the cross section of the (11-20) plane and the cross section of the (-1-120) plane face each other. In addition, they were arranged on the susceptor so that the cross sections had a parallelism within 0.5 °. Other conditions were grown under the same conditions as in Example 1.
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配置シードの外周部が[11−20]方向、[−1−120]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[10−10]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[11−20]方向に54mm、[0001]方向に7mm、厚さ330umの長方形のm面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。 After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is combined, and the outer periphery of the arranged seed is in the [11-20] direction. Each was expanded by 2 mm in the [-1-120] direction, 2 mm in the [0001] direction, and 2 mm in the [000-1] direction. It grew 3.5 mm in the [10-10] direction. After the outer shape processing and the surface polishing treatment, three rectangular m-plane free-standing substrates having a thickness of 54 mm in the [11-20] direction, 7 mm in the [0001] direction and a thickness of 330 μm were produced by general slicing and polishing.
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比は56%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度は、8.7×106cm−2で、シードの上方の領域の平均暗点密度の2.9倍であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed.
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 56%.
The average dark spot density in the CL measurement of the region above the boundary region between the seeds is 8.7 × 10 6 cm −2 2.9 times the average dark spot density of the region above the seed. there were.
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で44秒であった。 The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 44 seconds in (10-10) plane-symmetric reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に−5°、[11−20]方向に+5°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを4枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(0001)面、(000−1)面、(11−20)面、(−1−120)面を選択した。図4に示すように、4枚のシードを[0001]方向2列、[11−20]方向2列、(0001)面の断面と(000−1)面の断面が対向するように、且つ(11−20)面の断面と(−1−120)面の断面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べた。それ以外の条件は、実施例1と同様の条件で成長した。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of −5 ° in the [0001] direction and + 5 ° in the [11-20] direction Four (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds were prepared. The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
The (0001) plane, (000-1) plane, (11-20) plane, and (-1-120) plane were selected as the bonding plane. As shown in FIG. 4, the four seeds are arranged in two rows of [0001] direction, two rows of [11-20] direction, so that the cross section of the (0001) plane and the cross section of the (000-1) plane face each other. They were arranged on the susceptor so that the cross section of the (11-20) plane and the cross section of the (-1-120) plane face each other, and the cross sections had a parallelism within 0.5 °. Other conditions were grown under the same conditions as in Example 1.
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配列シードの外周部が[11−20]方向、[−1−120]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[10−10]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[11−20]方向に54mm、[0001]方向に10mm、厚さ330umの長方形のm面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。 After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is combined, and the outer periphery of the arrayed seed is in the [11-20] direction. Each was expanded by 2 mm in the [-1-120] direction, 2 mm in the [0001] direction, and 2 mm in the [000-1] direction. It grew 3.5 mm in the [10-10] direction. After the outer shape processing and surface polishing treatment, three rectangular m-plane free-standing substrates having a thickness of 54 mm in the [11-20] direction, 10 mm in the [0001] direction, and a thickness of 330 μm were produced by general slicing and polishing.
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比は66%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度の2.4倍であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed.
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 66%.
The average dark spot density in the CL measurement in the region above the boundary region between the seeds was 2.4 times.
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で43秒であった。 The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 43 seconds in (10-10) plane symmetry reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[10−10]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に−5°、[11−20]方向に+5°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを4枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(0001)面、(000−1)面、(10−10)面、(−1010)面を選択した。図5に示すように、4枚のシードを[0001]方向2列、[10−10]方向2列、(0001)面の断面と(000−1)面の断面が対向するように、且つ(10−10)面の断面と(−1010)面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べた。それ以外の条件は、実施例1と同様の条件で成長した。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [10-10] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of −5 ° in the [0001] direction and + 5 ° in the [11-20] direction Four (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds were prepared. The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
The (0001) plane, (000-1) plane, (10-10) plane, and (-1010) plane were selected as the bonding plane. As shown in FIG. 5, four seeds are arranged in two rows of [0001] direction, two rows of [10-10] direction, the cross section of (0001) plane and the cross section of (000-1) plane face each other, and The cross sections of the (10-10) plane and the (-1010) plane were arranged on the susceptor so that the cross sections had a parallelism within 0.5 °. Other conditions were grown under the same conditions as in Example 1.
