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1、(19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 (10)申请公布号 (43)申请公布日 (21)申请号 201911239070.1 (22)申请日 2019.12.05 (30)优先权数据 2018-230734 2018.12.10 JP (71)申请人 松下知识产权经营株式会社 地址 日本国大阪府 (72)发明人 领木直矢宫野谦太郎信冈政树 石桥明彦 (74)专利代理机构 中科专利商标代理有限责任 公司 11021 代理人 曹阳 (51)Int.Cl. C30B 25/18(2006.01) C30B 29/38(2006.01) C30B 29/22(2006.01) C3。

2、0B 15/00(2006.01) H01L 21/02(2006.01) (54)发明名称 RAMO4基板及其制造方法、 以及III族氮化物 半导体 (57)摘要 本发明涉及RAMO4基板及其制造方法、 以及 III族氮化物半导体。 本发明提供一种在形成III 族氮化物结晶时或其制作后难以破裂的RAMO4基 板。 制成下述RAMO4基板， 其包含通式RAMO4所示 的单晶体(通式中， R表示选自Sc、 In、 Y和镧系元 素中的一种或多种三价元素， A表示选自Fe (III)、 Ga和Al中的一种或多种三价元素， M表示 选自Mg、 Mn、 Fe(II)、 Co、 Cu、 Zn和Cd中的一种。

3、或多 种二价元素)， 在通过上述RAMO4基板中心的直线 上测定多个位置Xi的X射线峰位置i时， 由该 i和测定位置Xi算出的结晶面的曲率半径r的绝 对值为52m以上， 该与测定位置Xi的相关系数 的平方为0.81以上。 权利要求书2页 说明书14页 附图4页 CN 111286781 A 2020.06.16 CN 111286781 A 1.一种RAMO4基板， 其包含通式RAMO4所示的单晶体， 通式中， R表示选自Sc、 In、 Y和镧系 元素中的一种或多种三价元素， A表示选自Fe(III)、 Ga和Al中的一种或多种三价元素， M表 示选自Mg、 Mn、 Fe(II)、 Co、 C。

4、u、 Zn和Cd中的一种或多种二价元素， 在通过所述RAMO4基板中心的直线上的多个位置Xi处测定X射线摇摆曲线， 确定各位置 Xi处的X射线摇摆曲线的衍射光谱的X射线峰位置i， 其中， i1， 2， 3， ， n， 基于由X射线峰位置i与位置Xi的关系得到的回归直线， 算出结晶面的曲率半径r的 绝对值， 进而， 基于X射线峰位置i与位置Xi， 算出通过下述式算出的相关系数 的平方时， 表示i的平均值， 表示Xi的平均值， 所述曲率半径r为52m以上， 且所述相关系数 的平方为0.81以上。 2.根据权利要求1所述的RAMO4基板， 其中， 所述通式RAMO4中的所述R为Sc、 所述A为Al、。

5、 所述M为Mg。 3.根据权利要求1或2所述的RAMO4基板， 其厚度为100 m以上且1000 m以下的范围。 4.根据权利要求13中任一项所述的RAMO4基板， 其直径为25mm以上且200mm以下的范 围。 5.根据权利要求14中任一项所述的RAMO4基板， 其中， 用aX+b表示所述回归直线 时， a和b用下述式表示， 表示i的平均值， 表示Xi的平均值； 所述曲率半径r用下述式表示， 6.一种III族氮化物半导体， 其具有： 权利要求15中任一项所述的RAMO4基板； 在所述RAMO4基板的一个面形成的外延生长面上配置的缓冲层； 以及 在所述缓冲层上配置的III族氮化物结晶。 7.根。

6、据权利要求6所述的III族氮化物半导体， 其中， 所述缓冲层为包含InAlGaN所示化 合物的非晶、 单晶或多晶的层。 8.根据权利要求6或7所述的III族氮化物半导体， 其中， 所述III族氮化物结晶为GaN或 AlN。 9.一种RAMO4基板的制造方法， 其中， 所述RAMO4基板包含通式RAMO4所示的单晶体， 通式 权利要求书 1/2 页 2 CN 111286781 A 2 中， R表示选自Sc、 In、 Y和镧系元素中的一种或多种三价元素， A表示选自Fe(III)、 Ga和Al中 的一种或多种三价元素， M表示选自Mg、 Mn、 Fe(II)、 Co、 Cu、 Zn和Cd中的一种。

