第 1 章 序論

第 1 章 序論 .......................................................................................................................... 3
1-1 本研究の背景.............................................................................................................. 3
1-2 本研究の目的.............................................................................................................. 6
1-3 本論文の構成.............................................................................................................. 7
1-4 第 1 章の参考文献 ...................................................................................................... 9
第 2 章 本研究に関する諸原理 ........................................................................................... 15
2-1 はじめに ................................................................................................................... 15
2-2 窒化ガリウム(GaN)結晶 .......................................................................................... 15
2-3 AlGaN/GaN HEMT 構造 ........................................................................................ 17
2-4
GaN on GaN Schottky バリアダイオード構造 ...................................................... 20
2-5
MOCVD 成長 ........................................................................................................... 21
2-6
DLTS 測定 ............................................................................................................... 23
2-7 第 2 章の参考文献 .................................................................................................... 25
第 3 章 炭素ドープ AlGaN/GaN HEMT on SiC ............................................................... 35
3-1 はじめに ................................................................................................................... 35
3-2 低濃度炭素ドープ GaN の電気特性 ........................................................................ 36
3-2-1
GaN エピタキシャル層構造 ............................................................................. 36
3-2-2
GaN エピタキシャル成長 ................................................................................. 36
3-2-3 電極形成と測定 ................................................................................................. 37
3-3 測定結果 ................................................................................................................... 38
3-3-1
Schottky I-V ..................................................................................................... 38
3-3-2
HEMT デバイスの挙動..................................................................................... 38
3-3-3
DLTS 測定......................................................................................................... 39
3-3-4 フォトキャパシタンス測定 ............................................................................... 40
3-4 ディスカッション .................................................................................................... 40
3-5 まとめ ...................................................................................................................... 42
3-6 第 3 章の参考文献 .................................................................................................... 43
第 4 章 AlGaN/GaN HEMT デバイス実証例に関する報告 .............................................. 50
4-1 はじめに ................................................................................................................... 50
4-2 リセスゲートによる E-mode AlGaN/GaN HEMT (1)............................................ 50
4-2-1 デバイス作製..................................................................................................... 50
4-2-2 デバイス特性..................................................................................................... 51
4-3 リセスゲートによる E-mode AlGaN/GaN HEMT (2)............................................ 52
1
4-3-1 デバイス作製..................................................................................................... 52
4-3-2 デバイス特性..................................................................................................... 52
4-4
AlGaN/GaN HEMT バッファリークの光応答..................................................... 53
4-4-1 実験方法 ............................................................................................................ 53
4-4-2 実験結果 ............................................................................................................ 54
4-4-3 ディスカッション ............................................................................................. 55
4-5 まとめ ...................................................................................................................... 56
4-6 第 4 章の参考文献 .................................................................................................... 56
第 5 章 n-GaN SBD 構造中の炭素 .................................................................................... 70
5-1 はじめに ................................................................................................................... 70
5-2 実験方法 ................................................................................................................... 71
5-3 結果と考察 ............................................................................................................... 72
5-3-1
SIMS および PL 測定 ....................................................................................... 72
5-3-2 シリコンドープ濃度と炭素ドープ濃度、及びフリーキャリア濃度の相関 ...... 73
5-3-3 I-V 特性 ............................................................................................................. 75
5-4 炭素による補償モデル ............................................................................................. 77
5-5 まとめ ...................................................................................................................... 78
5-6 第 5 章の参考文献 .................................................................................................... 78
第6章
GaN on GaN 中の電子トラップ密度に関する検討 .............................................. 95
6-1 はじめに ................................................................................................................... 95
6-2 実験方法 ................................................................................................................... 97
6-3 結果と考察 ............................................................................................................... 97
6-4 まとめ .................................................................................................................... 100
6-5 第 6 章の参考文献 .................................................................................................. 100
第 7 章 結論 .......................................................................................................................115
謝辞 ......................................................................................................................................117
2
第1章
序論
1-1 本研究の背景
窒化ガリウムを主材料とする AlGaN/GaN HEMT(high electron mobility transistor)
の、高周波パワーアンプ用途での実用化が進んでいる[1-6]。典型的な用途の一つは携帯
電話など移動端末用の基地局(BTS: base transmission station)である。BTS は L 帯や
S 帯の周波数帯において変調された高周波信号を 53 dBm、約 200 W 以上の出力で放出
する。従来、BTS 用の高周波パワーアンプには Si-LDMOS(laterally diffused metal
oxide semiconductor)が使われていた。しかし Si-LDMOS はデバイス単体での効率が
低いことに加えて、単位面積当たりのパワー密度が低く、またアンプ動作における整合
損失も大きくなる、冷却系統も複雑にならざるを得ないなど課題が多かった。このため
Si-LDMOS を用いた BTS ではシステム全体が大容量、大規模化するとともに、激しく
電力を消費するという問題点があった。スマートフォンを中心とする携帯端末が発展途
上国を含めて全世界で普及するようになって久しいが、データトラフィックが急速に増
大するなか、S 帯から C 帯といった更に高い周波数領域の応用が検討されている。一般
に高周波デバイスの動作周波数と効率にはトレードオフの関係があり、Si-LDMOS を
用いた場合では更に効率低下と消費電力の増大が懸念されていた。
GaN HEMT デバイスの登場は、このような BTS の設計環境を一変させた。
GaN HEMT は高耐圧、高効率、高周波、広帯域、小チップ面積などの優れた特性を併
せ持つ[7]。GaN HEMT を BTS 用アンプに用いることにより、デバイス単体での効率
を向上できることに加えて 48 V の高電圧駆動によるシステムの効率化や簡略化、冷却
機構の簡略化、それにともなうシステム全体の小型化と効率化が可能になる。デバイス
単体のパワー密度が高く、一方で寄生容量が小さいことから回路デザインも簡略化、低
コスト化することが可能になる[8]。
GaN HEMT の優れた特性は、素材である GaN 結晶そのものの物性に由来する。
3
表 1-1 に主な半導体結晶中の物性値を示す。GaN は Si や GaAs という従来の半導体材
料と比較して、極めて高い破壊耐圧を有するとともに、高飽和電子速度という特長も有
している。また GaN は GaN と AlN の混晶である AlGaN とヘテロ接合することによ
り、ピエゾ効果で 1×1013 cm-2 という高濃度の 2 次元電子ガスを得られるという特長も
有する[9]。GaN は高電圧駆動できることから投入電力に対して接触抵抗など寄生部分