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配置シードの外周部が[10−10]方向、[−1010]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[11−20]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[10−10]方向に54mm、[0001]方向に10mm、厚さ330umの長方形のm面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。 After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is bonded, and the outer periphery of the arranged seed is in the [10-10] direction. The [-1010] direction was enlarged by 2 mm, the [0001] direction was increased by 2 mm, and the [000-1] direction was increased by 2 mm. It grew 3.5 mm in the [11-20] direction. After the outer shape processing and surface polishing treatment, three rectangular m-plane free-standing substrates having a thickness of 54 mm in the [10-10] direction, 10 mm in the [0001] direction, and a thickness of 330 μm were produced by general slicing and polishing.
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比は71%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度は、6.2×106 cm−2で、シードの上方の領域の平均暗点密度の2.3倍であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed.
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 71%.
The average dark spot density in the CL measurement of the region above the boundary region between the seeds is 6.2 × 10 6 cm −2, which is 2.3 times the average dark spot density of the region above the seed. there were.
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で42秒であった。 The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 42 seconds in (10-10) plane symmetry reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に−2°、[11−20]方向に0°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを2枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(0001)面と(000−1)面を選択した。図2に示すように、2枚のシードを[0001]方向2列、(0001)面の断面と(000−1)面の断面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べた。それ以外の条件は、実施例1と同様の条件で成長した。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of −2 ° in the [0001] direction and 0 ° in the [11-20] direction Two (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds having The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
The (0001) plane and the (000-1) plane were selected as the bonding plane. As shown in FIG. 2, two seeds are arranged in two rows in the [0001] direction so that the cross section of the (0001) plane and the cross section of the (000-1) plane face each other, and the cross sections are within 0.5 °. It arranged on the susceptor so that it might become parallelism. Other conditions were grown under the same conditions as in Example 1.
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配置シードの外周部が[11−20]方向、[−1−120]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[10−10]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[11−20]方向に29mm、[0001]方向に10mm、厚さ330umの長方形のm面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。 After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is combined, and the outer periphery of the arranged seed is in the [11-20] direction. Each was expanded by 2 mm in the [-1-120] direction, 2 mm in the [0001] direction, and 2 mm in the [000-1] direction. It grew 3.5 mm in the [10-10] direction. After the outer shape processing and surface polishing treatment, three rectangular m-plane free-standing substrates having a thickness of 29 mm in the [11-20] direction, 10 mm in the [0001] direction, and a thickness of 330 μm were produced by general slicing and polishing.
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比は42%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度は1.6×107 cm−2で、シードの上方の領域の平均暗点密度の3.9倍であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed.
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 42%.
The average dark spot density in CL measurement of the region above the boundary region between the seeds was 1.6 × 10 7 cm −2 , which was 3.9 times the average dark spot density of the region above the seed. It was.
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で47秒であった。 The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 47 seconds in (10-10) plane-symmetric reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に−9°、[11−20]方向に0°のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを2枚用意した。シードm面の表裏面の平行度は0.5°以内である。
接合面として、(0001)面と(000−1)面を選択した。図2に示すように、2枚のシードを[0001]方向2列、(0001)面の断面と(000−1)面の断面が対向するように、また断面どうしが0.5°以内の平行度になるようにサセプター上に並べた。それ以外の条件は、実施例1と同様の条件で成長した。
単結晶成長工程が終了後、室温まで降温し、成長した結晶を取り出したところ、シードとシードの間の境界領域上方の領域が結合し、さらに配置シードの外周部が[11−20]方向、[−1−120]方向にはそれぞれ2mmずつ、[0001]方向に2mm、[000−1]方向に2mm拡大した。[10−10]方向には3.5mm成長した。外形加工、表面研磨処理後に、[11−20]方向に29mm、[0001]方向に10mm、厚さ330umの長方形のm面自立基板を一般的なスライスと研磨により3枚作製した。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of −9 ° in the [0001] direction and 0 ° in the [11-20] direction Two (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds having The parallelism of the front and back surfaces of the seed m surface is within 0.5 °.