7、或多种二价元 素， 所述制造方法具有结晶培育工序： 通过使晶种接触所述RAMO4所示的单晶体的原料的熔 液而使结晶生成， 并提拉所述结晶， 由此来培育单晶体， 所述结晶培育工序中， 所述结晶的提拉速度为0.3mm/h以上且0.7mm/h以下， 所述结晶提拉时的熔液表面与加热所述熔液的加热器的上端之间的距离为19mm以上 且29mm以下。 10.根据权利要求9所述的RAMO4基板的制造方法， 其在所述结晶培育工序之后还具备判 定工序： 在通过所得单晶体中心的直线上的多个位置Xi处测定X射线摇摆曲线， 确定各位置Xi 处的X射线摇摆曲线的衍射光谱的X射线峰位置i， 其中， i1， 2， 3， ， 。

8、n， 基于由X射线峰位置i与位置Xi的关系得到的回归直线， 算出结晶面的曲率半径r的 绝对值， 进而， 基于X射线峰位置i与位置Xi， 算出通过下述式算出的相关系数 的平方时， 表示i的平均值， 表示Xi的平均值， 判定所述曲率半径r是否为52m以上且所述相关系数 的平方是否为0.81以上。 权利要求书 2/2 页 3 CN 111286781 A 3 RAMO4基板及其制造方法、 以及III族氮化物半导体 技术领域 0001 本申请涉及RAMO4基板及其制造方法、 以及III族氮化物半导体。 背景技术 0002 包含通式RAMO4所示单晶体(通式中， R表示选自Sc、 In、 Y和镧系元素中。

9、的一种或多 种三价元素， A表示选自Fe(III)、 Ga和Al中的一种或多种三价元素， M表示选自Mg、 Mn、 Fe (II)、 Co、 Cu、 Zn和Cd中的一种或多种二价元素)的RAMO4基板作为用于形成以氮化镓(GaN) 为首的III族氮化物结晶的基底基板而备受关注。 0003 与作为现有基底基板的蓝宝石相比， 作为RAMO4基板之一的ScAlMgO4基板与GaN的 晶格失配为其1/10左右。 因此， 通过以ScAlMgO4单晶作为基底基板来形成GaN， 能够获得位 错缺陷密度少的高品质的GaN结晶。 0004 专利文献1中示出在ScAlMgO4基板上以600左右的低温形成非晶或多晶。

10、的缓冲 层后， 利用有机金属气相生长法(Metal Organic Chemical Vapor Deposition： MOCVD法) 以1050的高温形成GaN单晶薄膜的方法。 0005 现有技术文献 0006 专利文献 0007 专利文献1： 日本特开2015-178448号公报 发明内容 0008 发明要解决的课题 0009 然而， 在专利文献1所述的方法中也存在如下问题： 由于与存在于基底基板的GaN 之间的晶格失配和线膨胀系数差异， 因而在形成GaN单晶薄膜后， 基底基板发生翘曲， 基底 基板在应力集中的部位发生破裂。 因而， 寻求在制作III族氮化物结晶时或制作后难以破裂 的基底。

11、基板。 0010 本申请的目的在于， 提供在形成III族氮化物结晶时或其制作后难以破裂的RAMO4 基板。 0011 用于解决课题的方案 0012 本申请提供一种RAMO4基板， 其为包含通式RAMO4所示的单晶体(通式中， R表示选自 Sc、 In、 Y和镧系元素中的一种或多种三价元素， A表示选自Fe(III)、 Ga和Al中的一种或多种 三价元素， M表示选自Mg、 Mn、 Fe(II)、 Co、 Cu、 Zn和Cd中的一种或多种二价元素)的RAMO4基 板， 在通过上述RAMO4基板中心的直线上的多个位置Xi(i1， 2， 3， ， n)处测定X射线摇摆 曲线， 确定各位置Xi处的X射。

12、线摇摆曲线的衍射光谱的X射线峰位置i， 基于由X射线峰位 置i与位置Xi的关系得到的回归直线， 算出结晶面的曲率半径r的绝对值， 进而， 基于X射 线峰位置i与位置Xi， 算出通过下述式算出的相关系数 的平方时， 0013 数学式1 说明书 1/14 页 4 CN 111286781 A 4 0014 0015(表示i的平均值， 表示Xi的平均值) 0016 上述曲率半径r为52m以上， 且上述相关系数 的平方为0.81以上。 0017 发明效果 0018 根据本申请， 能够提供在形成III族氮化物结晶时或其形成后难以破裂的RAMO4基 板。 附图说明 0019 图1是表示本申请的实施方式的R。