でのロスの割合を下げることができ、高効率となる。また高移動度であることからトラ
ンジスタの遮断周波数を上げることが出来る。
一方でこのような GaN 材料の優れた特性を最大限に引き出すためには、用途に応じて
GaN 結晶が低欠陥密度であるなど一定の品質を有していることが前提となる。GaN
HEMT 素子用の GaN 結晶としては通常 MOCVD(metal organic chemical vapor
deposition : 有機金属化学気層堆積法)によりエピタキシャル成長されたものが用いら
れるが、この GaN エピタキシャル層に求められる物性としては、特にバッファ層とな
る部分の GaN の高抵抗化を代表例として挙げることができる。バッファ層の高抵抗化
は電界効果型トランジスタのひとつである GaN HEMT において、ゲートに逆バイアス
を印可してチャネルを良好にピンチオフさせるための必要最低限の特性である。GaN
はその構成元素のひとつである N(窒素)の蒸気圧が高いため窒素空孔 VN が生成しやす
いと言われる。この VN は浅いドナー準位を形成するので、アンドープの GaN は通常
は高抵抗とならず N 型の導電性を示す[10-12]。この状態で GaN トランジスタを製作
しても、ドレインコンダクタンス増大の影響によりデバイスはリークし、前述したよう
な高いパフォーマンスを得ることは出来ない。よってバッファ部分を高抵抗化する目的
で、GaN HEMT 用 GaN 結晶中には意図的に炭素、或いは鉄などの不純物をドープす
ることが行われる[13-16]。これら不純物は GaN HEMT トランジスタ用エピタキシャ
ル結晶の成長に不可欠であるが、一方でこれらが形成する深い準位がカレントコラプス
などのデバイス特性と相関するなどの指摘があり、同不純物の挙動を明らかにすること
4
が求められるという背景があった[13-14]。
GaN HEMT の実用化が高周波の分野で進む一方、インバーター等の電力変換回路用の
スイッチング素子などパワーデバイスの分野での GaN 応用の検討も行われている。こ
のパワーデバイス需要は今後著しい伸びが期待される[17-24]。基幹系インフラを始め
として、HEV (hybrid electric vehicle)の拡大が期待される自動車分野、太陽電池など
のパワーコンディショナー、発展途上国でのインバーター需要などがパワーデバイスの
成長ドライバーである。パワーデバイスの性能指標は RON(オン抵抗)で表され、なおか
つ RON はもう一つの重要指標である耐圧との間でトレードオフの関係にあるのが普通
である。詳細に述べれば、パワーデバイスの効率を測る上では導通損失とスイッチング
損失の両面の改善が必要であり、これは単位面積当りオン抵抗すなわち RONA を低減す
ることによって達成される。更に詳細に述べると RONA はドリフト抵抗とチャネル抵抗
に分けられるが、このうちドリフト抵抗は材料の絶縁破壊電界強度 EC によって上限が
きまっており、従来の Si 系デバイスではいわゆる Si 限界が唱えられていた。また Si
デバイスは微細加工技術で SJ(スーパージャンクション)構造を形成することによりそ
の Si 限界を超えてきたが[25,26]、今後求められる省電力化の要求に追随するには更な
る超微細化が求められるという課題があった。一方で新材料である SiC および GaN で
は Si よりも一桁高い EC を有し、材料限界は Si の 1,000 倍に達する[27]。このため SiC
および GaN を用いたパワーデバイスは Si デバイスを凌駕するトレードオフ改善、すな
わち高耐圧と低 RON が期待される。特に GaN は高電界下で高い電子移動度を示すため
高いスイッチング周波数での駆動も可能であり、システムに含まれるインダクターやコ
ンデンサーなど受動部品の小サイズ化も実現する。
一方でこのような GaN 材料の優れた特性をパワーデバイスで最大限に引き出すために
は、デバイス加工プロセスの改善やデバイスレイアウトの改善に加えて、GaN 高周波
デバイスの場合と同様に、GaN 結晶そのものが一定の品質を有していることが求めら
5
れる。GaN on GaN ダイオードの例を取ると、その耐圧特性と RON 特性は低濃度でド
ープされた GaN ドリフト層のフリーキャリア濃度に大きく依存する。具体的にはシリ
コンドープにより GaN ドリフト層のフリーキャリア濃度を 1×1016 cm-3 前後に制御す
ることで、高耐圧と低 RON を実現する。これ以上高いフリーキャリア濃度では耐圧が低
下し、一方でこれ以下の低いフリーキャリア濃度ではオン抵抗が増加してしまう。この
1×1016 cm-3 前後でのフリーキャリア濃度の制御実現における課題が、GaN ドリフト層
中の不純物である。特にアクセプターサイトを形成し、ドープしたシリコンを補償する
可能性のある炭素の不純物である。上記したとおり電子デバイス用 GaN 結晶としては
有機金属を原料とする MOCVD 法で成長した GaN エピタキシャルウェハが使われ、原
料から脱離したメチル基等から炭素が GaN 中に混入する。このため GaN ドリフト中
におけるこの炭素の挙動を明らかにしたうえで、GaN on GaN パワーデバイス用 GaN
エピタキシャル層の構造設計およびエピタキシャル成長条件を最適化することが必須
である。
このように本研究の背景として、GaN 高周波デバイス及び GaN パワーデバイスの実現
と高性能化には、材料である GaN エピタキシャル結晶の高品質化が重要であって、こ
の品質に影響を与える点欠陥や不純物の GaN 中におけるエネルギー準位、挙動等を把
握し制御することが求められていた。
1-2 本研究の目的
本研究の目的は、特に GaN 系エピタキシャル結晶を電子デバイス用材料として使用す
る観点で、同結晶に含まれる欠陥準位やドーピングの影響を評価するとともに、最終的
には GaN 電子デバイスの実用化と高性能化に向けて結晶の高品質化、最適化を行うこ
とである。
背景で述べた通り GaN 電子デバイスには用途別で高周波応用およびパワースイッチン
6
グデバイス応用という二つが考えられるが、それぞれに適する構造は異なる。例えば高
周波応用では高電子移動度の 2 次元電子ガスを利用することが望ましいことから、
GaN
HEMT 構造が広く用いられる。GaN HEMT では電界効果型トランジスタに求められ
る基本的な特性であるピンチオフ性能を得るため、GaN のバッファ部分を高抵抗化す
る必要がある。この高抵抗化の目的で導入される点欠陥やドーパントは、電流コラプス
等でトランジスタ性能の低下をもたらすことがあり、このトレードオフが課題である。
本研究ではバッファ中の欠陥準位の挙動を明らかにするとともに、トレードオフ解消の
ために設計した変調炭素ドープ構造のトランジスタ性能を示す。
一方のパワースイッチングデバイス応用では民生用の耐圧 600 V までを想定したもの
では GaN HEMT 構造が検討される場合もあるが、GaN の特長を活かし数 kV の高耐
圧を目指すパワーデバイスとしては縦型ダイオード構造が候補として期待される。ダイ
オードでは耐圧を稼ぐためにドリフト層のフリーキャリア濃度を低く設定するが、その
場合は RON が高くなるというトレードオフが存在する。本研究ではこのトレードオフの
最適点をデバイスレベルで実証するとともに、フリーキャリア濃度を精密に調整するた
めに必要となるドリフト層中の点欠陥に関する理解と制御方法を示す。
1-3 本論文の構成
本章に続く第 2 章では、まず研究に関する諸原理の説明を説明する。具体的には GaN
結晶一般についての説明を行った後、電子デバイス応用例の一つである AlGaN/GaN
HEMT の基本原理について説明する。次にもう一つの応用例である GaN SBD(Shottky
barrier diode)の構造と耐圧指標についても述べたうえで、これら GaN 系エピタキシャ
ル結晶の製法である MOCVD 法について説明する。また評価手法として本研究で繰り
返し用いる DLTS(deep level transition spectroscopy)についても、その原理について
述べる。
7
第 3 章では GaN HEMT のピンチオフ特性を向上させる目的でドーピングする炭素がデ
バイス動作特性に与える影響、およびその原因を検討する。HEMT 動作においては、
炭素を変調ドープした構造で良好なピンチオフを確保しつつ、電流コラプスを低減でき
ることを示す。また DLTS とフォトキャパシタンスにより、GaN バンドギャップの大
部分をカバーできる範囲で欠陥準位の評価を行った結果、AlGaN/GaN HEMT 動作で
の大きなカレントコラプス有無の差は炭素起因の深い欠陥準位に関連付け出来ること
を明らかにする。
第 4 章では主に炭素ドープした GaN をバッファとして用いる HEMT 構造のデバイス
レベルでの実証例を示す。SiC 基板上に形成した AlGaN/GaN HEMT で E-mode 動作
を示すとともに、ゲート長 1.0 μm のデバイスで通常の D-mode 動作と遜色ないレベ
ルの高周波小信号特性が得られることを示す。また HEMT デバイスにおけるバッファ
リークの光応答を検討し、低エネルギーの光照射で励起されるフリーキャリアが GaN
バンドギャップ中のトラップ準位に捕獲され、疑似的にコラプス状態を引き起こすメカ
ニズムを明らかする。
第 5 章では GaN SBD におけるフリーキャリア濃度と耐圧、および RON の相関に加え
て、低濃度ドーピングした炭素の挙動を検討する。GaN 中の炭素の補償率がドーピン
グ濃度に依存して大きく変動する現象を示し、濃度増加に伴って炭素の占める位置がド
ナータイプの CGa からアクセプタータイプの CN へと変わる 2 準位モデルを提案する。
またデバイス実証の面ではダイオード性能の指標である耐圧、および RON のトレードオ
フを満たすフリーキャリア濃度の最適値を示す。
第 6 章では n-GaN on GaN 層中における比較的浅い準位の電子トラップを DLTS によ
り解析し、炭素が 2 準位間でサイトチェンジするタイミングで E1、および E3 トラッ
プが消失することを示す。この結果として n-GaN 中で EC -0.89 eV までの比較的浅い
準位のトラップを、ほぼ完全に抑制できること示す。
8
第 7 章は結論である。本研究で検討した AlGaN/GaN HEMT on SiC、および n-GaN on
GaN SBD それぞれの特性およびこれに関連する GaN 中の欠陥準位、およびドーピン
グの影響を分析した結果を総括し、結論とする。
1-4 第 1 章の参考文献
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12
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13
表 1-1 主な半導体結晶における物性値
Si
GaAs
SiC(4H)
GaN(ZB)
バンドギャップ [eV]
1.11
1.43
3.26
3.39
熱伝導率[W/cmK]
1.51
0.54
4.9
2.0
絶縁破壊電界[MV/cm]
0.3
0.4
2.8
3.0
電子移動度[cm2/Vs]
1500
8500*
1000
2000*
正孔移動度[cm2/Vs]
450
420
120
150
飽和電子速度[cm/s]
1.0×107
2.0×107
2.2×107
2.7×107
*GaAs と GaN の電子移動度は HEMT 構造で 2 次元電子ガスが形成された場合の値。
14
第2章
本研究に関する諸原理
2-1 はじめに
第 2 章ではまず本研究で対象とする GaN 結晶の特徴について述べる。次にこの GaN
結晶を用いた電子デバイスの一つである高周波デバイス用エピタキシャルウェハの構
造、すなわち AlGaN/GaN HEMT 系エピタキシャルウェハの構造および動作機構につ
いて述べる。また GaN 結晶を用いた別の電子デバイス応用例である GaN パワーデバ
イス用エピタキシャルウェハの構造、すなわち GaN on GaN ダイオードの構造および
動作機構について述べる。その後、これら GaN エピタキシャル結晶を成長するための
方法である MOCVD について、その原理および条件について述べる。最後に結晶中に
おける不純物準位を求める手法である DLTS の原理について述べる。
2-2 窒化ガリウム(GaN)結晶
GaN の原子配列を図 2-1 に示す。ウルツ鉱型構造の GaN は六方晶系に属し、格子定数
は単位胞の底辺の六角形の一辺の長さ a と，それに垂直な方向（c 軸方向）の単位周期
c とで表される。同構造において各原子は 4 本の結合手を有して、近接する原子と結合
している。GaN に類似する結晶としては AlN、および InN が挙げられる。各半導体材
料の格子定数およびバンドギャップの相関を図 2-2 に示す。GaN は AlN および InN と
格子定数が近いため、それぞれの臨界膜厚以下であれば AlGaN や InGaN、或いは
InAlN や更には InGaAlN などの三元および四元混晶を作ることが可能である。これら
を積層させることにより、バンドギャップの異なる層を隣接させたヘテロエピタキシャ
ル界面を形成することも可能である。InGaN/GaN の MQW(multi quantum well)であ
る青色 LED[1-3]あるいは AlGaN/GaN の HEMT[4]などが、このヘテロエピタキシャ
ル界面を利用したデバイスの一例である。GaN を含む窒化物半導体材料の特徴の一つ
15
は、これら混晶の組み合わせが広いバンドギャップ領域をカバーすることである。例え
ば GaAs を含むヒ素系の半導体結晶ではナローギャップである InAs とワイドギャップ
の AlAs のバンドギャップ差は 1.8 eV であるのに対して、窒化物系結晶ではナローギャ
ップの InN の 0.8 eV[5, 6]とワイドギャップの AlN の 6.2 eV では差が 5.4 eV に達する。
この差の大きさがバンドギャップエンジニアリングによる幅広いデバイス設計を可能
とし、窒化物結晶にかつてない材料としてのポテンシャルをもたらしている。後述する
ように SiC も GaN と同様に次世代半導体とされるが、SiC は基本的にホモエピ構造し
か設計できない為、このようなヘテロエピタキシャル界面を利用できる点では窒化物半
導体がより有利である。
表 2-1 には代表的な半導体結晶の物性値を再掲する[7]。近年注目される GaN や SiC の
物性として特記すべき点は、そのバンドギャップの大きさと破壊電界強度の大きさであ
る。これらの特徴は N や C などの軽元素を含んでいる点に起因する。すなわち軽元素
は原子半径が小さく、原子間のボンディングエネルギーが強いため、格子定数が小さく、
バンドギャップが大きく、なおかつ融点が高い結晶となる。また GaN を含む化合物半
導体の物性でみられるもう一つの特長は、その高速性にある。半導体メモリーや集積回
路などの産業で主に用いられる Si 結晶と比較し、GaAs や GaN は高い移動度、飽和電
子速度を有する。これは高周波デバイスはもちろんのこと、パワーデバイス用途におい
ても高速スイッチング等で有利である。
GaN 系エピタキシャル結晶の製法としては MOCVD 法を用い、サファイア基板上に低
温緩衝層を介したうえで高温でトータル 5 μm 程度の GaN を、Ga 面を最表面として
c 面成長するというものが一般であった[8]。基板にサファイアを用いる理由は幾つかあ
るが、最も大きい理由はそもそも自立した GaN 基板が存在しなかった点にある。これ
は常圧での窒素の蒸気圧が高いため、安定した条件下で液相成長を行うことが極めて困
難であることに起因する。また後述する AlGaN の分極にも関連するが、Ga 面を最表
16
面とする c 面成長を行うのは、この面で低欠陥かつ平坦性に優れるエピタキシャル層を
得るのが容易なためである。サファイアの他には SiC 基板を用いる場合も多い[9]。SiC
と GaN は格子定数が近いため GaN on SiC は GaN on サファイアよりも高品質な結晶
を得られるという特長があるのに加えて、SiC は熱伝導率が高いため放熱性に優れてお
り、出力が放熱で制約される高周波デバイスでは on SiC を使うメリットが特に大きい
為である。
例えば BTS や気象レーダーなどで実用化されている高周波 GaN HEMT は、
ほぼ全てが GaN on SiC である。更には近年になって HVPE(hydride vapor phase
epitaxy)という気相成長法を用いた GaN 自立基板が開発され、長年の課題であった
GaN on GaN のホモエピタキシャル成長が可能となった[10-12]。GaN on GaN の最大
の特長は、その低転位密度にある。サファイア或いは SiC を基板として用いるヘテロ
成長では仮にバッファ層を数μm 厚さで積んだとしても、転位密度を 1×108 cm-2 以下
に抑えることは困難であるが、GaN on GaN であれば容易に 1×106 cm-2 乗台の転位密
度実現が可能である。このため GaN on GaN は高出力、高信頼性が求められるデバイ
スで直ちに実用化が図られ、一例としては青色レーザーを用いた高密度記録メディアな
どに応用されている。また後述するようにパワースイッチングデバイス向けとして研究
される GaN ダイオードも GaN on GaN が主流である。
2-3 AlGaN/GaN HEMT 構造
図 2-3 には基本的な GaN HEMT 用エピタキシャルウェハの構造を示す。材料としては
半絶縁 SiC 基板上に形成される AlN 層、GaN 層および AlGaN 層からなり、必要に応
じで AlGaN 層の上に更に GaN 層を形成する場合もある[13]。
この構造を AlGaAs/GaAs
のヒ素系材料を用いた HEMT と比較した場合に特徴的な点は、AlGaN と GaN 界面近
傍の AlGaN 側に分極による大きな正電荷が生じ、これに起因して同界面近傍の GaN
側に高濃度の二次元電子ガス(2DEG: 2 dimensional electron gas)が形成されることで
17
ある[14]。AlGaN に生じる分極は、自発分極差およびピエゾ分極の二つからなる。