The (0001) plane and the (000-1) plane were selected as the bonding plane. As shown in FIG. 2, two seeds are arranged in two rows in the [0001] direction so that the cross section of the (0001) plane and the cross section of the (000-1) plane face each other, and the cross sections are within 0.5 °. It arranged on the susceptor so that it might become parallelism. Other conditions were grown under the same conditions as in Example 1.
After the single crystal growth step is completed, the temperature is lowered to room temperature, and the grown crystal is taken out. The region above the boundary region between the seeds is combined, and the outer periphery of the arranged seed is in the [11-20] direction. Each was expanded by 2 mm in the [-1-120] direction, 2 mm in the [0001] direction, and 2 mm in the [000-1] direction. It grew 3.5 mm in the [10-10] direction. After the outer shape processing and surface polishing treatment, three rectangular m-plane free-standing substrates having a thickness of 29 mm in the [11-20] direction, 10 mm in the [0001] direction, and a thickness of 330 μm were produced by general slicing and polishing.
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、シードとシードの間の境界領域の上方の領域の結晶を観察したが、筋などの特異な模様は観察されなかった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比は89%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度は7.7×106 cm−2で、それ以外の領域の平均暗点密度の1.5倍であった。
Crystals in the region above the boundary region between the seeds were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000 times, but no unusual pattern such as a streak was observed.
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 89%.
The average dark spot density in the CL measurement in the region above the boundary region between the seeds was 7.7 × 10 6 cm −2 , which was 1.5 times the average dark spot density in the other regions. .
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で113秒であった。
[比較例1]
The full width at half maximum of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 113 seconds in (10-10) plane symmetry reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
[Comparative Example 1]
[11−20]方向に25mm、[0001]方向に3mmの長さを有し、厚さ330umの直方体で、[0001]方向に0°、[11−20]方向に0°、のオフ角を有している(10−10)面GaN自立基板シードを4枚用意した。その後、実施例3と同様の条件で単結晶成長、スライス及び研磨を行った。
微分干渉光学顕微鏡で、50倍から1000倍の倍率で、接合部上の結晶を観察したところ、接合部上に筋が確認された。
A rectangular parallelepiped having a length of 25 mm in the [11-20] direction and 3 mm in the [0001] direction and having a thickness of 330 μm, an off angle of 0 ° in the [0001] direction and 0 ° in the [11-20] direction Four (10-10) plane GaN free-standing substrate seeds were prepared. Thereafter, single crystal growth, slicing and polishing were performed under the same conditions as in Example 3.
When the crystals on the joint were observed with a differential interference optical microscope at a magnification of 50 to 1000, streaks were confirmed on the joint.
シードとシードの間の境界領域の上方の領域とシードの上方の領域に対するPL強度比29%であった。
シードとシードの間の境界領域の上方の領域のCL測定での平均暗点密度は、2.7×107 cm−2で、それ以外の領域の平均暗点密度の5.6倍であった。
シードの上方の領域のX線ロッキングカーブ半値幅は、[0001]方向に垂直にX線ビームを入射した場合の(10−10)面対称反射で58秒であった。
The PL intensity ratio for the region above the boundary region between the seeds and the region above the seeds was 29%.
The average dark spot density in the CL measurement of the region above the boundary region between the seeds was 2.7 × 10 7 cm −2 , which was 5.6 times the average dark spot density of the other regions. It was.
The half width of the X-ray rocking curve in the region above the seed was 58 seconds in (10-10) plane symmetry reflection when the X-ray beam was incident perpendicularly to the [0001] direction.
本発明にかかる製造方法により製造されるIII族窒化物結晶は、発光素子(発光ダイオ
ード、レーザーダイオードなど)、電子デバイス(整流器、バイポーラトランジスタ、電界効果トランジスタまたはHEMT(High Electron Mobility Transistor;高電子移動
度トランジスタ)など)、半導体センサ(温度センサ、圧力センサ、放射センサまたは可視−紫外光検出器など)、SAWデバイス(Surface Acoustic Wave Device;表面弾性波素子)、加速度センサ、MEMS(Micro Electro Mechanical Systems)部品、圧電振動子、共振器または圧電アクチュエータなどに利用される。
Group III nitride crystals manufactured by the manufacturing method according to the present invention include light emitting elements (light emitting diodes, laser diodes, etc.), electronic devices (rectifiers, bipolar transistors, field effect transistors, or HEMTs (High Electron Mobility Transistors)). ), Semiconductor sensors (temperature sensors, pressure sensors, radiation sensors, or visible-ultraviolet light detectors), SAW devices (Surface Acoustic Wave Devices), acceleration sensors, MEMS (Micro Electro Mechanical Systems) ) Used for parts, piezoelectric vibrators, resonators or piezoelectric actuators.