13、AMO4基板的制造方法中使用的电阻加热方式炉 的示意图。 0020 图2是表示本申请的实施方式的RAMO4基板的制造方法中使用的高频加热方式炉 的示意图。 0021 图3是表示本申请的实施方式中的III族氮化物半导体的概略截面的示意图。 0022 图4是表示与本申请的实施方式的RAMO4基板的制造方法中的结晶生长界面相关 的要素的示意图。 0023 图5是表示本申请的实施方式中的实施例1的ScAlMgO4基板的X射线峰位置与测 定位置的相关性的图。 0024 图6是表示本申请的实施方式中的比较例1的ScAlMgO4基板的X射线峰位置与测 定位置的相关性的图。 0025 图7是表示本申请的实施方。

14、式中的比较例5的ScAlMgO4基板的X射线峰位置与测 定位置的相关性的图。 0026 图8是表示本申请的实施方式中的比较例9的ScAlMgO4基板的X射线峰位置与测 定位置的相关性的图。 0027 图9是表示本申请的实施方式中的实施例18和比较例19的ScAlMgO4基板的结 晶面的曲率半径r的绝对值和相关系数 的平方值的图。 具体实施方式 0028 以下， 针对本申请的实施方式， 参照附图进行说明。 0029 (结晶培育工序) 0030 构成本申请的一个实施方式所述的RAMO4基板的RAMO4单晶体可利用基于切克劳斯 基(Czochralski)法(以下也称为 “CZ法” )的结晶提拉装置。

15、来制作。 本实施方式的结晶培育 工序中使用的结晶提拉装置包括电阻加热方式炉或高频加热方式炉。 图1是表示电阻加热 方式炉100的构成的示意图， 图2是表示高频加热方式炉200的构成的示意图。 以下， 以通过 电阻加热方式或高频加热方式来制造作为RAMO4单晶体之一的ScAlMgO4单晶体的情况为例， 说明RAMO4单晶体(RAMO4基板)的制造方法。 其中， 本申请中可应用的RAMO4单晶体(RAMO4基 板)不限定于ScAlMgO4单晶体(ScAlMgO4基板)。 0031 图1所示的电阻加热方式炉100具有原料110、 坩埚120、 坩埚支承轴121、 耐火材料 说明书 2/14 页 5 。

16、CN 111286781 A 5 122、 绝热材料130、 加热器140、 结晶提拉轴150、 晶种支架151、 晶种152和熔液表面的位置检 测器160。 需要说明的是， 虽然未示于图1， 但电阻加热方式炉100也可以具有对于基于CZ法 的结晶提拉而言必须的腔室、 真空泵、 气体供给源、 气体排气口、 加热器电源、 温度或气体流 量的控制装置等。 0032 原料110是氧化钪(Sc2O3)与氧化铝(Al2O3)与氧化镁(MgO)的混合物。 为了提高填 充密度而使混合物烧结后， 填充至坩埚120中， 使其加热熔融。 0033 坩埚120为铱制， 填充有原料110。 坩埚120的材质不限定于此。

17、， 只要具有在原料110 的熔融温度时的耐热性和耐受与原料110反应的耐反应性， 则可以使用各种材质。 坩埚120 的材质例子包括铂、 钨、 钼、 钽。 0034 坩埚支承轴121为钨制， 具有以设定速度进行旋转、 升降的功能。 坩埚支承轴121的 材质不限定于此， 可以使用具有在该部分的加热温度时的耐热性以及支承原料110和坩埚 120的强度的各种材质。 0035 耐火材料122为氧化锆制， 其对于坩埚120和坩埚支承轴121中的任意材质均具有 耐反应性。 0036 绝热材料130为碳制， 绝热材料130的上部和下部分别设有用于插入结晶提拉轴 150和坩埚支承轴121的贯穿孔。 0037 加。

18、热器140为筒状的碳制， 流通电流时会发热。 由于加热器140发热而使绝热材料 130的内侧的气氛整体被加热， 坩埚120内的原料110被加热。 加热器140的材质不限定于碳， 也可以使用钨等金属制的加热器。 0038 结晶提拉轴150为氧化铝制， 具有以设定速度进行旋转、 升降的功能。 结晶提拉轴 150的材质不限定于此， 可以使用具有在该部分的加热温度时的耐热性以及耐受与周围气 氛发生反应的耐反应性的各种材质。 0039 晶种支架151为铱制， 其连接于结晶提拉轴150。 可以在晶种支架151的前端放置晶 种152。 晶种支架151的材质不限定于此， 可以使用具有在原料的熔融温度时的耐热性。

19、以及 耐受与晶种152发生反应的耐反应性的各种材质。 0040 晶种152为ScAlMgO4制， 形状为正方柱， 但只要能够加工， 则形状不限定于此。 晶种 152的形状可以为圆柱、 具有切口的棱柱等各种形状。 0041 熔液表面的位置检测器160为区域传感器照相机， 其拍摄原料110的熔液表面和晶 种152的周围， 并利用图像处理来检测熔液面的高度位置。 熔液表面的位置检测器160的机 理不限定于此， 也可以使用激光位移计、 超声波液位计等。 0042 进行原料110的加热熔融和结晶的培育时， 将电阻加热方式炉100的内部气氛置换 成期望的气体气氛。 具体而言， 对电阻加热方式炉100内进行。