P=△PSP+PPE
式(2-3-1)
自発分極(英語で spontaneous polarization)はイオン半径差が大きい III 族イオンと V
族イオンが反転対称を持たない六方晶中に配置されることにより、c 軸(0001)方向に自
然と生じるもので、AlGaN と GaN どちらにも存在する。このうち二次元電子ガス形成
に影響する AlGaN と GaN の分極差△PSP は次の式で求まる。
ΔPSP=PSP(AlGaN)－PSP(GaN)
式(2-3-2)
また PSP(AlGaN)は Al 混晶比が x の時、次の式で表される
PSP(AlGaN)=PSP(AlN)×x +
PSP(GaN)×(1 – x)
式(2-3-3)
次にピエゾ分極(英語で piezoelectric polarization)であるが、これは AlGaN が格子定
数の異なる GaN 上に臨界膜厚以下で形成された際、格子定数の小さい AlGaN が横方
向に引き伸ばされることによって格子内に配置されたイオンに位置ずれが生じること
で内部電界が発生する現象である。具体的に AlGaN に生じるピエゾ分極は次の式で求
められる。
𝑃𝑃𝑃𝑃𝑃𝑃 = 2 ×
𝑎𝑎(0)−𝑎𝑎(𝑥𝑥)
𝑎𝑎(0)
𝐶𝐶
�𝑒𝑒31 (𝑥𝑥) − 𝑒𝑒33 (𝑥𝑥) 𝐶𝐶 31(𝑥𝑥)
�
(𝑥𝑥)
33
式(2-3-4)
ここで a は格子定数、e は各圧電係数、C は各弾性定数である。また表 2-2 に主な定数
を示す。
例えば Al の混晶比が 25%の AlGaN/GaN ヘテロ界面に生じる分極の総量は、
P=△PSP+PPE ＝ - 0.0170 – 0.0088 = - 0.0026 Cm-2
となる。これを 2 次元電子ガス濃度に換算すると 1.61×1013 cm-2 となる。実際には最
表面の状態や結晶中に存在する点欠陥や不純物の影響を受けて若干変化するものの、
AlGaAs/GaAs のヒ素系 HEMT と較べるとこの数値は 5 倍以上であり、いかに GaN 系
結晶が高出力化に有利であるかが判る。
AlGaN/GaN ヘテロ界面付近のバンド構造を模式的に図 2-4 に示す。AlGaN 側に存在
18
する正のチャージがポテンシャルを押し下げてコンダクションバンドの一部がフェル
ミ準位を下回ることによりここに 2 次元電子ガスが蓄積するが、AlGaN と GaN の電子
親和力の差から 2 次元電子ガスの波動関数は主に GaN 側に存在し、一方で AlGaN へ
の波動関数のしみだしは少量に留まる。このため 2 次元電子ガスは AlGaN による合金
散乱の影響を受けにくく、高電子移動度を示す。
AlGaN 上への電極形成として、まず Ohmic 接触が必要なソース電極とドレイン電極に
は仕事関数が低い Ti/Al が用いられる[15]。これら金属は EB 蒸着などにより AlGaN 上
に堆積されたあと、650～800 ℃程度の RTA (rapid thermal anneal)処理することによ
って低いコンタクト抵抗が実現される。
Schottky 接触が必要なゲート電極には障壁高さが高く、また窒化物を形成しにくい Ni
が主に用いられる。Pt あるいは Pd 等の金属を用いる場合もあるが、特に Ni は密着性
が優れるなどの理由で広く使われる。
HEMT の素子間分離にはイオン注入による高抵抗化、或いはメサエッチングが行われ
る。GaN は安定した材料なのでウエットエッチングが極めて困難であるため、メサに
よる素子間分離は主に ICP (inductively coupled plasma)などのドライエッチングを用
いる。
AlGaN/GaN HEMT のトランジスタ駆動はソース-ドレイン間に電圧印可 Vds した状態
でゲート電極に変調信号 Vg を入力することによる。理想化での HEMT のドレイン電
流 Id は、次の式で求められる。
𝐼𝐼𝑑𝑑 = 𝐿𝐿
𝜀𝜀𝑠𝑠 𝜇𝜇𝑊𝑊𝑔𝑔
𝑔𝑔
��𝑉𝑉𝑔𝑔 − 𝑉𝑉𝑡𝑡ℎ �𝑉𝑉𝑑𝑑𝑑𝑑 −
(𝑑𝑑+∆𝑑𝑑)
2
𝑉𝑉𝑑𝑑𝑑𝑑
2
�
式(2-3-5)
ただしεs は誘電率、μは移動度、Wg はゲート幅、Lg はゲート長、d は AlGaN 厚さ
でΔd は AlGaN/GaN 界面から 2 次元電子ガスピーク位置までの補正量 Vth は閾値電
圧である。
後述するように AlGaN/GaN HEMT では結晶中の点欠陥等にトラップされたフリーキ
19
ャリアが疑似的にゲートとして作用する、いわゆる電流コラプスが生じる[16]。この現
象が生じていると Vg が深くなるのと同様の作用が生じ、ドレイン電流が低下する。こ
ちらの現象の詳細は第 3 章以降で述べる。
2-4 GaN on GaN Schottky バリアダイオード構造
GaN on GaN Schottky バリアダイオードの基礎的な概念図を図 2-5 に示す。ウェハ材
料としては導電性 GaN 基板の上にバッファ層として 2 μm 程度の高フリーキャリア濃
度 n-GaN 層を形成、更にその上に厚い低フリーキャリア濃度の n-GaN ドリフト層を
形成する。基板裏面に Ohmic 電極を形成し、また表面側に Schottky 電極を形成してそ
の整流動作を利用する。動作としては Shottky 電極を順方向に V ボルトバイアスした
際に、次の電流 I がえられる。
𝑞𝑞𝑞𝑞
𝐼𝐼 = 𝐼𝐼𝑠𝑠 �𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒 �𝑛𝑛𝑛𝑛𝑛𝑛� − 1�
式(2-4-1)
ここで q は電荷素量、n は理想因子、k はボルツマン定数、T は温度であり、また Is
は次の式で求められる。
𝐼𝐼𝑠𝑠 = 𝑆𝑆𝐴𝐴∗∗ 𝑇𝑇 2 𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒 �−
𝑞𝑞𝜑𝜑𝐵𝐵
𝑘𝑘𝑘𝑘
�
式(2-4-2)
ここで S はダイオードの面積、φB はショットキー障壁高さ、A**はリチャードソン係
数で、次の式で表される。
𝐴𝐴∗∗ =
4𝜋𝜋𝜋𝜋𝑘𝑘 2 𝑞𝑞
ℎ3
式(2-4-3)
ここで m は電子の有効質量、h はプランク定数である。
また RON は次の式で求められる。
𝑊𝑊
4𝑉𝑉 2
𝑅𝑅𝑂𝑂𝑂𝑂 = 𝑞𝑞𝑞𝑞𝑁𝑁𝐷𝐷 = 𝜀𝜀𝜀𝜀𝐸𝐸𝐵𝐵3
𝐷𝐷
𝑐𝑐
式(2-4-4)
このうち WD はドリフト層厚さ、q は電荷素量、μは移動度、ND はキャリア密度、ε
は誘電率、Ec は物質固有の破壊電界強度で、VB は絶縁破壊電圧であって次の式で求め
20
られる。
𝑉𝑉𝐵𝐵 =
𝐸𝐸𝑐𝑐 𝑊𝑊𝐷𝐷
2
式(2-4-5)
現在パワーデバイスの材料として用いられている Si 結晶と比較して、GaN 結晶を使う
メリットは次のように考えられる。仮に Si と GaN の場合で絶縁破壊電圧を同じに設定
するとする。この場合、GaN は EC が Si の 10 倍と大きいため、同じ絶縁破壊電圧を得
るためのドリフト層の膜厚は 1/10 で良い[17]。この絶縁破壊電圧を同じに設定した時
に、RON は Si と GaN の比較で式(2-4-4)の通り、約 1/1000 となる。
一方でデバイス形成としては電界集中を避けるため、ガードリングを用いる或いはパッ
シベーション膜の誘電率を下げるような検討が行われている。
2-5 MOCVD 成長
III-V 族半導体における MOCVD(Metal organic chemical vapour depositon)とは、主
に加熱した基板上に III 族原子の原料となる有機金属および V 族原子の原料となる水素
化物ガスを同時供給し、III 族と V 族原子の気層反応ないしは基板上での熱分解とマイ
グレーションを経ての III 族と V 族原子の結合により、III-V 族半導体のエピタキシャ
ル薄膜を形成させる技術である。エピタキシャル成長法としては MOCVD と並んで
MBE (Molecular Beam epitaxy)法が良く知られる。GaN 系における MOCVD と MBE
の違いを表 2-3 に示す。最も大きな差は MOCVD では成長炉を大気圧あるいはこれに
近い減圧状態として結晶成長するのに対し、MBE では超高真空を用いる点にある。ま
た成長温度にも違いがあり、MOCVD では 1000 ℃付近が GaN 成長の最適温度帯であ
るのに対して、MBE では 800 ℃程度で成長する。GaAs 系では MBE がエピの量産に
用いられることも多いが、GaN 系で MBE が用いられることは少ない。その理由の一
つは GaN 用の基板として最も一般に用いられるサファイア基板上で、MBE 成長では
III 族面成長がし難く、良好なエピタキシャル結晶を得るのが困難なためである。一方
21
で MOCVD 法の場合、低温堆積 GaN を高温アニールすることによって得られる緩衝層
を用いることでサファイア基板上でも良好なエピタキシャル結晶を得ることが出来る
[18, 19]。GaN が最も広く使用される青色および白色 LED の量産において、全てのエ
ピタキシャル結晶は MOCVD を用いている。
MOCVD での GaN の基本的な反応式は次のようになる。
Ga(CH3)3 ＋ NH3 = GaN +
3CH4
式(2-5-1)
しかし実際の MOCVD 炉内においては有機金属からのメチル基の脱離は段階的に進む
と考えられ、また脱離したメチル基は必ずしも全てメタンにはならず、一部不純物とし
て GaN 中に取り込まれる。この過程は反応条件によって大きく異なり、反応する基板
表面の温度はもちろんのこと、III 族原料と V 族原料の供給比（V/III 比）や成長レー
ト、また原料を炉内に導入するためのキャリアガス種（H2/N2）やその混合比などに依
存する。図 2-6 には GaN 用 MOCVD の簡易図を示す。上流側から説明すると原料を
MOCVD 炉に導入するためのキャリアガスとして水素、及び窒素ガスを用い、これら
キャリアガスで希釈する形で V 族原料であるアンモニアガス、シリコンドープ用のモ
ノシランガスを流す。
また平行して III 族原料である TMG (tri methyl gallium)と TMA
(tri methyl aluminum)を水素でバブリングして蒸気化させたものをキャリアガスに混
合して、最終的にリアクター内へと導入する。ヘテロエピタキシャル層の成長時は炉の
上流に配置したマニホールドを用いて各原料の ON/OFF により層構造の形成を制御す
る。また各層の組成やドーピング濃度は、各原料ソースに配置したマスフローコントロ
ーラーにより調整する。リアクター内では基板がサセプター上に配置され、サセプター
裏面からヒーターによる加熱を行い原料の分解と反応を促す。またリアクター上には光
学ポートが設けられ、レーザーインターフェロメータ(反射率計)を用いてエピタキシャ
ル層の成長速度やエピタキシャル最表面のラフネスを観察するとともに、放射温度計を
用いてサセプターの実温度を測定する。リアクターの下流にはフィルターとともに圧力
22
制御装置が配置され、各層に求められる成長速度に応じてリアクター内の圧力を上下さ
れるために用いられる。
2-6 DLTS 測定
半導体結晶中のトラッピング準位を測定する強力なツールとして DLTS (deep level
transient spectroscopy)が挙げられる[20, 21]。DLTS 測定では pn ジャンクションダイ
オード或いは Schottky バリアダイオード(SBD)に対して温度掃引しながら逆方向のバ
イアスパルスを繰り返し入力し、容量の過渡応答を測定することでトラップの準位を求
める。DLTS 測定時における SBD でのトラップ準位でのキャリアの放充電過程のイメ
ージを図 2-7 に示す。深く逆バイアスされた初期の平衡状態図 2-7(a)において半導体内
は次の三つの領域に分けることが出来る。
イ)
空乏層
ロ) λ領域
ハ) 中性領域
このうちイ)の空乏層ではトラップは空の状態である。ロ)は空乏層の一部であるが、フ
ェルミ準位とトラップ準位が交差する位置にあり、トラップにはキャリアすなわち電子
または正孔が捕獲された状態にある。またハ)の中性領域でもトラップにはキャリアが
捕獲された状態にある。この SBD に順方向でバイアスを印可（図 2-7(b)）して平衡状
態に達すると、初期の平衡状態で空乏化していた領域のトラップにもキャリアが充電さ
れる。その次にまた深い逆バイアスを印可（図 2-7(c)）すると、再度空乏層が広がるた
めこの領域からキャリアの放電が起きて図 2-7(a)の初期状態に戻ろうとするが、その過
程すなわち過渡応答はトラップの放出時定数によって大きく異なる。この過渡応答にお
いて空乏層は徐々に減少し接合容量が増加することから、その容量を測定することでト
ラップの放出時定数を求め、また過渡応答の変化量からトラップ濃度が求まる。これを
23
温度掃引しながら行って時定数の温度依存性を求めると、トラップの準位と捕獲断面積
が求まる。トラッピング準位算出までの数式を以下に示す。
上記図 2-7(c)において接合容量は次の式で表される。
𝑡𝑡
𝐶𝐶(𝑡𝑡) = 𝐶𝐶(0) + ∆𝐶𝐶 �1 − 𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒 �− 𝜏𝜏��
式(2-6-1)
ここでΔC は定常状態図(a)の容量と t=0 との容量差、τはキャリア放出の時定数であ
る。τは低温では小さく、高温では大きくなるため、ある時刻 t1 と t2 を決めたときに
その容量𝐶𝐶(𝑡𝑡2 ) − 𝐶𝐶(𝑡𝑡1)は特定の温度 Tm で最大値を取る。この時の時定数τm は次の式で
表される。
𝜏𝜏𝑚𝑚 =
𝑡𝑡2 −𝑡𝑡1
𝑡𝑡
ln 2
式(2-6-2)
𝑡𝑡1
τm はトラップの放出係数の逆数であり、これは SRH (Schockley-Read-Hall)統計から
次の式で与えられる。
1
𝜏𝜏𝑚𝑚
= 𝜎𝜎𝑉𝑉𝑡𝑡ℎ 𝑁𝑁𝑐𝑐 𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒 �−
𝐸𝐸𝑐𝑐 −𝐸𝐸𝑡𝑡
𝑘𝑘𝑇𝑇𝑚𝑚
�
式(2-6-3)
ここでσはトラップの捕獲断面積、Vth はキャリアの熱速度、NC はコンダクションバン
ドの状態密度、EC はコンダクションバンド下端のエネルギー、Et がトラップ準位であ
る。また k はボルツマン定数である。式(2-6-3)のうち NC と Vth の温度依存性を考慮し
てこれを定数 Nco、Vtho と書き換えるとτm は次式にようになる。
𝜏𝜏𝑚𝑚 = 𝜎𝜎𝑉𝑉
1
2
𝑡𝑡ℎ𝑜𝑜 𝑁𝑁𝑐𝑐𝑐𝑐 𝑇𝑇𝑚𝑚
𝐸𝐸 −𝐸𝐸
𝑐𝑐
𝑡𝑡
𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒𝑒 � 𝑘𝑘𝑇𝑇
�
𝑚𝑚
式(2-6-4)
前述したとおりτm は任意に決めた時間 t1 と t2 によって変わるため、この時間の取り
2
そこでln 𝑇𝑇𝑚𝑚
𝜏𝜏𝑚𝑚 に対して 1/Tm
方を変えること複数点におけるτm と Tm の関係が求まる。
をプロットすると、その直線の傾きから(EC-Et)、すなわちトラップ準位 Et が求まり、
また切片からトラップの捕獲断面積σを求めることができる。
なおトラッピング準位の濃度 Nt は、仮に C(0)>>ΔC の時、次の式で求めることが出来
る。
24
∆𝐶𝐶
𝑁𝑁𝑡𝑡 = 2 𝐶𝐶(0) 𝑁𝑁𝐷𝐷
式(2-6-4)
ただし ND は浅いドナー準位である。
2-7 第 2 章の参考文献
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27
表 2-1 主な半導体結晶における物性値
バンドギャップ
Si
GaAs
InP
SiC(4H)
GaN(ZB)
Diamond
1.11
1.43
1.35
3.26
3.39
5.47
2.33
5.32
4.78
3.2
6.25
3.52
11.9
12.9
12.4
9.7
9.5
5.7
1.51
0.54
0.7
4.9
2.0
21.0
0.3
0.4
0.5
2.8
3.0
~10.0
1500
8500*
4600
1000
2000*
2200
450
420
150
120
150
1600
1.0×107
2.0×107
2.5×107
2.2×107
2.7×107
2.7×107
[eV]
密度
[g/cm3]
比誘電率
[-]
熱伝導率
[W/cmK]
絶縁破壊電界
[MV/cm]
電子移動度
[cm2/Vs]
正孔移動度
[cm2/Vs]
飽和電子速度
[cm/s]
*GaAs と GaN の電子移動度は HEMT 構造で 2 次元電子ガスが形成された場合の値。
28
表 2-2 GaN および AlN の物性値
GaN
AlN
格子定数 a[Å]
3.189
3.112
自発分極 Psp[C/m2]
-0.032
-0.1
圧電係数 e33[C/m2]
0.86
1.8
圧電係数 e31[C/m2]
-0.44
-0.64
弾性定数 C33[GPa]
415
384
弾性定数 C31[GPa]
83
111
表 2-3 GaN 成長における MOCVD と MBE の比較
MOCVD
MBE
100～常圧
超高真空 1×10-9
成長温度 [℃]
1,000
800
ガリウム原料
有機金属(TMG)
Ga
窒素原料
NH3
N2 (RF プラズマ)
成長極性
Ga 面
N面
成長圧力 [Torr]
29
図 2-1 GaN(ウルツ鉱型)の原子配列
7.0
AlN
バンドギャップ (eV)
6.0
5.0
4.0
GaN
3.0
AlP
AlAs
GaP
2.0
GaAs
1.0
0.0
Si
InN
2.0
3.0
InP
4.0
5.0
格子定数* (Å)
InAs
6.0
図 2-2 各半導体材料の格子定数*およびバンドギャップ
(*N 系材料では a 軸の格子定数)
30
7.0
図 2-3 AlGaN/GaN HEMT エピタキシャルウェハの基本構造
31
図 2-4 AlGaN/GaN HEMT バンドダイヤグラム模式図
32
図 2-5 GaN onGaN SBD エピタキシャルウェハの基本構造
図 2-6 GaN 用 MOCVD 装置概念図
33
(a)
(b)
(c)
図 2-7
DLTS 測定時の SBD でのトラップ準位からのキャリアの放充電過程
34
第3章
炭素ドープ AlGaN/GaN HEMT on SiC
3-1 はじめに
AlGaN/GaN 系の HEMT はその優れた特性により、既存の Si あるいは GaAs ベース
の高周波デバイスの一部を置き換えつつある[1-3]。炭素ドープされた GaN 層は
AlGaN/GaN HEMT 構造中において高抵抗バッファとして機能し、トランジスタの基
本的な動作であるピンチオフ特性や、素子分離、デバイス耐圧などに影響する重要な構
成要素となっている[4-6]。本章ではドーピングされた炭素の GaN 中での挙動を評価す
るとともに、ピンチオフ特性と電流コラプス抑制を両立させた炭素ドープエピタキシャ
ル構造の例について述べる。
炭素ドープされた GaN におけるトラップ形成のメカニズムについては、広く調査され
ている[7]。しかしながら GaN 系のエピタキシャル結晶は主にサファイア等の異種基板
上に成長されていることに関連し、格子定数不整合や、不純物、点欠陥、転位などの線
欠陥等ヘテロエピタキシャル成長で典型的に生じるトラップと、純粋に炭素のみに起因
するトラップを切り分けることが複雑であるという問題があった。更に複雑な点として
は、上記した転位などの欠陥生成を抑制する試みの中で、MOCVD 成長に関わる各種
成長パラメーター、すなわちエピタキシャル成長温度あるいは原料の V/III 比を最適化
することがあり、これが自動的に不純物濃度を変えることにも繋がっていた[8, 9]。こ
のため個別に得られた結果を関連付け、統合して網羅的な結果を導き出すのは困難であ
った。本章では一貫した条件のもとで形成した GaN エピタキシャル層における炭素ド
ープの影響を、さまざまな観点から評価した結果について述べる。特に本研究を通した
特徴として、比較的低濃度での炭素ドープがあたえる影響が興味の対象であり、まずは
n-GaN 単層の SBD 特性、および DLTS 特性[10]、フォトキャパシタンス特性[11]につ
いて述べる。この DLTS とフォトキャパシタンスの組み合わせにより、ワイドバンド
35
ギャップである GaN のエネルギー準位の範囲をほぼカバーして、網羅的なトラッピン
グ準位の解析ができる。また別なサンプルとして異なる炭素ドーピング濃度を有する
AlGaN/GaN HEMT エピタキシャルウェハを用い、HEMT 動作の評価も行った。この
サンプルにおいて電流コラプスの評価を行い、低い濃度での炭素ドーピングとの相関を
評価する。最後に、炭素に関連した準位の位置づけと、総合的なデバイス特性との相関
をまとめる。
3-2 低濃度炭素ドープ GaN の電気特性
3-2-1 GaN エピタキシャル層構造
本研究に用いるサンプル構造を図 3-1 に示す。図 3(a)と(b)はシリコンがドーピングさ
れた n-GaN 層である。どちらのサンプルでもフリーキャリア濃度は 1×1017 cm-3 と、
同一になるよう事前の C-V 測定を用いたキャリブレーションにより調整されている。
一方で炭素ドーピング濃度が異なるよう、事前の SIMS 分析を用いたキャリブレーショ
ンにより調整されている。高い炭素濃度(HC)は 5×1016 cm-3 程度、低い方の炭素濃度
(LC)は 1×1016 cm-3 程度である。図(c)と(d)は AlGaN/GaN HEMT 構造を示す。どちら
も AlGaN 層を最上面に有しており、歪んだ AlGaN 内部に生じるピエゾ効果によって
AlGaN/GaN のヘテロ界面に二次元電子ガスが生じる。構造(c)では単層の炭素ドープ
GaN がバッファ兼チャネルとして用いられる。一方で構造(d)では GaN 層は選択ドー
プされた構造、すなわち炭素ドープされたバッファ層とアンドープのチャネル層からな
る。
3-2-2 GaN エピタキシャル成長
検討に用いる 4 サンプルは全て MOCVD 法によりエピタキシャル成長した。基板には
半絶縁でありポリタイプが 4H である単結晶 SiC 基板を用いた。エピタキシャル成長は
ヘテロ界面を平坦化する目的で、まず AlN を SiC のシリコン面に形成することから始
36
めた。次いで GaN 層を成長し、構造(c)と(d)では最後に AlGaN 層を形成した。上記し
たように構造(a)と(b)のフリーキャリア濃度すなわちシリコンドーピング濃度は C-V 測
定でキャリブレーションを行い、また全てのサンプルにおける炭素ドーピング濃度は
SIMS 測定でキャリブレーションを行った。MOCVD の原料としてはアンモニア、TMG、
TMA、およびモノシランを用いた。エピタキシャル層の簡易評価として、非接触法に
よるシート抵抗評価および電子移動度の測定を行った。この結果を表 3-1 に示す。
3-2-3 電極形成と測定
評価用デバイスの作成は次のような順番で行った。まず Ohmic 電極用にレジストを現
像したうえで、厚さ 200 nm のチタンおよび厚さ 100 nm のアルミを蒸着した。ウェハ
を RTA(Rapid Thermal Annealig)処理し、Ohmic 電極を形成した。次に Schottky 電
極としてニッケルを蒸着した。なお本検討では SiN 等による表面のパッシベーション
は行わなかった。
構造(a)と(b)に対しては Schottky 電極の I-V 測定を行った。順バイアス側には+2 V ま
で、逆バイアス側には-60 V まで印可し、Schottky バリア高さφB を算出した。同じく
構造(a)と(b)に対しては DLTS 測定を実施した。パルス幅は 10 msec とし、温度領域 80
K から 420 K でのスペクトルを測定した。この測定レンジではおよそ 1.0 eV までの比
較的浅い準位のトラップが観察された。また深い準位のトラップを観察するため、やは
り構造(a)と(b)に対して、フォトキャパシタンス測定も実施した。この測定により 1.2 eV
から最大 4.6 eV というバンド幅を超える領域までのトラッピング準位の測定を行った。
構造(c)と(d)に対しては三端子による DC および AC それぞれの条件下におけるドレイ
ン電流を測定し、ピンチオフ特性及び電流コラプスの発生状況を確認した。
37
3-3 測定結果
3-3-1 Schottky I-V
図 3-2 に炭素ドープ n-GaN に対する Ni/Au のショットキーI-V 特性を示す。概要とし
ては、構造(a)の HC サンプル、(b)の LC サンプルとも同じような挙動となった。逆方
向電流は 1×10-7 A/cm2 からスタートし、印可電圧増加とともにリーク量が増える傾向
であり、LC サンプルで若干リーク電流が高いものの全体的にはほぼ同じ I-V 特性をト
レースした。順方向電流についても同様で、LC サンプルと HC サンプルに明確な差は
見られなかった。ダイオードの理想因子(Ideality Factor)はどちらも n=1、また障壁高
さφB は 0.61-0.62 eV となった。これらの結果から、炭素ドープは少なくとも GaN の
表面準位あるいは Schottky 界面の挙動には殆ど影響が無いと考えられる[12]。
3-3-2 HEMT デバイスの挙動
図 3-3 には AlGaN/GaN HEMT 構造(c)と(d)の DC、および AC 駆動時における出力特
性を示す。両構造とも、ゲート電圧-3 V 以下において良好なピンチオフ特性を示した。
この現象は、GaN 中のドレインリーク源はどこが主であるのかを示唆している。すな
わち、ドレインリーク源になる GaN バッファ中のフリーキャリアは必ずしも GaN 全
体ではなく、エピと基板界面付近に存在する。ドーピングした炭素はフリーキャリアを
補償し GaN を高抵抗化して HEMT のピンチオフを可能にする。今回 GaN への炭素ド
ープを一部に留めた変調ドープ構造でも HEMT をピンチオフさせることが出来たこと
から、主なドレインリーク源はバルクの LC GaN 部分に存在するのではなく、エピと
基板界面付近にあると示唆される。このためエピと基板界面付近の GaN 層にのみ炭素
ドープすることでドレインリーク源となる主なフリーキャリアはほぼ補償され、良好な
ピンチオフ性能が得られたと言える。一方で図に見られるとおり、炭素ドープチャネル
構造の HC サンプルにおいては大きな電流コラプスが観察される。具体的には、AC 駆
動させたときのドレイン電流が DC 駆動時と比較して 30 %以上も低下している。一方
38
で選択的炭素ドープ構造を行ったサンプル(d)においては、AC 駆動時に若干の ON 抵抗
増加が観察されるものの、各ゲート電圧水準におけるドレイン電流には殆ど変化が見ら
れない。この炭素ドープチャネル構造における電流コラプスは次のように理解できる。
すなわち同構造では AC 動作時に GaN 中に存在するトラップ準位が電子を捕獲する。
この電子は負の電界を形成し、疑似的にゲートのような効果を生じる（バーチャルゲー
ト）。このためチャネル内への電子への流入が制約され、ドレイン電流の低下がおこる。
一方で上記した通り、チャネルに LC を有する変調ドープ構造ではそのようなドレイン
電流の低下が起こらない。このことから炭素変調ドープ構造は良好なピンチオフ特性を
維持しつつ電流コラプスの抑止も可能とする、HEMT 用として好適なバッファ構造で
あることが判る。
3-3-3 DLTS 測定
図 3-4 は HC サンプルである構造(a)および LC サンプルである構造(b)に対して、それ
ぞれ DLTS 測定を実施した結果である。両サンプルで観察される各ピークのうち、最
も強い信号は LC すなわち炭素濃度が低いサンプルの方で観察される E3 の電子トラッ
プである。LC サンプルで主に観察されるこの E3 トラップは-0.61 eV の準位に相当し、
アンチサイトの点欠陥すなわち NGa であるとされる。一方で HC サンプルではこの点欠
陥起因のピークは微小にしか観察されず、E2 トラップが支配的となる。この E2 トラ
ップが明らかに炭素起因である。より詳しくは、E2 はコンダクションバンドから-0.40
eV の準位に相当するガリウムサイト炭素 CGa である。低欠陥濃度であるはずの LC サ
ンプルで最大強度の E3 ピークが観察されるのは矛盾のように思われるが、この現象は
次のように解釈されている。すなわち E3 ピーク源となる NGa は元々HC サンプルにも
高濃度で存在していたと想定される。しかし一方でカーボンとの相互作用により、この
NGa 欠陥は VGa と Ni の複合欠陥に変わるが[16]、この VGaNi 複合欠陥は電子トラップに
39
ならない。このため HC サンプルでは E3 ピークが殆ど観察されず、炭素起因の E2 が
メインとなる。別途 MCTS[13,14]で測定されたホールトラップを含めて得られたトラ
ップの密度を表 3-2 に示す[15]。電子トラップ密度のトータルは HC、LC で大きく変
わらず、なおかつその密度レベルは 1×1015 cm-3 乗台と非常に低い。このような低濃度
のトラップの存在のみでは 3-3-2 項で見られる大きなカレントコラプス現象を説明する
ことは困難である。
3-3-4 フォトキャパシタンス測定
図 3-5 には HC および LC サンプルのフォトキャパシタンススペクトルを示す。両サン
プルとも 1.5 eV 以下の比較的低いエネルギー領域では目立った光応答は観察されない。
しかしながら 1.6 eV の領域を境に、HC サンプルにおいて光応答信号が観察され、HC
サンプルと LC サンプルの差が明確となった。また 2.4 eV あるいはそれよりも低い準
位付近から、強い信号が両サンプルから検出された。これらの光応答信号は、GaN 中
における非常に深い準位の存在を示す。また準位の密度を示す△C/C0 は 10-1 に達した。
このことはトラップから放出されるフリーキャリアの大部分が、この非常に深いトラッ
プ準位に起因していることを示す。このエネルギー準位は Klein らによる報告値 2.85
eV[17]の、Photo Ionization Specroscopy 法による分析結果に近い。
これらの結果から、
GaN 中の炭素は非常に深い準位と強い相関があることが判る。
3-4 ディスカッション
ドーピングされる炭素濃度が 1×1017 cm-3 と比較的低い水準であるならば、炭素が GaN
表面の準位に与える影響は無視できるレベルであると考えられる。これは図 3-2 に示す
Schottky I-V の挙動からの推測である。またこのため、図 3-3 に示すようなカレントコ
ラプスの有無は、GaN のチャネルおよびバッファ成分に起因すると判断することがで
40
きる。
AlGaN/GaN HEMT エピタキシャル構造において炭素分布に変調を持たせることは、
池田[18]らにより報告されている。この変調ドープ構造の利点は、高い炭素濃度ドープ
層をエピ/基板界面に導入することによって良好なピンチオフ特性、および高い耐圧を
得ると同時に、低い炭素濃度層をチャネル付近に導入することで低オン抵抗を確保する
ことであり、同文献においては 1×1017 cm-3 から 1×1019 cm-3 の範囲で炭素濃度が変調
されている。
一方で本研究においては 1 桁以上低い炭素濃度、すなわち 2×1016 cm-3 から 1×1017
cm-3 の範囲でチャネル中の炭素濃度を変調し、高炭素および低炭素領域での違いを観察
した。この範囲においてもサンプル間で非常に大きい特性差が観察された。このことは
例え上限 1×1017cm-3 までという比較的低い炭素濃度領域の違いであっても、炭素によ
る電子トラッピング挙動は有為な影響を受け、AlGaN/GaN HEMT デバイスの動作挙
動を大きく左右することを示す。
AlGaN/GaN HEMT における電子トラッピング等の過渡応答は、DLTS で観察される
HC GaN 中の欠陥準位と関連付けできると思われる。しかし一方で、表に示す通り実
際に観察される浅い準位は 2×1015 cm-3 程度であり、これは 1×1017 cm-3 である HC
GaN 中のわずか 2%程度に過ぎない。またこれら浅い準位をシート濃度に換算しても、
2×1011 cm-2 程度である。これは AlGaN/GaN HEMT の二次元電子ガス濃度が 1×1013
cm-2 であることを考えても相当に低い。これらの要因を考慮にいれると、DLTS で観察
されるレベルの比較的浅い電子トラップ準位は HEMT のカレントコラプスに与えるイ
ンパクトは小さいと考えられる。すなわち、図 3-3 に観察されるような大きなカレント
コラプスは、GaN 中のより深い準位に起因すると考えるべきであろう。もちろん文献
に見られるように、より時定数が短い領域において、このような浅い電子トラップが
RF の過渡応答に影響を与える可能性を否定するものではない[19]。
41
HC サンプルに対するフォトキャパシタンス測定では 1.6 eV、および 2.4 eV 或いはこ
れよりも若干低めのエネルギーで信号が観察された。このうち特に 2.4 eV の準位は
MCTS で観察されるバレンスバンド近傍 Ev+0.86 eV の正孔トラップに近い。しかしそ
の濃度は 2×1015 cm-3 であり、フォトキャパシタンスから想定されるものより一ケタ近
く低い。また観測されるフォトキャパシタンスと MCTS で観測される準位間には、0.1
eV 以上の差は存在する。このため同 2.4 eV の準位は正孔トラップからは独立したもの
であって、MCTS で検出されない、Ev 近傍からの何らかの間接的な準位に起因するも
のと思われる[20]。フォトキャパシタンス測定において、デバイスは最初に順方向側に
バイアスされ、この結果として欠陥は電子でチャージされる。2.4 eV 付近におけるこの
キャパシタンス信号は、これらの電子がトラップから脱離してコンダクションバンド側
に抜けたものであると言える。このためこの 2.4 eV の準位は非常に深いトラップであ
り、上記のとおりバレンスバンド近傍のアクセプタータイプ欠陥であると考えられる。
HC サンプルにおいて 1.6 eV と 2.4 eV で観察されるフォトコンダクタンス信号は、
HEMT 構造におけるカレントコラプスと正の相関があるといえる。詳細な計算は本章
の目的ではないが、ΔC/Co が HC サンプルにドープされた 1×1017 cm-3 の 20%にも相
当することから、これらは 1.6 eV と 2.4 eV のトラップと関連付けられる。また比較的
浅い欠陥である E2 と H1 トラップには、全体の炭素量のうち約 2%が関連付けられる。
一方でドーピングされた炭素のうち 80%近くは依然として直接観察されるトラップと
関連付けることが出来ず、これらの解明は今後の課題となる。
3-5 まとめ
本章においては GaN に比較的低濃度で炭素がドーピングされた場合において、炭素が
デバイスの特性に与える影響をさまざまな観点から評価した。n-GaN における炭素ド
ープは少なくとも GaN 表面の Schottky I-V 特性には明確な差異をもたらさなかった。
42
一方で AlGaN/GaN 構造を用いたデバイスの HEMT 動作においては、チャネルに炭素
ドープされたサンプルで大きい電流コラプスが観察された。また同時に炭素変調ドープ
構造において良好なピンチオフ特性と電流コラプスの低減が観察され、同構造が
HEMT 用のバッファとして好適であることを明らかに出来た。n-GaN エピ層に対する
DLTS 法による浅い欠陥準位の測定では、炭素ドープに対して正負両方の相関がみられ
たが、トータルとして考えると絶対的な浅い欠陥準位の総数は炭素ドープに大きく依存
するものではなかった。フォトキャパシタンス法によれば 1.6 eV と 2.4 eV にカーボン
に関連する深い欠陥準位が観察された。DLTS とフォトキャパシタンスにより、GaN
バンドギャップの大部分をカバーする範囲で欠陥準位の評価を行った。AlGaN/GaN
HEMT 動作での大きなカレントコラプス有無の差は炭素起因の深い方の欠陥準位に関
連付けできることを明らかとし、1×1017 cm-3 という比較的低いレベルでドープした場
合の炭素の挙動の約 20%までを定義することが出来た。
3-6 第 3 章の参考文献
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45
表 3-1 AlGaN/GaN HEMT エピの電気特性
シート抵抗
移動度
2 次元電子ガス
[ohm/sq.]
[cm2/Vs]
[/cm2]
構造図 3-1(c)
487.9
1,500
8.53×1012
構造図 3-1(d)
457.5
1,440
9.47×1012
表 3-2 炭素ドープ n-GaN 中のトラップ準位
トラップ
エネルギー準位
トラップ密度 [cm-3]
[eV]
HC
LC
E2
Ec -0.40
3.4×1014
1.2×1014
E3
Ec -0.61
9.5×1013
2.1×1015
H1
Ev +0.86
2.2×1015
1.8×1014
46
図 3-1 炭素ドープ GaN サンプル構造
図 3-2 炭素ドープ n-GaN 上 Ni/Au Schottky 電極の逆方向(a)および
(b)順方向 I-V 特性
47
図 3-3 AlGaN/GaN HEMT の出力特性。DC 時はオレンジ色、AC 時は緑色で示す。
(a)は炭素ドープチャネル、(b)は炭素変調ドープ構造の出力をそれぞれ示す。
図 3-4 炭素ドープ n-GaN の DLTS 信号
48
図 3-5 炭素ドープ n-GaN のフォトキャパシタンス信号
49
第4章
AlGaN/GaN HEMT デバイス実証例に関する報告
4-1 はじめに
第 3 章では炭素ドープの高抵抗バッファに深い準位があることが示唆された。また炭素
変調ドープ構造によって、電流コラプスを抑制できることも示した。本章ではまず、高
周波デバイス用の AlGaN/GaN HEMT[1-4]において炭素ドープした構造をとしてもち
いた場合の実証例を示す。特に E-mode トランジスタでの動作例を示す[5-7]。また
HEMT デバイスにおけるバッファリークの光応答を検討し、低エネルギーの光照射で
励起されるフリーキャリアが GaN バンドギャップ中のトラップ準位に捕獲され、疑似
的にコラプス状態を引き起こすメカニズムを明らかする。
4-2 リセスゲートによる E-mode AlGaN/GaN HEMT (1)
4-2-1 デバイス作製
デバイス作製に用いる AlGaN/GaN エピタキシャルウェハ製法は基本的には 3-2-2 項に
述べた MOCVD 法と同じであるが、エピタキシャル層構造の一部が異なる。まず基板
には半絶縁でありポリタイプが 4H である単結晶 SiC 基板を用いた。核生成層として
SiC 基板上に 100nm の AlN 層を成長し、次いでトータル厚さ 2 μm の炭素ドープと
ノンドープの変調ドープ構造からなる un-GaN 層を成長した。さらにバリア層として 3
nm のアンドープ Al0.25GaN 層、10 nm のシリコンドープ 4×1018 cm-3 の Al0.25GaN 層、
および最表面に再びアンドープの 5 nm Al0.25GaN 層を形成した。シート抵抗の面内平
均値は 480 ohm/sq であった。
デバイス加工においては、まず ICP-RIE(inductively-coupled-plasma reactive ion
etching)法による Cl2/Ar プラズマを用いてメサ形成による素子間アイソレーション分
離を行った。Ohmic 電極は Ti/Al/Mo/Au を用い、蒸着後の RTA(rapid thermal
50
annealing)において 850 ℃で 30 秒間の処理を行った。オンウエハーの TLM 測定によ
り、コンタクト抵抗は～0.2 Ohm-cm であることを確認した。EB リソグラフィーを用
いて 1.0 μm のゲートを切り、Ni/Au からなる Shottky 電極を形成した。なおゲート
形成に先だって、AlGaN バリア層を薄層化して HEMT を E-mode 化させる目的で、ソ
ース-ドレイン間のゲート領域を ICP-RIE により部分的にエッチングした。エッチング
条件としては、Cl2/Ar プラズマを 15/5 sccm のガスレートで用い、チャンバー圧力を 3
mT、バイアス-40 V、コイル出力を 300 W とした。またエッチング後のサンプルは、
エッチングに起因するダメージを除去する目的で、RTA により 700 ℃で 1 分間の処理
を行った。完成した HEMT のゲート幅は 100 μm、ソース-ドレイン間隔は 2 μm で
ある。
4-2-2 デバイス特性
図 4-1 には典型的なドレイン電流-電圧特性(ID-VDS)特性を示す。ゲートは 0.5 V ステッ
プで 2 V から-0.5 V まで振ったものである。デバイスはゲート電圧 2 V、ドレイン電圧
6 V において最大電流 470 mA/mm を示すとともに、良好なピンチオフ特性を示した。
ニー電圧は 4 V 未満と十分小さく、Ohmic に問題が無いことを示している。
図 4-2 にはドレイン電圧 7 V としたときの、DC トランスファー特性を示す。ピークの
トランスコンダクタンス gm は 248 mS/mm が Vgs=0.87 V の時に得られた。またピン
チオフ電圧 Vth をドレイン電流から外挿した切片と定義すると、Vth=75 mV と正の値
が得られた。本報告発表当時(2003 年)においては、GaN 系 HEMT の E-mode 動作と
して、この Vth は最大の値である。比較例を表 4-1 に示す。
RF 測定は HP8510B ネットワークアナライザを用い、1～40 GHz の範囲で実施した。
図 4-3 はオンウエハーでの S パラメータ測定から求めた(|h21|)、および MSG/MAG
を示す。遮断周波数 fT 、および最大発信周波数 fMAX はそれぞれ(|h21|)、および
51
MSG/MAG の外挿値から求めた。ドレイン電圧 8 V、およびゲート電圧 0.62 V におい
て、fT=8 GHz、また fMAX=26 GHz が求められた。
4-3 リセスゲートによる E-mode AlGaN/GaN HEMT (2)
4-3-1 デバイス作製
この項では前項に引き続き、AlGaN/GaN HEMT[8]を用いたリセス構造[9-11]による
E-mode 実証例を示す。デバイス製作は 4-2-1 項に示すものがベースであるが、ICP-RIE
の最適化とゲート形成後のアニールによって更に高いトランスコンダクタンス、および
RF 小信号特性を得ることを目的とする。このためエピタキシャルウェハは前項と同一
のものを用い、Ohmic も Ti/Al/Mo/Al としてこれを RTA により 850 ℃、30 秒間の処
理を行った[12]。
E-mode を実現するためにゲートリセス領域領域を ICP-RIE によって 1 Å/秒の制御可
能なレートでエッチングを実施した。なおゲートリセス領域は 1.25 μm であり、ソー
ス-ドレインの中間付近に形成した。エッチングに際しては、ゲート無しのモニター用
デバイスで Ids を測定しつつエッチングを繰り返し、最適なエッチング時間を決定した。
最終的にはリセスエッチング深さを最表面から 15 nm とし、この深さを AFM で測定
した。リセスエッチ後にはエッチングダメージ軽減のため、700 ℃で 60 秒間の RTA
処理を行った。リセス部にゲート長 1.0 μm の Ni/Au Schottky 電極を形成した。本試
作での追加処理として、Schottky 形成後にデバイスは窒素雰囲気中にて 500 ℃、5 分
間のアニール処理を行った。これにより Schottky バリア高さを持ち上げ、E-mode 動
作における Vth 増加の効果を得た[13, 14]。
4-3-2 デバイス特性
Vg=2 V
図 4-4 には Schottky アニール処理前後のドレイン電流-電圧(Id-Vds)特性を示す。
ととし、Vds=10 V においてアニール処理前のデバイスでは Id=505 mA/mm、アニール
52
処理後のデバイスでは Id=455 mA/mm となった。また Vg=0 V においてはアニール処
理前のデバイスでは Id=5.6 mA/mm、アニール処理後のデバイスでは Id=4.1 mA/mm
とほぼピンチオフとなり、E-mode 動作が確認された。
図 4-5 には Vds=7 V におけるトランスファー特性を示す。Schottky アニール処理によ
り Vth が正方向にスライドしており、この処理がデバイスのゲートのバリア高さを押し
上げてデバイスの E-mode 化を促進していることが判る。
オンウエハーでの RF 測定は HP8510B ネットワークアナライザを用いて 1～40 GHz
の範囲で実施した。
図 4-6 はオンウエハーでの S パラメータ測定から求めた(|h21|)、および MSG/MAG
を示す。遮断周波数 fT 、および最大発信周波数 fMAX はそれぞれ(|h21|)、および
MSG/MAG の外挿値から求めた。(|h21|)についてはアニール処理有無での違いは見ら
れなかった。fMAX はアニール処理によって若干低下する傾向が見られた。fT は 10 GHz、
fMAX はアニール処理前で 35 GHz、処理後で 32 GHz であった。
4-4
AlGaN/GaN HEMT バッファリークの光応答
本項では高抵抗バッファにおける光応答と電流コラプスの相関を述べる。
4-4-1 実験方法
本実験においては AlGaN/GaN HEMT に用いられるエピタキシャル構造[15]のうち、
AlGaN バリア層を形成せず GaN バッファ層のみを成長してこれに Ti/Al の Ohmic 電
極を形成、電極間の電流をバッファリークと想定して各波長の光照射下におけるリーク
変動を測定した。
エピタキシャルウェハ成長にはサファイア基板を用い、GaN 薄膜成長には MOCVD 法
を用いた。GaN 成長はサファイア基板上において低温各生成層形成より始め、結晶化
アニールおよび AlN を主成分とする遷移層形成ののち炭素ドープ[16, 17]、或いは鉄ド
53
ープからなる高抵抗層を形成した。炭素ドープサンプルにおいては成長条件を制御する
ことにより GaN への炭素取り込み量を制御し[18]、鉄ドープサンプルにおいては鉄の
有機金属である Cp2Fe のフィード量を制御することにより鉄ドーピング濃度を調整し
た。通常の GaN 系 HEMT 用エピタキシャルウェハではこの高抵抗 GaN 層のうえに
AlGaN バリア層を形成するが、本実験においては同層を成長せず、純粋に高抵抗 GaN
層のみの評価を目的とするエピサンプルを用意した。Ti/Al からなる Ohmic 電極を高抵
抗 GaN 上に形成し、アンゲート状態でのソース電極とドレイン電極間の電流を測定し
た。この I-V 測定は 0～100 V の電圧を印可し、暗状態ならびに 375～635 nm の光照
射下で実施した。なお 375nm は 3.14 eV に、また 625nm は 1.98 eV に相当する。こ
れらは全て GaN のバンドギャップよりは小さいエネルギーである。サンプルは特に記
載無い限り、測定毎に室内蛍光下に曝すことにより後述する電子トラップの影響をリセ
ットして電流コラプス状態から回復させたのち、次の測定に用いた。
4-4-2 実験結果
図 4-7 はアンドープ、および炭素ドープサンプルにおけるドレイン電流である。測定は
暗状態、並びに各単色波長光源下において実施した。UV 光照射下においては両サンプ
ルとも 1×10-6 A/mm 以上の高いリーク電流値を示す一方で、ダーク状態においてはサ
ンプル間で 2 桁以上のリーク電流差が生じた。また特徴的なこととして、2.64 eV 以下
の低エネルギー光照射時においては暗状態よりもむしろ低いリーク電流値が観察され
た。通常、半導体材料の光応答で観察される現象は光照射によるキャリア励起とこれに
伴う電流の増加であるが、観測結果はこれらと逆の性質を示す。同現象は GaN 中の電
子トラップを考慮に入れることで理解することが出来る。
比較例として図 4-8 には同じ二つのリーク電流測定用デバイスにおいて、暗状態の I-V
測定を 2 回連続で実施したものを示す。なおこの測定においては 1 回目と 2 回目の測
54
定の間に蛍光照射による電子トラッピングからの回復はさせない。いずれの測定におい
ても電流値は 2 回目の測定時に 1 桁以上減少していることが判る。これが GaN 中のト
ラップ起因による電流コラプスである[19]。
4-4-3 ディスカッション
図 4-9 にはまず前項最後で観察した暗条件での繰り返し I-V 測定における電流コラプス
のイメージを示す。GaN バッファ層内には中性あるいは正に帯電した状態で電子トラ
ップが存在する。バッファを一度通電させると層内に電子が供給されることにより、こ
れらトラップが電子を捕獲する。電子を捕獲したトラップは負に帯電することからあた
かもゲート電極のように周囲に負電界を形成し、次の I-V パルスに対して反発力として
作用することから電流が減少し、電流コラプスとなる。これが一般的に観察される電流
コラプスである。
次に、本実験で特徴的に見られた電流の光応答メカニズムを図 4-10 に示す。先に述べ
たとおり、通常の半導体材料における光応答現象は、光照射によるキャリア励起とこれ
に付随する電流増加である。しかし本実験で用いた低エネルギーの光照射では、励起さ
れた電子はまず GaN 層中に存在する電子トラップに捕獲されたと考えられる。このト
ラップに捕獲された電子は、上記した I-V パルス 1 回目による効果と同様に、トラップ
周囲に負電界を形成して電流に対して反発力として作用すると推測される。すなわち、
光照射によっても電流コラプス状態が引き起こされていると考えられる。
光照射による電流コラプス観察はパルス I-V によるコラプス観察と同様にバッファ起
因のトラップ有無を判定できるのに加えて、照射波長依存性を見ることによりトラッピ
ング準位を推定できることが利点である。図 4-11 にはリーク電流と照射光のエネルギ
ーの相関を示す。図の左端には暗状態の 1 回目の電流値を示し、また右端には UV 光照
射下における 1 回目の電流値が示され、UV 照射下においての電流値が最大値であるこ
55
とが判る。一方で前述の通り、低いエネルギーの光照射下においては電流値は暗状態よ
りもむしろ低下する傾向が顕著に表れ、特に炭素ドープの高抵抗 GaN においてはエネ
ルギー2.64 eV から 3.14 eV の間にその閾値が見られる。なおこのエネルギー準位は第
3 章のフォトキャパシタンス測定に現れる炭素起因の深い電子トラップと同一と考え
られるが、シリコンドープの有無および用いる基板の違い等によって介在する浅い準位
が異なったためエネルギーの絶対的な数値が前後したものと思われる。Klein らはこの
炭素起因の深い準位を 2.85 eV と報告している。一方で鉄ドープの高抵抗 GaN バッフ
ァでは光照射による電流の落ち込みは見られない。これは炭素の準位が比較的バレンス
バンドに近く、低エネルギーでバレンスバンドから励起されたキャリアが当該準位で捕
獲され、そこに留まるのに対し、鉄の準位がミッドギャップ或いは比較的コンダクショ
ンバンドに近く、低エネルギーの光照射ではキャリアが励起されない事、および一度励
起されたキャリアはコンダクションバンドへとスムーズに誘導されることが、捕獲が起
こり難い原因と解釈される。
4-5 まとめ
本章においては主に炭素ドープした GaN をバッファとして用いる AlGaN/GaN HEMT
構造のデバイスレベルでの実証例を示した。4-2 項では SiC 基板上に形成した
AlGaN/GaN HEMT の E-mode 動作を実証するとともに、その RF 特性が通常の
D-mode 動作と遜色ないレベルに達することを示した。また 4-3 項では Schottky 形成
後のアニール条件により閾値電圧を向上させる例をしめした。4-4 項ではデバイスにお
けるバッファリークの光応答、およびそのメカニズムと電流コラプスとの相関を示した。
4-6 第 4 章の参考文献
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59
表 4-1 E-mode AlGaN/GaN HEMT の特性
ゲート長
Id,max
ピーク gm
Vth
[μm]
[mA/mm]
[mS/mm]
[mV]
[5]
1
34
23
50
[6]
10
40
10
-
[7]
0.2
100
85
~0
1
470
248
75
Reference
本検討
60
図 4-1
E-mode AlGaN/GaN HEMTno の DC ID-VDS 特性
61
図 4-2
E-mode AlGaN/GaN HEMTno の DC トランスファー特性
62
図 4-3
E-mode AlGaN/GaN HEMTno の (|h21|)、および MSG/MAG
63
図 4-4
E-mode AlGaN/GaN HEMTno の DC ID-VDS 特性。
点線がアニール前で、実線がアニール後の特性を示す。
64
図 4-5
E-mode AlGaN/GaN HEMT の DC トランスファー特性。
点線がアニール前で、実線がアニール後の特性を示す。
65
図 4-6
E-mode AlGaN/GaN HEMT の (|h21|)、および MSG/MAG
66
図 4-7 HEMT バッファリーク電流の光応答
図 4-8 HEMT バッファリーク電流のコラプス
67
図 4-9 HEMT バッファリークの繰り返し I-V 測定によるコラプス
図 4-10 HEMT バッファリークの光照射によるコラプス
68
図 4-11 HEMT バッファリークと照射光のエネルギーの相関
69
第5章
n-GaN SBD 構造中の炭素
5-1 はじめに
AlGaN/GaN HEMT 系という横型電子デバイス[1-5]を検討した第 3 章および第 4 章と
は異なり、本章および次の第 6 章では GaN を用いた SBD など、縦型電子デバイス構
造について検討する。
序論で述べた通り、近年ではパワースイッチング素子として縦型 GaN デバイスが注目
されている[6-13]。これらのデバイスには縦型 FET、p-n ジャンクションダイオード、
および SBD が含まれる。このうち SBD はターンオン電圧が低いことやマイノリティ
キャリアの蓄積が無いこと等から、最も実用化が早いと思われる。この場合で、高耐圧
のダイオードを作成するにはドリフト層の厚さ、および同層中のフリーキャリア密度を
最適化する必要がある。ダイオードで 1.0 kV 以上の耐圧[14, 15]を狙うのであれば、仮
にドリフト層中で均一に電界が緩和されたと仮定しても、少なくとも 10 μm のドリフ
ト層厚さが必要になる。これまで一般的に LED 用途で用いられていたサファイア基板
上の GaN では、反りやクラック無しにこのような厚いドリフト層を形成するのは困難
であった。しかし GaN 自立基板[16-18]が開発されたことにより、従来の格子不整合系
に起因する各問題を回避し、厚い GaN 層をホモエピタキシャル成長することが可能と
なった。ダイオード構造で重要となるもう一つの点は、このドリフト層中におけるフリ
ーキャリア濃度の制御である。GaN 中の残留キャリア或いは点欠陥とドナーの相関を
考慮する必要がある為である。その例として図 5-1 に、n-GaN ドリフト層中へ低濃度
ドープされたシリコンの濃度および実際のフリーキャリア濃度を示す。なお例における
n-GaN 層は MOCVD 法で成長されたものである。観察される事実として、一つにはシ
リコンのドープ濃度が 1×1016 cm-3 を超える範囲ではシリコン濃度とフリーキャリア
濃度がほぼ比例関係となることが明らかである。一方でドープ濃度が 1×1016 cm-3 以下
においてはこの比例関係が成り立たず、フリーキャリア濃度はシリコンドープ濃度より
70
も低くなる。このことがドリフト層中の残留不純物ないしは点欠陥の存在を示唆してい
る。
典型的な MOCVD 成長においては、トリメチルガリウム(TMG)あるいはトリエチルガ
リウム(TEG)といった有機金属がガリウム原料として使用される。これらの有機金属は
炭化水素基を含んでいるため、エピタキシャル成長中に層への炭素混入を完全に抑止す
るのは極めて難しい[19]。GaN 中における窒素サイト炭素 CN はある条件下においてア
クセプターになると言われており[20, 21]、この炭素が上記したようなシリコン低濃度
ドーピング領域におけるフリーキャリア濃度の非線形性の主要因と推測される[22-25]。
なおこのフリーキャリア濃度については、ダイオードの特性との相関を考慮する必要も
ある。すなわちダイオード設計においては耐圧、および縦方向のシリーズ抵抗のバラン
スの観点が重要である。具体的にはフリーキャリア濃度が低ければ耐圧が向上する一方
で、シリーズ抵抗が増加してダイオード特性が低下する。逆にフリーキャリア濃度が高
すぎると、充分な耐圧を得ることが出来ない。
このような背景を基に、本章においてはまず GaN 自立基板上にホモエピタキシャル成
長された n-GaN ドリフト層中の炭素の挙動、および炭素が関連するフリーキャリアの
補償に関する検討結果を述べる。また次に n-GaN Shottky ダイオードの特性、シリー
ズ抵抗とフリーキャリア濃度の相関を示す。この結果として、現状におけるダイオード
のリーク電流と耐圧の最適値を示し、今後の GaN ベースのパワースイッチング素子設
計におけるガイドラインとする。
5-2 実験方法
本章で用いる典型的なサンプル構造を図 5-2 に示す。基板には HVPE 成長を VAS 法と
組み合わせて製作された㈱サイオクス社製の自立 GaN 基板を用いた。基板中の転位密
度は 1×106 cm-2、またドナー密度は 1×1018 cm-3 である。この基板上に、まずダイオ
71
ードのアクセス層として 2 μm 厚さ、シリコンドーピング濃度 2×1018 cm-3 の n-GaN
層を形成した。引き続いてシリコンと炭素をそれぞれ低濃度ドープした、厚さ 12 μm
のドリフト層を成長した。アクセス層、ドリフト層ともに水平フロー方式の MOCVD
炉を用いて成長し、また原料としてはトリメチルガリウムおよびアンモニアを用いた。
ドリフト層中のシリコン濃度は MOCVD 炉に供給する希釈モノシランの流量により制
御し、およそ 1×1016～1×1017 cm-3 の範囲のものを試作した。ドリフト層中の炭素濃
度は成長条件を調整して有機金属から分離する炭素を利用、制御することにより 1×
1016～7×1016 cm-3 の範囲のものを試作した。上記エピタキシャルウェハを成長後、ド
リフト層中のシリコン、炭素濃度は SIMS 分析によって確認した。またこれらサンプル
においては、不純物および欠陥準位に関連する深い準位からの発光を観察する目的でフ
ォトルミネッセンス測定を行った。
ダイオードデバイス製作ではまず EB 蒸着法により Ti(20 nm) / Al(200 nm) をウェハ
裏面に形成した。サンプルは 800 ℃、30 秒間の条件で RTA 処理して Ohmic 電極とし
た。ウェハ表面側には、やはり EB 蒸着法により Ni(50 nm) /Au(50 nm)を形成して
Schottky 電極とした。完成したダイオードデバイスでは C-V、および I-V 測定をそれ
ぞれ実施し、フリーキャリア濃度分布、整流特性とシリーズ抵抗、および逆バイアス時
のリーク電流評価を行った。
5-3 結果と考察
5-3-1 SIMS および PL 測定
SIMS 分析による n-GaN ドリフト層中のシリコン濃度、および炭素濃度の深さ方向プ
ロファイル例を図 5-3 に示す。どちらのドーピング濃度も層中で縦方向に均質に制御さ
れていることが判る。本検討で作成した 10 サンプル中におけるシリコン濃度(NSi)、お
よび炭素濃度(NC)を表 5-1 に示す。サンプル NC1-2、NC2-2、NC3-2、および NC4-2
72
ではシリコン濃度 NSi は 1.5 ×1016 cm−3 以下とし、一方で炭素濃度 NC は 1.24×1016
cm−3 から 3.23×1016 cm−3 と約 3 倍の範囲で変化させた。なお NC1-2 と NC4-2 では
NC が NSi よりも高く、また NC2-2 と NC3-2 では NC と NSi がほぼ同レベルとした。
二つ目のグループとして NC5、NC6、および NC9 では NSi は 2×1016～3×1016 cm−3
の範囲とした。
このうち NC6 では NC は NSi よりも高くした。三つ目のグループとして、
NC10、NC11、および NC12 では NSi を比較的高め、6×1016～1×1017 cm−3 とした。
これらサンプルでは炭素濃度も同様に高めに制御し、5×1016～7×1016 cm−3 とした。
図 5-4 には NC1-2、
NC2-2 および NC3-2 の PL スペクトルを示す。
スペクトルのうち、
360 nm 付近のピークは GaN バンド端を示す。これに加えて 430 nm、および 540 nm
に弱くブロードばピークがそれぞれ見られる。このとき注目されるのはイエロールミネ
ッセンスと言われる 540 nm のピークで、炭素濃度のみが大きく異なる NC1-2、NC2-2、
および NC3-2 のサンプル間でピーク強度に有意な差が見られる。すなわち炭素濃度が
高い NC1-2 でイエロールミネッセンス強度が強く、濃度が低い NC3-2 でルミネッセン
ス強度が低い。このイエロールミネッセンスは炭素関連の点欠陥に起因すると述べられ
ている[26, 27]。一方で 430 nm のピークは VGa-ON の複合欠陥[28]に起因すると言われ
るが、これについては本研究では対象としない。
5-3-2 シリコンドープ濃度と炭素ドープ濃度、及びフリーキャリア濃度の相関
サンプル中のフリーキャリア濃度の深さ方向分布は 1 MHz の C-V 測定で行った。測定
に際して逆方向電圧は-5 V まで印可した。層中のフリーキャリア濃度は次の式で求めら
れる:
𝑁𝑁(𝑥𝑥d ) = − 𝑞𝑞 𝜀𝜀
2
,
[𝑑𝑑(1
⁄𝐶𝐶 2 )⁄𝑑𝑑𝑉𝑉a ]
s
式(5-3-1)
ここで N(xd)はフリーキャリア濃度、q は電荷素量、εs は比誘電率、C は容量で Va が
印可電圧である。作製した 10 種のダイオードのうち、6 種でフリーキャリアの測定が
73
可能だった。これらを図 5-5 に示す。一方で NC1-2、NC4-2、NC6、NC10 ではフリー
キャリア濃度は 1×1015 cm-3 以下となり、高抵抗性を示した。
図 5-6 は 3D でのシリコン濃度、
炭素濃度およびフリーキャリア濃度の三者相関を示す。
一見すると、シリコン濃度=炭素濃度となる境目がフリーキャリア発生有無の閾値を形
成しているように思われる。例えば高抵抗化した 4 サンプルのうち、3 サンプルでは炭
素濃度＞シリコン濃度となっていて、炭素によるドナー補償が明確に示される。また一
方で炭素濃度＜シリコン濃度となっている領域は、更に二つのグループに分類すること
にできる。図 5-7 は各サンプルをシリコン濃度とカーボン濃度でプロットしたものであ
る。このうち NC1-2、NC4-2、NC6、および NC10 では上記したとおり高抵抗である。
また高抵抗でないサンプルのうち NC2-2、NC3-2、NC5、および NC9 からなるグルー
プではフリーキャリアは 1×1016 cm-3 程度の比較的低い濃度であり、一方で NC11、
NC12 は 2×1016 cm-3 と比較的高い濃度である。注意すべき点として、NSi=NC の線は
必ずしもフリーキャリア生成の閾値と一致していない。例えば NC2-2 では NSi<NC で
あるが 1×1016 cm-3 程度のフリーキャリアが存在している。逆に NC10 では NSi>NC で
あるにも関わらず、GaN は高抵抗化している。このうち NC2-2 の例は、炭素が部分的
にドナー化していることを示唆している。このようにシリコンと炭素の挙動は複雑であ
って、その主要因として考えられることは炭素は常に窒素サイトを置き換えてアクセプ
ターになるのではなく、炭素を含めた複合欠陥等の形態をとりえる点である。
図 5-8 には炭素の補償率 r を、
炭素のドーピング濃度に対してプロットしたものを示す。
ここで r は式(5-3-2)のようにあらわされる。
𝑁𝑁𝐷𝐷 − 𝑁𝑁𝐴𝐴 = 𝑁𝑁𝑆𝑆𝑆𝑆 − 𝑟𝑟𝑁𝑁𝐶𝐶
式(5-3-2)
なお式において本検討ではシリコンが 100%ドナーであるとの仮定を取っている。式で
はもし炭素が 100%アクセプターとして活性化であれば炭素の補償率 r = 1 であり、ま
たもし炭素が仮に 100%ドナーであれば r = -1 となる。図 5-8 によればこの炭素の補償
74
率 r は炭素の濃度によって変化し、特に炭素濃度が 1.5×1016 cm-3 以下の領域では r は
ゼロ或いは、マイナスにすらなり得ることが示される。シリコンで n 型ドーピングして
いる状態においては炭素が窒素サイトに入って p 型となる方が生成エネルギーが小さ
くなる為、図 5-8 に見られるような炭素の補償率 r の挙動はこの熱平衡という観点では
考えられない。しかし MOCVD 成長という非平衡の状態化においてであれば、結果が
示すように CN の形成が制限された可能性は想定される。
なおこの 1×1016 cm-3 前後の炭素濃度というものは、最適化された GaN 成長条件化で
は典型的に観察される数値であるため、図 5-8 に示すような補償率の挙動は Schottky
ダイオード用など低フリーキャリア n-GaN 層の濃度制御に与える影響が非常に大きい。
この点については 5-4 項で詳細に述べる。
5-3-3 I-V 特性
10 サンプルの I-V 測定を図 5-9(a)に示す。いずれのサンプルでも低電界下の 0.6 V 以下
では対数プロットに対して電流は単調増加するが、それ以上の電圧領域でサンプル間に
差が見られる。具体的にはフリーキャリア濃度が(1-2)×1016 cm-3 と観察された 6 サン
プルでは 100 mA 付近で飽和する一方で、高抵抗化したサンプルでは 1×10-6 A から最
低で 1×10-9 A と電流値にバラツキが生じる。高抵抗化したもののうち、NC6 サンプル
の測定点間のプロットを、NC12 との比較とともに図 5-9(b)に示す。この NC6 サンプ
ルは特に測定点間のバラツキが大きく、これは単純にはウェハ面内の特性分布に起因す
ると思われるが、さらに踏み込んで考えると NC6 の炭素ドーピング領域がキャリア補
償の閾値付近にあったとこが関連すると思われる。すなわち NC6 のドーピングはフリ
ーキャリア生成が生成される閾値付近に位置するため、面内における微小なドナーとア
クセプター濃度の変動が補償率に大きく影響し、その領域における抵抗値を大きく変化
させたものと考えられる。
75
Norde プロット[29]を I-V 特性に対して行い求めたシリーズ抵抗を図 5-10 に示す。こ
の図においては縦軸シリーズ抵抗 Rs をフリーキャリアに対してプロットしており、ま
た塗りつぶし有りの点はサンプル平均値、塗りつぶし無しは測定ドットの実測定値を示
す。このうち横軸フリーキャリアが 1×1015 cm-3 の領域においては Rs が充分に低く、
厚い n-GaN ドリフト層が実際に Rs を決めていることが判る。特にフリーキャリア 7
×1015 cm-3 の NC2-2 より右側に位置する領域では Rs は 10 から 500 Ωであり、これ
は RON としては 3～150 mΩcm-2 に相当する。フリーキャリア濃度が低いサンプルでは
Rs が非常に高く、サンプルに依存して 1×106 Ωから 1×1010 Ωの範囲で分布する。
Schottky バリア高さおよび理想因子を図 5-11、図 5-12 にそれぞれ示す。どちらもフリ
ーキャリア濃度に対してプロットしている。高抵抗化したサンプルを除くと、障壁高さ
は 1.05～1.14 eV であって GaN としては適切な値が得られている。また理想因子につ
いても同様で炭素の補償率に関わらず、ほぼ n=1.05 以下となった。一方の高抵抗化し
たサンプルは、さらに二つのグループに分けられる。障壁高さがフリーキャリア生成し
たサンプルと同様に 1.05 となった NC10 および NC6 の一部と、それとは対照的に高
い障壁高さを示した NC1-2、NC4-2 および NC6 の一部である。NC6 を除いて考える
と、NC10 は高シリコン濃度、高炭素濃度で高抵抗化に対し。NC1-2 と NC4-2 は低シ
リコン濃度、低炭素濃度で高抵抗化したという違いがある。一方で NC6 はウェハ面内
で 2 桁の違いが出ている。これは前記したように NC6 中の各濃度がフリーキャリア生
成の閾値的な領域にあるため、ウェハ面内の微小な分布が影響したものと思われる。
図 5-13 は 10 サンプル全てについて、逆方向電流を-200 V まで印加したものである。
測定においてノイズフロアは 0.1 pA である。高抵抗化したサンプルにおいては、いず
れにおいても電流値は 1 pA と一定値である。フリーキャリア濃度が 1×1016 cm-3 とな
った NC2-2、NC3-2、NC5、NC9 ではおよそ-60 V 近傍からの電流増加が見られる。
またフリーキャリア濃度が 2×1016 cm-3 と高めの NC11 と NC12 では、リーク電流は
76
更に明確に増加している。
-200 V での逆方向リーク電流を図 5-14 にしめす。この図においては 1×1016 cm-3 と 2
×1016 cm-3 の間に閾値がある。すなわち 1×1016 cm-3 では逆方向電流は 10 pA 以下に
留まるのに対し、フリーキャリア濃度が 2×1016 cm-3 では極端にリーク電流が増加する。
なおこれらリーク電流は実際のデバイスで電極周辺にガードリングを設ける等である
程度抑制することは可能であるとは言え、ここで観察されるフリーキャリア濃度と逆方
向リーク電流の相関はデバイス設計上、極めて重要な意味を持つといえる。
なお最後に、この逆方向リークにより制約と RON のトレードオフ、また観察された
Schottky 障壁高さや理想因子を考慮すると本検討における NC2-2 の位置、すなわちフ
リーキャリア濃度 8×1015 cm-3 付近が n-GaN Schottky バリアダイオード用のドーピン
グ濃度として最適と言える。
5-4 炭素による補償モデル
この項では、図 5-8 に示した炭素ドーピング濃度と炭素の補償率の関係についての考察
を述べる。通常の MOCVD 成長において、V 族元素の供給量は III 族元素のそれよりも
はるかに高い値が設定される。GaN 成長の場合であれば、窒素原料であるアンモニア
供給量はガリウム原料よりも数百倍～数千倍の値に設定されるのが普通である。このよ
うな成長条件設定は実質的に N-リッチの環境を形成し、CGa すなわちガリウムサイト炭
素の形成が促進された可能性がある。このドナータイプの CGa がサンプル NC3-2 で補
償率がマイナスの値となった原因と思われる。なお炭素ドーピング量が低い場合には、
窒素空孔 VN の形成がフリーキャリア源となるようにも思われるが、特に N-リッチ条件
下での成長条件において、この懸念は除外される。
なお炭素ドーピング量を増やすために窒素原料比を減らす、すなわち非 N-リッチ条件
を適用する場合には炭素は必ずしも浅いドナーサイトに入らず、深いアクセプターサイ
77
トを形成して GaN を高抵抗化させる。その例は CN であり、Ev+0.86 eV とされる。或
いは CGa-CN ペアの形成[30]や、エピ成長中の炭素-シリコン直接結合なども高抵抗化の
原因と考えられる。
高抵抗 GaN における CGa-CN の 2 準位モデルは、EL2 が存在する従来半絶縁 GaAs の
ケースと対照的である。すなわち半絶縁 GaAs ではコントロールされた EL2 によって
フェルミ準位が深いミッドギャップにピンニングされていた[31]。このため微小な不純
物が GaAs の半絶縁性に与える影響は小さかった。一方で炭素ドープの GaN において
はミッドギャップの欠陥が形成されず、フェルミ準位が炭素の濃度に影響されやすいと
言える。例えば Schottky ダイオード構造において、ドリフト層の炭素濃度が低いとド
ナー型の CGa が形成されて耐圧の低下が起こる。逆にドリフト層の炭素濃度が高いとア
RON の劣化がおこってしまう。このため MOCVD
クセプター型の CN 形成が促進されて、
による n-GaN ドリフト層成長において、炭素ドープのコントロールが極めて重要であ
ると言える。
5-5 まとめ
本章においては GaN Schottky ダイオードにおけるフリーキャリア濃度と耐圧、および
RON の相関に加えて、低濃度ドーピングした炭素の挙動について述べた。GaN 中の炭
素の補償率が炭素ドーピング濃度に依存して大きく変動する現象を確認し、炭素のサイ
トが CGa-CN で変わる 2 準位のメカニズムを提案した。ダイオード性能の指標である耐
圧、および RON のトレードオフを満たす点として、n-GaN ドリフト中の炭素濃度は 8
×1015 cm-3 付近が最適であることを見出した。
5-6 第 5 章の参考文献
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82
表 5-1 ダイオード 10 サンプルにおけるシリコンと炭素濃度
Sample
シリコン濃度
炭素濃度
NSi (1016 cm-3)
NC (1016 cm-3)
NC1-2
1.38
3.23
NC2-2
1.40
1.62
NC3-2
1.47
1.24
NC4-2
1.49
2.09
NC5
2.20
1.82
NC6
2.88
3.45
NC9
2.75
3.00
NC10
7.31
6.83
NC11
9.37
6.92
NC12
5.94
4.80
83
図 5-1 n-GaN ドリフト層中 Si ドーピング濃度とフリーキャリア濃度の相関
84
図 5-2 n-GaN on GaN SBD 構造
85
図 5-3 SIMS で測定した n-GaN on GaN SBD 構造中の
シリコンと炭素の深さ方向濃度プロファイル
86
3
PL intensity [arb. unit]
10
NC1-2
NC2-2
NC3-2
2
10
1
10
0
10
-1
10
360 400 440 480 520 560 600 640 680
Wavelength [nm]
NC1-2、NC2-2 および NC3-2 サンプルの PL スペクトル
図 5-4
NC2-2
NC3-2
NC5
NC6
NC9
NC11
NC12
1016
D
A
N -N [cm-3]
1017
15
10
1014
0
0.5
1
1.5
2
2.5
3
W [µm]
図 5-5
n-GaN on GaN SBD 構造中のフリーキャリア濃度の深さ方向プロファイル
87
NC11
-3
ND-NA [cm ]
1016
NC2-2
NC9
1015
図 5-6
10 10
d op
ing
9
8
c on
7
cen
6
t ra
5
tio
4
n[
3
NC6
○
×
NC10
14
Si
NC12
NC5
NC3-2
NC4-2
NC1-2
×
○○
×
2
10 16
1
cm -3
]
0
0
1
Cd
2
ng
op i
3
co
4
6
5
n
nce
t ra
7
8
n
tio
9
10
16
[ 10
n-GaN on GaN SBD 構造中シリコン濃度、炭素濃度および
フリーキャリア濃度の 3D による三者相関図
図 5-7
各 n-GaN on GaN SBD サンプル中におけるシリコン濃度と
炭素濃度の分布およびフリーキャリア濃度
88
-3
cm
]
Compensation ratio [%]
100
NC9 NC6
NC12
NC11
NC5
50
NC2-2
0
NC3-2
-50
1
2
3
4
5
6
16
C doping concentration [10
7
-3
cm ]
図 5-8 n-GaN on GaN 中の炭素濃度および炭素の補償率の相関
89
(a)
(b)
図 5-9 n-GaN on GaN SBD の順方向 I-V 特性
90
10
10
NC1-2
8
Rs [Ω]
10
NC10 NC4-2
106
NC6
4
10
NC9
NC3-2
NC5 NC12
2
10
100
NC2-2
1015
N -N [cm-3]
N. A.
D
NC11
1016
17
10
A
図 5-10 Nord プロットより求めたシリーズ抵抗とフリーキャリア濃度の相関
1.4
NC4-2
1.3
S.B.H. [eV]
NC1-2
1.2
NC6
1.1
NC5
NC3-2
NC2-2
NC9
NC10
NC12
NC11
1
0.9
N. A.
15
10
-3
N -N [cm ]
D
16
10
1017
A
図 5-11 Schottky バリア障壁高さとフリーキャリア濃度の相関
91
2.2
2
n value
1.8 NC1-2
1.6
1.4
NC4-2
1.2
NC10
1
NC3-2
NC2-2
NC5 NC11
NC9
NC6
NC12
N. A.
1015
N -N
D
A
-3
1016
[cm ]
図 5-12 理想因子 n とフリーキャリア濃度の相関
92
17
10
93
図 5-13
n-GaN on GaN SBD の逆方向 I-V 特性
NC12
NC11
-6
10
-8
Ir [A]
10
NC3-2
-10
10
NC1-2
-12
10
NC10
NC9 NC2-2
NC6
NC5
NC4-2
-14
10
N. A.
1015
1016
N -N [cm-3]
D
1017
A
図 5-14 n-GaN on GaN SBD の逆方向リーク電流とフリーキャリア濃度の相関
94
第 6 章 GaN on GaN 中の電子トラップ密度に関する検討
6-1 はじめに
本論文のうち第 3 章では AlGaN/GaN HEMT on SiC 構造における各種のトラップ準位
を総合的に調べた。一方本章ではパワーデバイス用 GaN on GaN 構造[1-9]におけるト
ラッピング準位、特に比較的浅いレベルの電子トラップについて DLTS 法にて検討し
た結果を述べる。繰り返しになるが電子デバイス用の材料として GaN を使ううえで、
各トラッピング準位の挙動を明らかにすることは重要である。トラッピング準位はその
エネルギー深さや濃度に応じて、例えば高周波トランジスタのゲートラグやドレインラ
グ（総称してカレントコラプス）などの短時間の過渡応答を起こす、或いは極めて深い
準位に捕獲されたキャリアが数日～数か月掛けて放出されて閾値電圧など特性の長期
変動を引き起こすなどの現象が観察される。このため GaN 中に含まれるトラップとそ
の挙動を明らかにしたうえで、デバイス用途に応じた材料設計をすることが非常に重要
になる。
第 3 章において on SiC 上の検討ではフリーキャリア濃度 1×1017 cm-3 程度の n-GaN に
対して DLTS 測定[13]を行った。5×1016～1×1017 cm-3 付近の濃度を選ぶ理由の一つは、
この濃度以下の領域であれば DLTS 測定に用いる Schottky 電極で逆方向リーク電流が
増大することなく、安定な測定ができることである。これ以上フリーキャリア濃度が高
いと逆方向リーク電流増大により、DLTS 測定が出来なくなる。同濃度を選ぶもう一つ
の理由は n-GaN 層の完全空乏化を避けるためである。GaN on SiC などエピと基板の
結晶種が異なるヘテロエピではウェハのクラックや反りを避ける為にはエピ層の膜厚
を数ミクロン程度と、薄めに成長する必要がある。この薄層においてキャリア濃度が低
いと n-GaN 層は完全空乏化し、DLTS 測定が出来なくなる。この観点では on SiC など
の場合には 5×1016～1×1017 cm-3 程度あるいはこれ以上のフリーキャリア濃度が望ま
しく、上記した Schottky 電極の逆方向リーク抑止の条件も考慮した結果として、必然
95
的に 5×1016～1×1017 cm-3 付近が、DLTS 測定用サンプルでの最適なフリーキャリア
濃度として使われていた[14]。またそもそも従来の GaN on sapphire あるいは GaN on
SiC ではエピと基板の格子不整合差、および熱膨張率差に起因して生じて転位等の欠陥
が高濃度、例えば 1×108 cm-2 のレベルで含まれている。DLTS 測定においてこれら線
欠陥、或いは点欠陥を GaN 結晶固有の欠陥と区別して評価することが課題であった。
一方で高品質の自立 GaN 基板の開発[10-12]により可能となった GaN on GaN 構造で
はエピと基板の不整合に起因する欠陥発生が無いため、GaN 結晶の成長のみに起因す
る点欠陥を切り分けて評価することが出来る。
図 6-1 には典型的な n-GaN on SiC および n-GaN on GaN での DLTS 信号を示す。ど
ちらのサンプルにおいてもフリーキャリア濃度は 1×1017 cm-3 程度である。サンプル間
で DLTS 信号比に大きな差が生じていることが判る。特に幾つかの欠陥準位は検出下
限以下となり、コンダクションバンド下端準位 EC -0.40 eV に存在する E2 電子トラッ
プがほぼ観察できず、欠陥密度が大幅に提言していることが示される。これは GaN 基
板を用いることによる高品質化によると言える。
GaN on GaN では膜厚を数μm～数十μm まで積んでも問題無いことから、DLTS 測
定用サンプルのフリーキャリア濃度を低くしても層が完全空乏化する恐れが無い。これ
に加えて、GaN on GaN Schottky ダイオードのドリフト層で採用されるフリーキャリ
ア濃度は 1×1016 cm-3 前後が典型的である[15-17]。このため実用上の観点からも、本
章で述べる GaN on GaN の DLTS は、on SiC での DLTS と比較して一桁低いフリーキ
ャリア濃度のサンプルに対して実施する。
なお第 5 章においては炭素ドープ GaN Schottky ダイオードの C-V、および I-V 特性を
調べるとともに、C の CGa から CN へのサイトチェンジがデバイス特性へもたらす影響
について明らかにした。第 6 章においては、この炭素による補償のバランスが GaN 中
の比較的浅い電子トラップに与える影響について述べるとともに、この現象を利用して
96
E1 から E4 までの全ての浅い電子トラップ形成を GaN on GaN 構造によって抑止する
方法についても述べる。
6-2 実験方法
DLTS 測定に用いたデバイスのサンプルは第 5 章で用いたものと同様である。具体的に
は製作した 10 サンプルのうち、高抵抗化しなかったサンプルおよびボーダーライン上
にあった 1 サンプル NC6 について DLTS 測定を行った。測定したサンプルの構成概要
について表 6-1 に示す。
DLTS 測定は 100-400 K の温度領域において実施した。この温度領域による測定は、
仮に欠陥の捕獲断面積が 5×10-15 cm2 とすると、EC -0.19 eV から-0.89 eV までのエネル
ギー準位をカバーする評価となる。なお DLTS 測定の詳細については第 2 章および第 3
章でも記述している。
6-3 結果と考察
図 6-2 には各サンプルにおける DLTS 信号を示す。このうち図 6-2(b)はサンプル#2 の
DLTS 信号であり、130 K および 290 K にピークが観察される。130 K のピークは E1
電子トラップの存在を示している。E1 電子トラップの準位は EC-0.24 eV であり、
VN-VGa 複合欠陥に起因すると言われる[18-21]。もう一つのピークである 290 K の信号
は E3 電子トラップの存在を示す。E3 電子トラップの準位は EC -0.61 eV にあり、アン
チサイト欠陥 NGa に起因すると言われる[22, 23]。一方で GaN on SiC で観察されてい
た別の二つのピーク、すなわち 200 K 付近における E2 電子トラップ、および 330 K
付近における E4 電子トラップは、どちらも検出下限以下となり本測定では観察されな
い。EC -0.40 eV に位置する E2 電子トラップは炭素に起因すると言われ、具体的には
CGa に依るとは言われる[14, 24]。一方で炭素の有無にかかわらず、E2 電子トラップか
97
らの信号が GaN on GaN 構造では低下することは、本論文以外からの研究からも報告
されている[25, 26]。これから考えると E2 電子トラップは単に炭素のみではなく、GaN
結晶の品質にも関連するものと言える。すなわち E2 電子トラップからの信号の低下は
自立 GaN 基板を用いることによるミスフィット転位等の減少の効果が加わったものと
考えられる。同様の現象が E4 電子トラップについても言える。
図 6-2(e)は比較的高めに炭素ドープされたサンプル#5 の DLTS 信号である。図 6-2(b)
に示したサンプル#2 の DLTS 信号と比較すると、E2 と E4 電子トラップだけではなく
E1 と E3 電子トラップもほぼ検出下限以下になっていることが判る。同様な E3 電子ト
ラップの低下はサンプル#4 と#6 でも観察される。
また図 6-3 には比較の目的で、第 5 章で示した炭素の補償率を炭素濃度に対してプロッ
トしたものを示す。炭素の補償率の定義として、ドープされた炭素が 100%アクセプタ
ーとして活性化した場合に補償率 = 1、炭素が 100%ドナーとして活性化した場合に補
償率 = -1 とし、基本的には第 5 章の図 5-8 と同じ図であってプロットを DLTS 測定サ
ンプルに限ったものである。この図が示す点として、炭素濃度が低い領域においては炭
素はドナータイプになっていることから点欠陥 CGa が形成されていると考えられ、また
炭素濃度が高めの領域においてはアクセプタータイプが支配的になることから点欠陥
CN が形成されていると考えられる。この CGa-CN の 2 準位モデルは第 5 章でも既に述べ
られており[17]、CGa から CN へのサイトチェンジは炭素濃度 1×1016～2×1016 cm-3 付近
で起こっている。
一方で比較の為、図 6-4 には上記同様に横軸を炭素濃度とし、縦軸に E3 電子トラップ
をプロットしたものを示す。E3 電子トラップ起因の信号は炭素ドープ濃度が 2×1016
cm-3 未満のものでは共通して観察される。一方で炭素ドープ濃度が 2×1016 cm-3 以上の
サンプルでは E3 電子トラップ濃度が急減し、検出下限以下となった。図 6-3 と図 6-4
を比べると、上記図で E3 電子トラップが急減する閾値の濃度である 2×1016 cm-3 は、
98
炭素がサイトチェンジする濃度とほぼ一致することに気付く。もともと炭素濃度が増え
た場合に E3 電子トラップの DLTS 信号が低下することは指摘されており、これは点欠
陥 NGa から複合欠陥 VGaNi への遷移を炭素が促進するためと指摘されている[27]。しか
し本研究の上記結果からは、単に炭素のドーピングだけではなく、炭素がアクセプター
タイプの CN サイトにあることこそ点欠陥 NGa から複合欠陥 VGaNi への遷移に大きな影
響を与えていると考察される。E3 電子トラップからの DLTS 信号がある閾値において
急激に減少している点も、この CGa-CN サイトチェンジと E3 の相関が強いことを示唆
していると思われる。本研究でこのような炭素の微妙な挙動を検出できたのは、1×1016
cm-3 という低いフリーキャリア濃度で制御された独自のサンプルを用意し、評価できた
ためと考えられる。
以上の結果は、ドーピングした炭素をアクセプタータイプの CN サイトで制御すること
により、図 6-2(e)の例に示されるように 100～400 K の温度領域で DLTS 信号が殆ど
検出されない、すなわち浅い電子トラップが抑制された n-GaN 層を形成することが可
能であることを示している。この温度領域は仮にトラップの捕獲断面積が 5×10-15 cm2
とすると、EC -0.19 eV から-0.89 eV までのエネルギー準位をカバーしている。1×1016
cm-3 という低いフリーキャリア濃度領域でこのような低電子トラップ濃度、高品質の
GaN 層を形成できる手法はパワーデバイス、或いは高速デバイスにおける特性向上な
どの試みにおいて極めて有用な技術になると期待される。
なお最後に、上記で浅い電子トラップがほぼ完全に抑止できる可能性を示したが、これ
はトラッピング準位の全濃度の低減を意味するものではない。E3 電子トラップの起源
である NGa 点欠陥から変換された複合欠陥は正孔トラップタイプになるとも言われる
為、電子トラップ減少分がそのまま正孔トラップ増加分となっている可能性はある。こ
れは MCTS 等で検出することは可能であり、今後の課題である。
99
6-4 まとめ
GaN on GaN であり、なおかつフリーキャリア濃度が 1×1016 cm-3 前後という低い領
域での n-GaN 層中の比較的浅い準位の電子トラップを、DLTS により解析した。低転
位の GaN 基板を用いることで on SiC で観察されていた E2、および E4 トラップの減
少を確認した。またドーピングされた炭素がドナータイプの CGa からアクセプタータイ
プの CN へとサイトチェンジするタイミングで E1、および E3 トラップすることも観察
された。この結果として、パワーデバイス用途で SBD のドリフト層とする n-GaN 層
中において、Ec-0.89 eV までの比較的浅い準位のトラップがほぼ完全に無い層を形成
できる可能性を本検討で示した。
6-5 第 6 章の参考文献
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104
表 6-1 DLTS 測定用サンプル一覧
Sample
Silicon doping
Carbon doping
Free carrier concentration
(1016 cm-3)
(1016 cm-3)
(1016 cm-3)
#1
NC2-2
1.40
1.62
0.65
#2
NC3-2
1.47
1.24
1.94
#3
NC5
2.20
1.82
1.17
#4
NC6
2.88
3.45
0.08
#5
NC9
2.75
3.00
0.47
#6
NC12
5.94
4.80
2.44
105
GaN on SiC sub.
GaN on GaN sub.
10 [fF]
DLTS signal
E2
Ec -0.40 eV
E4
Ec -0.73 eV
E1
Ec -0.24 eV
E3
Ec -0.61 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-1
n-GaN on SiC および n-GaN on GaN からの DLTS 信号
106
400
1 [fF]
DLTS signal
E3
Ec -0.61 eV
E1
Ec -0.24 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(a)
n-GaN on GaN サンプル#1 からの DLTS 信号
107
400
1 [fF]
DLTS signal
E3
Ec -0.61 eV
E1
Ec -0.24 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(b)
n-GaN on GaN サンプル#2 からの DLTS 信号
108
400
1 [fF]
DLTS signal
E3
Ec -0.61 eV
E1
Ec -0.24 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(c)
n-GaN on GaN サンプル#3 からの DLTS 信号
109
400
1 [fF]
DLTS signal
※ノイズ等と思われる→
E1
Ec -0.24 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(d)
n-GaN on GaN サンプル#4 からの DLTS 信号
110
400
DLTS signal
1 [fF]
E1
Ec -0.24 eV
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(e)
n-GaN on GaN サンプル#5 からの DLTS 信号
111
400
DLTS signal
1 [fF]
100
150
200
250
300
350
T [K]
図 6-2(f)
n-GaN on GaN サンプル#6 からの DLTS 信号
112
400
1.0
Compensation ratio [-]
0.8
0.6
0.4
0.2
0.0
-0.2
-0.4
-0.6
0.0
1.0
2.0
3.0
4.0
5.0
Carbon concentration [×1016 cm-3]
図 6-3 n-GaN on GaN 中の炭素濃度および炭素の補償率の相関
113
6.0
E3 trap density [×1012 cm-3]
5.0
4.0
3.0
2.0
1.0
0.0
0.0
1.0
2.0
3.0
4.0
5.0
Carbon concentration [×1016 cm-3]
図 6-4
n-GaN on GaN E3 電子トラップ濃度と炭素濃度の相関
114
6.0
第7章
結論
本研究では、特に GaN 系エピタキシャル結晶を電子デバイス用材料として使用する観
点で、同結晶に含まれる欠陥準位やドーピングの影響を評価するとともに、最終的には
HEMT あるいは GaN on GaN ダイオードデバイス応用に向けて結晶の高品質化、最適
化を行うことを目的とした。
この研究結果をまとめた本論文ではまず第 1 章で研究の背景を詳細に述べた。また第 2
章では本研究に関する諸原理に関して説明した。
第 3 章においては GaN HEMT のピンチオフ特性を向上させる目的でドーピングした炭
素がデバイス動作特性に与える影響、およびその原因を検討した。デバイスの HEMT
動作においては、チャネルに炭素ドープされたサンプルで大きい電流コラプスが観察さ
れた。一方で炭素を変調ドープした構造では良好なピンチオフを確保しつつ、電流コラ
プスを低減できることが示された。n-GaN エピ層に対する DLTS 法による欠陥準位の
測定では炭素ドープに対して正負両方の相関がみられたが、比較的浅い電子トラップと
して支配的なものは EC -0.61 eV に位置する窒素のアンチサイト NGa であることが判明
した。一方で深い欠陥準位を検出することを目的としたフォトキャパシタンス法によれ
ば 1.6 eV と 2.4 eV 付近にカーボンに関連する準位が観察された。これら DLTS とフォ
トキャパシタンスにより、GaN バンドギャップの大部分をカバーできる範囲で欠陥準
位の評価を行った結果、AlGaN/GaN HEMT 動作での大きなカレントコラプス有無の
差は炭素起因の深い方の欠陥準位に関連付けできることを明らかにするとともに、1×
1017cm-3 という比較的低いレベルで GaN に炭素ドープした場合の約 20%の挙動を定義
することが出来た。
第 3 章の成果を基に、第 4 章においては主に炭素ドープした GaN をバッファとして用
いる HEMT 構造のデバイスレベルでの実証例を示した。まず SiC 基板上に形成した
AlGaN/GaN HEMT で E-mode 動作を実現、Vth=75 mV と発表当時において世界トッ
115
プレベルの高い閾値電圧を達成した。また同時にゲート長 1.0 μm のデバイスで fT=8
GHz、fMAX=26 GHz と通常の D-mode 動作と遜色ないレベルが得られることを証明し
た。同じく E-mode HEMT において、Schottky 形成後のアニール条件により閾値電圧
を 0.35 V まで向上させる例も示した。一方で HEMT デバイスにおけるバッファリーク
の光応答を検討し、低エネルギーの光照射で励起されるフリーキャリアが GaN バンド
ギャップ中のトラップ準位に捕獲され、疑似的にコラプス状態を引き起こすメカニズム
を明らかにした。
第 5 章では GaN SBD におけるフリーキャリア濃度と耐圧、および RON の相関に加え
て、低濃度ドーピングした炭素の挙動を検討した。重要な成果として GaN 中の炭素の
補償率がドーピング濃度に依存して大きく変動する現象を発見し、濃度増加に伴って炭
素の占める位置がドナータイプの CGa からアクセプタータイプの CN へと変わる 2 準位
モデルを提案した。一方でダイオード性能の指標である耐圧、および RON のトレードオ
フを満たす点として、ドリフト中のフリーキャリア濃度は 8×1015 cm-3 が最適点である
ことを見出した。
さらに第 6 章においては n-GaN on GaN 層中における、比較的浅い準位の電子トラッ
プを DLTS により解析した。低転位の GaN 基板を用いることで on SiC で観察されて
いた E2、および E4 トラップの低減を確認するとともに、ドーピングされた炭素が第 5
章で述べた 2 準位間でのサイトチェンジのタイミングで E1、および E3 トラップ濃度
も減少した。この結果として n-GaN 中で EC -0.89 eV までの比較的浅い準位のトラッ
プを、ほぼ完全に制御できる可能性を示した。
以上のように電子デバイス応用を目的とした GaN エピタキシャル結晶を、用途に応じ
て解析のうえ最適化し、結果として HEMT および SBD 両方のデバイスで高い特性を
実証できた。
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謝辞
本論文を完成するにあたり、御多忙の中にありながら終始にわたって数々の貴重な御教
示、御助言を賜りました福井大学大学院工学研究科電気・電子工学専攻の塩島謙次准教
授に、心より感謝致します。
本研究の多くにおいて関わって頂き、ご支援を賜りました福井大学大学院工学研究科電
気・電子工学専攻の葛原正明教授、愛知工業大学工学部電子情報工学専攻の徳田豊教授、
法政大学マイクロナノテクノロジー研究センターの三島友義教授に深く感謝の意を表
します。
GaN 結晶の高品質化にあたり多くの御議論、アイデア、ディスカッションを賜り、私
にとって欠かすことのできない機会と経験を賜りました、富士通株式会社の吉川俊英
様・今西健治様、住友電工デバイスイノベーション株式会社の川田春雄様・南部和夫様、
住友電気工業株式会社の中田健様、株式会社東芝の高木一孝様・松下景一様、三菱電機
株式会社の山本佳嗣様・木下博之様、RF Micro Devices(Qorvo)の Tom Rogers 様、
Freescale Semiconductor(NXP)の Bruce Green 様、
II-VI Advanced Materials の Andy
Souzis 様、北海道大学量子集積エレクトロニクス研究センターの橋詰保教授、法政大
学理工学部電気電子工学科の中村徹教授に深く感謝の意を表します。
本研究の遂行にあたり、ご理解と多大なご支援を賜りました株式会社サイオクス、およ
び住友化学株式会社の皆様に深く感謝の意を表します。
最後に、会社での業務の傍らで論文執筆を進めていた私を支えてくれた家族に、心より
感謝いたします。
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