100 リアクター
101 キャリアガス用配管
102 ドーパントガス用配管
103 III族原料用配管
104 V族原料用配管
105 HClガス用配管
106 III族原料用リザーバー
107 ヒーター
108 サセプター
109 排気管
G1 キャリアガス
G2 ドーパントガス
G3 III族原料ガス
G4 V族原料ガス
G5 HClガス
100
Claims (8)
前記配置工程で配置した複数のシードの主面上に、GaN結晶を成長させる工程と、
を含み、
前記複数のシードの各々は、[0001]方向のオフ角が−9°以上−2°以下の範囲内にある(10−10)面GaN自立基板であり、
前記複数のシード間のオフ角分布は0.5°以内であり、
前記配置工程において、前記複数のシードを、どの隣接する2枚のシード間においても[0001]方向が同一方向を向くように配置することを特徴とするGaN結晶の製造方法。 A plurality of seeds having a each of which is a surface forming the main face and the main surface and the angle joint surface, so as to face the main surface the same direction, so as to joint faces between adjacent seed faces An arrangement process to arrange ,
A step of growing a GaN crystal on the main surface of the plurality of seeds arranged in the arrangement step ;
Only including,
Each of the plurality of seeds is a (10-10) plane GaN free-standing substrate having an off angle in the [0001] direction in the range of −9 ° to −2 °.
The off-angle distribution between the plurality of seeds is within 0.5 °,
In the disposing step, the plurality of seed, manufacturing method of a GaN crystal which adjacent even between two seed [0001] direction, characterized in that arranged so as to face the same direction.
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009132264A JP5509680B2 (en) | 2009-06-01 | 2009-06-01 | Group III nitride crystal and method for producing the same |
PCT/JP2010/059199 WO2010140564A1 (en) | 2009-06-01 | 2010-05-31 | Nitride semiconductor crystal and method for manufacturing same |
KR1020117028835A KR20120036816A (en) | 2009-06-01 | 2010-05-31 | Nitride semiconductor crystal and method for manufacturing same |
EP10783347.7A EP2439316A4 (en) | 2009-06-01 | 2010-05-31 | Nitride semiconductor crystal and method for manufacturing same |
US13/309,138 US20120112320A1 (en) | 2009-06-01 | 2011-12-01 | Nitride semiconductor crystal and production process thereof |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009132264A JP5509680B2 (en) | 2009-06-01 | 2009-06-01 | Group III nitride crystal and method for producing the same |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2010275171A JP2010275171A (en) | 2010-12-09 |
JP5509680B2 true JP5509680B2 (en) | 2014-06-04 |
Family
ID=43422492
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2009132264A Active JP5509680B2 (en) | 2009-06-01 | 2009-06-01 | Group III nitride crystal and method for producing the same |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5509680B2 (en) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5757068B2 (en) * | 2010-08-02 | 2015-07-29 | 住友電気工業株式会社 | GaN crystal growth method |
JP5810762B2 (en) * | 2011-09-02 | 2015-11-11 | 住友電気工業株式会社 | Group III nitride crystal growth method |
JP5898555B2 (en) * | 2012-04-06 | 2016-04-06 | 古河機械金属株式会社 | Group III nitride semiconductor substrate and group III nitride semiconductor substrate manufacturing method |
EP3031958B1 (en) | 2013-08-08 | 2017-11-01 | Mitsubishi Chemical Corporation | Self-standing gan substrate and method for producing semiconductor device |
JP6477501B2 (en) | 2014-01-17 | 2019-03-06 | 三菱ケミカル株式会社 | GaN substrate, GaN substrate manufacturing method, GaN crystal manufacturing method, and semiconductor device manufacturing method |
JP6264990B2 (en) * | 2014-03-26 | 2018-01-24 | 日亜化学工業株式会社 | Manufacturing method of nitride semiconductor substrate |
JP6327136B2 (en) * | 2014-12-05 | 2018-05-23 | 三菱ケミカル株式会社 | Method for producing seamed GaN crystal and method for producing GaN crystal |
JP6760285B2 (en) | 2015-07-14 | 2020-09-23 | 三菱ケミカル株式会社 | Non-polar or semi-polar GaN wafer |
JP6724525B2 (en) * | 2016-04-26 | 2020-07-15 | 三菱ケミカル株式会社 | Method for manufacturing GaN wafer |