20、抽真空后， 导入指定的气体并 设成常压。 气体从处于电阻加热方式炉100外的气体供给源(未图示)供给至该电阻加热方 式炉100的内部。 0043 作为气体组分， 主要使用作为非活性气体的氩气， 气体组分不限定于此。 例如， 为 了防止结晶的氧缺乏， 可以将相对于氩气混合有1体积以下氧气而得的气体用作气体组 分， 此外， 为了防止原料110的还原， 也可以使用相对于氩气混合有1体积以下二氧化碳而 得的气体。 此外， 作为非活性气体， 也可以使用氦气等来代替氩气。 其中， 从成本的观点出 发， 期望将能够以较低价格获取的氩气用作非活性气体。 说明书 3/14 页 6 CN 111286781 A 。

21、6 0044 置换成上述气体气氛后， 使原料110进行加热熔融， 并进行结晶培育。 首先， 对加热 器140流通电流， 将电阻加热方式炉100内加热。 并且， 以直至填充至坩埚120的原料110发生 熔融为止且不会对坩埚120造成很大负荷的程度在一段时间内缓缓增加对加热器140施加 的电力来进行加热。 加热熔融的时间取决于坩埚120的大小， 在坩埚120的外径为80mm 150mm的情况下， 优选为15小时60小时。 0045 确认原料110熔融后， 使结晶提拉轴150一边以恒定速度进行旋转， 一边缓缓下降 直至晶种152与原料110相接为止。 原料110的温度在适合于提拉结晶的温度处稳定后，。

22、 使结 晶提拉轴150以指定速度上升而提拉结晶。 在结晶提拉轴150的上端具有载荷传感器(未图 示)， 能够进行提拉中的结晶的重量测定。 在提拉开始后， 以由该重量测定值计算的结晶直 径为基础来调整加热器的输出。 并且， 利用自动直径控制(Automatic Diameter Control (ADC)来控制成期望的结晶形状。 本实施方式中， 结晶提拉轴150的提拉速度优选为0.1mm/ h以上且1.0mm/h以下， 更优选为0.3mm/h以上且0.7mm/h以下。 旋转速度优选为1rpm以上且 10rpm以下的范围。 0046 将结晶提拉至期望的长度后， 从原料110分离出结晶， 以不会对坩。

23、埚120造成很大 负荷的程度下在一段时间内缓慢减小对加热器140施加的电力来进行冷却。 冷却时间取决 于坩埚120的大小， 在坩埚120的外径为80mm以上且150mm以下的情况下， 优选为20小时以上 且70小时以下。 0047 接着， 针对使用图2所示的高频加热方式炉200的情况进行说明。 高频加热方式炉 200除了在绝热材料230的外侧配置加热线圈240来代替在绝热材料130的内侧配置加热器 140之外， 可以设为与图1的电阻加热方式炉100相同的构成。 针对与图1相同的构成， 标注相 同的符号， 并省略详细说明。 0048 绝热材料230为氧化锆制， 以包围坩埚120的方式进行配置。 。

24、0049 加热线圈240为铜制， 以包围绝热材料230的方式进行配置， 冷却水在铜管内部进 行循环。 在对加热线圈240流通高频电流时产生高频磁通。 因高频磁通而在坩埚120产生涡 电流， 坩埚120的表面发热。 由此， 坩埚120内的原料110被加热。 0050 需要说明的是， 虽未图示， 但高频加热方式炉200还具有使加热线圈240升降的机 构。 0051 在使用高频加热方式炉200进行结晶培育的情况下， 也在加热时将内部的气氛置 换成期望的气体气氛。 作为气体组分， 主要使用氮气。 其中， 气体组分不限定于氮气， 为了防 止结晶的氧缺乏， 可以使用相对于氮气混合有1体积以下氧气而得的气体。

25、， 此外， 为了防 止原料110的还原， 可以使用相对于氮气混合有1体积以下二氧化碳而得的气体。 此外， 还 可以使用氩气代替氮气作为非活性气体。 0052 针对将高频加热方式炉200内置换成上述气体气氛后的原料110的加热熔融、 结晶 培育， 与使用上述电阻加热式炉100的情况相同。 0053 (基板形成工序) 0054 在结晶培育工序后， 取出经冷却的ScAlMgO4单晶体， 历经劈开、 表面加工等而制成 ScAlMgO4基板。 此时， ScAlMgO4基板的一个面作为外延生长面。 通过以与ScAlMgO4基板的外 延生长面对齐来排列新结晶(进行外延生长)， 能够得到高品质的III族氮化物。

26、半导体。 在外 延生长中， 使用有机金属气相生长法(Metal Organic Chemical Vapor Deposition： 以下 说明书 4/14 页 7 CN 111286781 A 7 记作MOCVD法)、 氢化物气相生长法(Hydride Vaper Phase Epitaxy： 以下记作HVPE法)、 氧 化镓法(Oxide Vaper Phase Epitaxy： 以下记作OVPE法)等， 使III族氮化物等化合物半导 体的结晶生长。 0055 图3是表示使用了本实施方式中的ScAlMgO4基板的III族氮化物半导体300的概略 截面的图。 III族氮化物半导体300具有：。

27、 包含ScAlMgO4单晶体的ScAlMgO4基板301、 在 ScAlMgO4基板301上形成且包含In和除In之外的III族元素的氮化物的缓冲层302、 以及在 缓冲层302上形成的III族氮化物结晶303。 0056 上述ScAlMgO4单晶体具有岩盐型结构的ScO2层与六方晶结构的ALMgO2层交替层叠 的结构， 具有与石墨、 六方晶BN相同的、 结晶在(0001)面(劈开面)劈开的性质。 因而， 通过将 该ScAlMgO4基板301的劈开面作为外延生长面， 并使III族氮化物结晶在该面上进行异质外 延生长， 从而能够得到这种III族氮化物半导体300。 0057 其中， 若在ScAl。

28、MgO4基板301的外延生长面存在缺陷、 异物等会成为偶发性结晶生 长的种的部分， 则会有III族原子聚集在该部分， 发生局部的不均匀生长的情况。 为了防止 该情况， 也可以对ScAlMgO4基板301的表面进行加工， 形成彼此因高低差而分离且规则分布 的多个劈开面， 并将其作为外延生长面。 在ScALMgO4基板301上使用例如MOCVD法进行作为 III族氮化物的GaN的生长的情况下， 作为Ga原料， 使用三甲基镓(TMG)等。 并且， 在进行 MOCVD法时， Ga在与甲基部分键合的状态下在作为外延生长面的劈开面移动(迁移)。 并且， 如果具有稳定的位置， 则停止于该位置且切断与甲基的键。

29、合， 与N键合并进行外延生长。 因 此， 通过形成彼此因高低差而分离的多个劈开面， 并将相邻的劈开面的高低差部分灵活用 作上述稳定的位置， 从而能够使外延生长稳定化。 0058 本实施方式的III族氮化物半导体300中的ScAlMgO4基板301的厚度可根据III族 氮化物半导体的用途来适当选择， 优选为100 m以上且1000 m以下、 更优选为300 m以上且 600 m以下。 若ScAlMgO4基板301的厚度为该范围， 则在处理ScAlMgO4基板301时、 形成III族 氮化物结晶303时、 形成后能够降低ScAlMgO4基板301破裂的频率。 此外， ScAlMgO4基板301的 。

30、形状根据III族氮化物半导体的用途来适当选择， 若考虑到工业实用性， 则优选为直径25mm 以上且200mm以下的晶片状。 0059 (III族氮化物半导体) 0060 针对使用了上述ScAlMgO4基板301的III族氮化物半导体， 以下更详细地进行说 明。 0061 缓冲层302是包含In和除In之外的III族元素的氮化物的层， 可以制成例如包含 InGaN所示组成的化合物的非晶、 单晶或多晶的层。 此外， 缓冲层302优选还包含Al， 更优选 为包含InAlGaN所示化合物的非晶、 单晶或多晶的层。 通过将InAlGaN用于缓冲层302， 能够 降低ScAlMgO4基板301与III族氮。

31、化物结晶303的晶格失配度。 其结果， 容易获得位错缺陷密 度少的高品质的III族氮化物结晶303。 0062 另一方面， III族氮化物结晶303是通过在ScAlMgO4基板301的外延生长面上隔着 缓冲层302进行异质外延生长而形成的层， 只要是包含III族元素(例如Ga、 Al、 In、 Tl、 B、 Sc 等)的氮化物的结晶的层即可。 优选为GaN或AlN。 0063 本申请的III族氮化物半导体300的制造方法没有特别限定。 例如， 缓冲层302和 III族氮化物结晶303可通过利用MOCVD法使III族氮化物在ScAlMgO4基板301上进行外延生 说明书 5/14 页 8 CN 。

32、111286781 A 8 长的方法来形成。 0064 在利用MOCVD法来形成缓冲层302、 III族氮化物结晶303的情况下， 作为III族元素 源， 可以使用三甲基镓(TMG)、 三甲基铟(TMI)、 三甲基铝(TMA)等。 此外， 作为氮源， 可以使用 氨(NH3)气。 进而， 作为进行MOCVD法时的载气， 可以使用氢气或氮气。 0065 在实施MOCVD法之前， ScAlMgO4基板301优选以例如1100在氢气气氛中进行10分 钟的热清洗。 进行热清洗时， ScAlMgO4基板301表面的碳系污垢等被去除。 在清洗后， 将 ScAlMgO4基板301的表面温度降低至例如425。 。

33、并且， 利用MOCVD法使In和除In之外的III 族元素的氮化物堆积在ScAlMgO4基板301上， 形成缓冲层302。 缓冲层302的形成通常可通过 在400以上且小于700的较低温度下进行。 若以这种低温来形成缓冲层302， 则缓冲层 302成为非晶或多晶状的层， 在该缓冲层302上形成的III族氮化物结晶303不易发生晶格缺 陷。 缓冲层302的厚度和组成利用成膜时间和原料的比率进行调整。 0066 在缓冲层302成膜后， 使ScAlMgO4基板301的温度升温至例如1125， 使III族氮化 物进行外延生长而得到III族氮化物结晶303。 针对III族氮化物结晶303的厚度、 组成，。

34、 也是 通过成膜时间和原料的比率来调整。 III族氮化物结晶303的形成温度可以设为700以上 且1300以下。 若以这种温度使III族氮化物进行外延生长， 则容易获得晶格缺陷少的III 族氮化物结晶303。 0067 需要说明的是， 本申请的III族氮化物半导体300中， 可以使用由通式RAMO4所示的 大致单一结晶材料构成的RAMO4基板来代替上述ScAlMgO4基板301。 上述通式中， R表示选自 Sc、 In、 Y和镧系元素中的一种或多种三价元素， A表示选自Fe(III)、 Ga和AL中的一种或多种 三价元素， M表示选自Mg、 Mn、 Fe(II)、 Co、 Cu、 Zn和Cd中。

35、的一种或多种二价元素。 需要说明的 是， 大致单一结晶材料是指： 构成外延生长面的RAMO4的含量为90原子(atom)以上且关 注任意的结晶轴时， 在外延生长面的任何部分中其朝向均相同那样的结晶质固体。 其中， 局 部的结晶轴朝向发生变化的结晶、 包含局部的晶格缺陷的结晶也视作单晶。 需要说明的是， O为氧。 其中， 如上所述， 优选R设为Sc、 A设为AL、 M设为Mg。 0068 此外， 如上所述， 构成缓冲层302、 III族氮化物结晶303的III族元素特别优选为镓 (Ga)， 但也可以例如仅使用铝(Al)、 铟(In)、 铊(Tl)等中的1种， 也可以组合使用2种以上。 例 如， 。

36、作为构成III族氮化物结晶303的材料， 可以使用选自铝(Al)、 镓(Ga)和铟(In)中的至少 一种。 此时， 所制造的III族氮化物结晶303的组成用AlsGatIn(1-(s+t)N(其中， 0s1、 0t 1、 s+t1)表示。 此外， 也可以使III族氮化物结晶303中共存在有掺杂剂材料等。 作为上 述掺杂剂， 没有特别限定， 可列举出氧化锗(例如Ge2O3、 Ge2O等)等。 0069 此外， 作为III族氮化物结晶303的成膜方法， 可以使用HVPE法、 OVPE法、 溅射法、 MBE法等来代替MOCVD法。 0070 (ScAlMgO4基板的评价) 0071 如上所述， 对于。

37、一般的ScAlMgO4基板而言， 在形成III族氮化物结晶303后的冷却 工序中， 会有因ScAlMgO4基板301与III族氮化物结晶303的晶格失配和热膨胀系数差异而 导致ScAlMgO4基板301发生翘曲的情况。 并且存在如下问题： ScAlMgO4基板301容易在应力集 中的部位发生破裂， 对制品的成品率造成很大的不良影响。 0072 本发明人等经深入研究的结果发现： 通过适当地控制ScAlMgO4基板301的结晶面 的曲率半径和结晶取向的均匀性， 从而在形成III族氮化物结晶303后， ScAlMgO4基板301难 说明书 6/14 页 9 CN 111286781 A 9 以破裂。。

38、 0073 ScAlMgO4基板301的结晶面的曲率半径和结晶取向的均匀性可以在形成缓冲层 302和III族氮化物结晶303之前通过X射线衍射法进行评价。 0074 具体而言， 在ScAlMgO4基板301的面内， 在通过基板中心的直线上进行多个X射线 摇摆曲线的测定， 求出各个衍射光谱的X射线峰位置()。 并且， 由该测定位置(X)和X射线 峰位置()评价曲率半径和结晶取向的均匀性。 0075 具体而言， 在通过基板中心的直线上的测定位置Xi(i1， 2， 3， ， n(n为测定位置 的数量)处， 分别进行X射线摇摆曲线的测定。 并且， 根据将与各Xi相对应的X射线峰位置设 为i、 将数据的。

39、坐标示作(Xi， i)时的图来确定下述式1所示的回归直线。 0076 aX+b(式1) 0077 使用最小二乘法求出的回归直线的斜率a和截距b分别用式2和式3表示。 0078 数学式2 0079 0080 0081此处， 为i的平均值， 为Xi的平均值。 0082 并且， 利用下述式4来算出ScAlMgO4基板301的结晶面的曲率半径r。 0083 数学式3 0084 0085 曲率半径r的符号为正时， 表示形成向下凸起的结晶面， 符号为负时， 表示形成向 上凸起的结晶面。 此外， 曲率半径r的绝对值越大， 表示基板的结晶面的翘曲越小。 需要说明 的是， 此处提及的结晶面是指(0001)面， 。

40、在ScAlMgO4中是劈开面。 此外， 此处提及的曲率半 径r(翘曲)不是作为加工面的ScAlMgO4基板301的表面的翘曲， 而是表示结晶翘曲的结晶面 的翘曲。 0086 另一方面， 结晶取向的均匀性可利用测定位置Xi与X射线峰位置i的相关系数 的平方( 2)进行评价。 测定位置Xi与X射线峰位置i的相关系数 利用下述式5来算出。 0087 数学式4 0088 0089此处， 为i的平均值， 为Xi的平均值。 0090 2越大， 表示基板的结晶面内的各点处的结晶轴的取向越一致。 0091 需要说明的是， 关于相关系数 ， 测定位置的数量(n)越多， 则相关系数 的显著性 越提高， 对于评价结。

41、晶取向的均匀性而言是优选的。 在相关系数 的检验中， 5显著性水平 的相关系数的限界值、 即成为显著性的相关系数 的最低值在点数(n)为5时设定为0.88， 在 说明书 7/14 页 10 CN 111286781 A 10 点数(n)为6时设定为0.81， 在点数(n)为7时设定为0.75， 优选设为0.81以上的相关系数 成 为显著性的6点以上的测定位置。 此外， 更严格的1显著性水平的相关系数的限界值、 即成 为显著性的相关系数 的最低值在点数(n)为8时设定为0.83， 在点数(n)为9时设定为0.80， 在点数(n)为10时设定为0.76， 更优选设为0.80以上的相关系数 成为显著。

42、性的9点以上。 0092 此外， 本发明人等经深入研究， 结果发现： 可通过在培育ScAlMgO4单晶体的工序中 控制结晶生长界面的形状而将ScAlMgO4基板301的结晶面的曲率半径r和结晶取向的均匀 性(上述的 2)设为期望的范围。 0093 图4是表示在利用上述电阻加热方式炉100的结晶培育工序中， 结晶生长界面420 和与此相关的要素的示意图。 以晶种152作为起点而生长的结晶410与原料110的熔液的边 界是结晶生长界面420， 结晶生长界面420的形状主要通过原料110的熔液表面(以下也称为 “熔液面” )430附近的温度梯度440、 结晶提拉轴的提拉速度450、 结晶提拉轴的旋转。

43、速度 460、 熔液的对流470的平衡来决定。 温度梯度440是指熔液面430附近的高度方向的每单位 长度的温度差。 在切克劳斯基法中， 温度梯度440越大， 则越可促进原料110由熔液向结晶的 固化， 每单位时间的结晶生长量也增加。 若结晶提拉轴的提拉速度450相对于每单位时间的 结晶生长量偏离适当的范围， 则因基于提拉的负荷而导致结晶生长界面420的平坦性被破 坏。 该结晶生长界面420的平坦性直接关系到培育后的ScAlMgO4单晶体的结晶面的曲率半 径r和结晶取向的均匀性(上述 2)， 因此， 重要的是适当地控制温度梯度440和提拉速度 450。 此外， 若增大结晶提拉轴的旋转速度460。

44、， 则熔液的对流470得以促进， 处于加热器140 近侧的高温的熔液靠近结晶生长界面420附近的频率上升。 其结果， 熔液面430附近的温度 状态发生变化， 对结晶生长界面420的平坦性造成影响。 因此， 重要的是适当地控制旋转速 度460。 0094 此处， 上述温度梯度440主要由从加热器140向熔液面430附近供给的热量、 坩埚 120的周围和上方的绝热材料(未图示)的结构以及熔液面430附近的气氛气体的流速(未图 示)等来决定。 其中， 温度梯度440因熔液面430的高度与加热器140的高度之间的位置关系 而大幅变化。 在本申请的实施方式中， 使用熔液面430的位置检测器160来测定原。

45、料110的熔 液面430的高度位置。 并且， 通过坩埚支承轴121的升降来将熔液面430与加热器140上端沿 结晶提拉方向的距离(以下也称为 “垂直距离” )480保持为恒定。 由此， 原料110的熔液面430 附近的温度梯度440容易落入期望的范围。 需要说明的是， 熔液面430与加热器140的上端之 间的垂直距离越小、 即加热器140越靠近下方， 则坩埚120下方的加热越得以促进， 从加热器 140向熔液面430上方辐射的热越减少。 因此， 温度梯度440变大。 其中， 若过分促进坩埚120 下方的加热， 则原料110的熔液内的温度分布变大， 熔液的对流470的速度变得过快。 其结 果， 。

46、对结晶生长界面420的平坦性造成不良影响。 因而， 优选一边与熔液的对流470的状态达 到平衡一边调节熔液面430与加热器140上端之间的垂直距离480， 从而得到适当的温度梯 度440。 0095 具体而言， 若进行上述结晶培育工序， 则原料110随着结晶410的提拉而被消耗， 坩 埚120内的熔液面430的位置从设定的初始值开始下降。 因而， 本实施方式中， 为了消除该下 降量， 使坩埚支承轴121上升， 用以提升坩埚120的位置。 并且， 将熔液面430与加热器140的 上端之间的垂直距离480保持为恒定。 熔液面430的位置用位置检测器160进行测定。 此外， 测定值输入至未图示的计算。

47、机中， 计算机基于输入值进行处理， 并基于该处理结果以提升 说明书 8/14 页 11 CN 111286781 A 11 坩埚120位置的方式进行坩埚支承轴121的控制。 0096 此时， 熔液面430与加热器140上端之间的垂直距离480根据要制作的ScAlMgO4单 晶的直径等来适当选择， 在本实施方式中， 优选设为19mm以上且29mm以下。 0097 需要说明的是， 在使用加热线圈240来代替加热器140的情况下， 可以使加热线圈 240升降来代替使坩埚支承轴121升降， 只要使两者升降而将熔液面430与加热线圈240上端 之间的相对距离保持为恒定即可。 0098 此处， 计算机可以。

48、具备1个系统LSI(Large Scale Integration： 大规模集成电路) 或多个专用电子电路。 此外， 坩埚120的高度控制可以通过利用处理器实行存储于非暂时性 存储器中的指令或软件程序来实现。 需要说明的是， 这些处理可通过CPU或处理器等程序实 行部读取在硬盘或半导体存储器等记录介质中记录的软件程序并加以实行来实现。 0099 通过对利用上述方法得到的温度梯度440适当组合结晶提拉轴150的提拉速度450 和旋转速度460， 从而能够控制结晶生长界面420的形状， 并将ScAlMgO4基板301的结晶面的 曲率半径r与结晶取向的均匀性(上述 2)设为期望的范围。 0100 在。

49、使用高频加热方式炉200进行上述结晶培育工序的情况下， 使用熔液面的位置 检测器160来测定原料110的熔液面430的高度位置。 并且， 通过利用加热线圈240的升降来 调整原料110的熔液面430与加热线圈240上端之间的垂直距离480， 从而能够同样地调整原 料110的熔液面附近的温度梯度440。 0101 如上所述， 通过制作ScAlMgO4单晶体(进而ScAlMgO4基板)， 从而在形成III族氮化 物结晶时或形成后， ScAlMgO4基板不易破裂， III族氮化物半导体的成品率也变得良好。 0102 实施例 0103 以下， 使用实施例更详细地说明本申请， 但本申请的范围不受这些实施。

50、例的限定 性解释。 0104 (实施例) 0105 使用实施方式中示出的图1的电阻加热方式炉100或者图2的高频加热方式炉200， 培育ScAlMgO4单晶体。 作为新进行结晶培育时的原料， 使用以成为Sc2O3 Al2O3 MgO27.5 26.5 46.0(原子)的配合比率进行了混合的混合物。 并且， 将该混合物烧结后， 填充 至铱制的坩埚120中， 通过加热熔融而得到熔液状的原料110。 使晶种152接触原料110的熔 液后， 一边旋转结晶提拉轴150一边提拉所生成的结晶， 培育外径的ScAlMgO4单晶 体。 结晶提拉轴150的提拉速度450和旋转速度460、 以及使用熔液面的位置检测。