JP6512334B2 (en) * | 2018-04-12 | 2019-05-15 | 三菱ケミカル株式会社 | Method of manufacturing GaN substrate |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5127983A (en) * | 1989-05-22 | 1992-07-07 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of producing single crystal of high-pressure phase material |
JP4915128B2 (en) * | 2005-04-11 | 2012-04-11 | 日亜化学工業株式会社 | Nitride semiconductor wafer and method for manufacturing the same |
JP5332168B2 (en) * | 2006-11-17 | 2013-11-06 | 住友電気工業株式会社 | Method for producing group III nitride crystal |
JP5120285B2 (en) * | 2009-02-05 | 2013-01-16 | 日立電線株式会社 | III-V nitride semiconductor free-standing substrate manufacturing method |
-
2009
- 2009-06-01 JP JP2009132264A patent/JP5509680B2/en active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2010275171A (en) | 2010-12-09 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5509680B2 (en) | Group III nitride crystal and method for producing the same | |
JP5370613B2 (en) | Nitride semiconductor crystal and manufacturing method thereof | |
JP5282766B2 (en) | Group III nitride semiconductor substrate and semiconductor light emitting device | |
WO2010140564A1 (en) | Nitride semiconductor crystal and method for manufacturing same | |
US7981713B2 (en) | Group III-V nitride-based semiconductor substrate, group III-V nitride-based device and method of fabricating the same | |
JP5099763B2 (en) | Substrate manufacturing method and group III nitride semiconductor crystal | |
JP4462251B2 (en) | III-V nitride semiconductor substrate and III-V nitride light emitting device | |
JP6704387B2 (en) | Substrate for growing nitride semiconductor, method of manufacturing the same, semiconductor device, and method of manufacturing the same | |
JP5445105B2 (en) | Method for producing group III nitride crystal and group III nitride crystal | |
JP5830973B2 (en) | GaN free-standing substrate and method for manufacturing semiconductor light-emitting device | |
JP4600641B2 (en) | Nitride semiconductor free-standing substrate and nitride semiconductor light emitting device using the same | |
JP5446945B2 (en) | Nitride semiconductor single crystal and method for manufacturing nitride semiconductor substrate | |
JP2013075791A (en) | Method for producing group iii nitride semiconductor crystal, group iii nitride semiconductor substrate, and group iii nitride semiconductor crystal | |
JP2014088272A (en) | Nitride semiconductor crystal of group 13 metal in periodic table | |
JP2011195388A (en) | Group iii nitride semiconductor crystal, method for producing the same, and ground substrate for growing group iii nitride semiconductor crystal | |
JP4612403B2 (en) | Method for manufacturing group III nitride semiconductor free-standing substrate | |
JP2013040059A (en) | Method for manufacturing group-iii nitride semiconductor crystal, and group-iii nitride semiconductor crystal manufactured by the same | |
JP2013170096A (en) | Method for producing group 13 nitride crystal | |
JP6089821B2 (en) | Periodic table group 13 metal nitride semiconductor crystals | |
JP2013035696A (en) | Method for producing group iii nitride semiconductor single crystal | |
JP5255935B2 (en) | Crystal substrate, thin film forming method, and semiconductor device | |
JP2014028722A (en) | Method for producing group 13 element nitride crystal | |
JP2009208989A (en) | Compound semiconductor substrate and method for producing the same | |
JP2019085290A (en) | Group-iii nitride semiconductor substrate | |
JP2012136418A (en) | Group iii nitride semiconductor substrate and method for producing the same |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120531 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20131217 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20140108 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140225 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140310 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5509680 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |