TW201009898A - Film deposition method - Google Patents

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201009898 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於一種於基板之一方之主表面上形成薄膜之 成膜方法’更明確而言’係關於一種根據構成欲形成之薄 膜之材料的晶格常數，於使基板彎曲之狀態下形成薄膜之 成膜方法。 【先前技術】

當於基板例如半導體基板之一方之主表面上使薄膜成長 以形成半導體元件時，通常進行如下方法：一面進行加 熱，一面使半導體基板之一方之主表面上暴露於構成欲形 成之薄膜之原料的氣體中。作為原料氣體，例如使用含有 成為陽離子之III族氮化物半導體之有機金屬化合物、及成 為陰離子之V族元素的原料氣體。藉由將該等原料氣體供 、σ至已加熱之半導體基板之主表面上，而使薄膜成長於半 導體基板之一方之主表面上。 將以上述方式使薄膜成長之方法稱為氣相成長法。氣相 成長法係磊晶成長法之一種。於使薄膜成長（成膜）之情形 時亦考慮有例如使與構成基板之材料不同之材料的薄膜 於基板上氣相成長之情況。將如上所述般使與構成基板之 材料不同之材料的薄膜氣相成長之技術稱為異質磊晶成 長，將形成（成長）之薄臈稱為異質磊晶膜，且將基板與形 ^之薄膜之界面稱為異質界面。再者，如後所述，此處所 謂基板，係、指成膜侧之構件，僅1層基板，且包括以下兩 方之隋況.用以於該J層基板之一方之主表面上形成薄膜 141328,doc 201009898 之基板；及於一方之主表面上已形成有1層以上之薄膜， 而用以於該薄膜之一方之主表面上形成薄膜之基板（所謂 之附有蠢晶膜之基板’此處定義為蟲晶圓）。 另外，於形成如上所述之異質磊晶膜之情形時，認為例 如III族氮化物半導體第12章（非專利文獻1)中所示之異質 磊晶成長於氮化鎵（GaN)之結晶上之氮化鎵銦（InGaN)的薄 膜係難以實現InGaN與GaN之界面組成之急遽變化的問題 較多之結晶。具體而言，於GaN之結晶上不會形成目標組 成之InGaN薄膜，例如於形成約5 nm厚之InGaN層之情形 時，自InGaN與GaN之界面於厚度方向上存在1〜2 nm左右 之特別是銦（In)之組成較低之過渡層，而認為其會導致界 面之組成變化之急遽性下降。關於其他材料例如於GaN之 結晶上異質磊晶成長而成之氮化鎵鋁（AlGaN)薄膜，有時 亦產生相同之過渡層。 上述之於異質磊晶成長中在界面附近所形成之組成不均 一或組成變低的過渡層有時會使使用有異質磊晶膜之半導 體元件之特性劣化。因此，為了提高使用有異質磊晶膜之 半導體元件之特性，重要的是抑制過渡層之產生，而進行 於界面中薄膜之組成急遽地變化之異質磊晶成長。 例如III族氮化物半導體第8章（非專利文獻2)中，揭示了 如下方法：當形成異質磊晶膜之多層構造時，為了使膜之 組成於界面急遽地變化，使用用以瞬間切換原料氣體之供 給的無死角之氣體切換閥，使至反應管中之氣體供給量與 至通氣孔中之氣體供給量大致相同。 141328.doc 201009898 [先行技術文獻] [非專利文獻] [非專利文獻1 ]赤崎勇編著，「ΙΠ族氮化物半導體」第J2 章，培風館 ’ 1999年，p. 230-235 [非專利文獻2]赤崎勇編著，「hi族氮化物半導體」第8 章，培風館，1999年，p. 147-165 【發明内容】 [發明所欲解決之問題] 然而，例如即便欲於GaN之基板或薄膜上成長晶格常數 不同之InGaN異質磊晶膜，僅採用非專利文獻2中所揭示之 瞬間切換原料氣體之供給的方法仍較難。InGaNi薄膜係 藉由供給三甲基銦（TMIn)、三甲基鎵（TMG)以及氨氣之各 自氣相作為原料氣體來進行成長，但即便進行此種氣體之 供給，於GaN上仍易成長同種且相同晶格常數之GaN。因 此，即便進行InGaN之成長，特別是於最初仍難以取入 In，而直至組成穩疋為止需要時間。其結果存在如下問 題：於GaN與InGaN之界面出現組成未急遽變化之過渡 層。 本發明係鑒於上述各問題而成者，其目的在於提供—種 成膜方法，該成膜方法係根據構成欲形成之薄膜之材料的 晶格常數’可使界面附近之結晶特性提昇。 [解決問題之技術手段] 本發明之成膜方法係於基板之一方之主表面上形成薄骐 的成膜方法。於該成膜方法中包含以下步驟：準備基板；' 141328.doc 201009898 使基，相對於沿著主表面之方向彎曲；以及於使基板響曲 之狀下，於基板之一方之主表面上形成薄膜。又，本發 明之成膜方法係進_步包含以下步驟者：以上述方式進行 於之-方之主表面上形成薄膜的步驟後使基板相對 於沿著主表面之方向’朝著於上述使基板彎曲之步驟中使 基板f曲之方向的相反方向f曲；以及於朝著相反方向使 基板弯曲^狀態下，於基板之―方之主表面上形成薄膜。 此處所4使基板彎曲之步驟，係指於形成薄膜時，有意 地使基板相對於沿著主表面之方向。若如此進行，則 使基板與薄膜之界面中之組成急遽地變化，藉此可提昇界 面附近之結晶之特性。 1 作為形成薄臈時有意地使基板相對於沿著主表面之方向 彎曲之步驟，具體包含如下步驟：根據作為構成欲形成之 薄膜之材料之晶格常數的第以格常數、與作為構成形成 薄膜之基板之方之主表面的材料之晶格常數的第2晶格 常數，使基板相對於沿著主表面之方向彎曲。 對上述成膜方法加以更具體地敍述，於使基板彎曲之步 驟中，若第1晶格常數大於第2晶格常數，則與進行使基板 彎曲之步驟前之形狀相比，使基板更朝著—方之主表面側 凸起的方向f曲。同樣地’若第i晶格常數小於第2晶格常 數，則與進行使基板彎曲之步驟前之形狀相比，使基板更 朝著一方之主表面側凹陷的方向彎曲。 如上所述，藉由將構成欲形成之薄膜之材料的晶格常數 (第1晶格常數）、與構成成膜側之基板（包含磊晶圓）之主表 141328.doc • 6 · 201009898 面之材料的晶格常數（第2晶格常數）進行比較，來決定應使 :板：那個方向彎曲。並且例如若第丄晶格常數大於第2 曰曰格Φ數’則彎曲成與進行使基板彎曲之步驟前相比更接 近-方之主表面側弯曲凸起之形狀的形狀。此處所謂一方 表面側凸起之方向’係指自基板外側觀察，成媒側之 主表面彎曲成更接近凸形狀之方向。同樣地，所謂一方之 主表面侧㈣之方向’係指自基板外側觀察，成膜側之主 以彎曲成更接近凹形狀之方向。因&’例如於當在進行 使基板f曲之步驟前，自基板外側觀察—方之主表面弯曲 成杈大之凹形狀時，朝著一方之主表面側凸起之方向彎曲 的情況中，亦包括例如以下圖1(B)所示，進行朝著凹形狀 之曲率變小（即接近凸形狀之彎曲）之方向彎曲的處理之情 況。 其中，於使基板彎曲之步驟中，若第丨晶格常數大於第2 晶格常數，則更好的是使基板以一方之主表面侧成為凸形 狀之方式彎曲。具體而言，其係指如以下圖i(c)所示，彎 曲之結果為自基板外側觀察，成膜側之主表面彎曲成凸形 狀。同樣地’若第1晶格常數小於第2晶格常數，則更好的 疋使基板以一方之主表面側成為凹形狀之方式彎曲。具體 而έ ’其係指彎曲之結果為自基板外側觀察，成膜側之主 表面彎曲成凹形狀。 圖1 (Α)係表示進行使基板彎曲之步驟前的基板形狀之概 略剖面圖。圖1(B)係表示使圖1(a)之基板朝著一方之主表 面側凸起之方向彎曲的基板之狀態之例的概略剖面圖。圖 141328.doc 201009898 i(c)係表示使圖1(A)之基板以一方之主表面側成為凸形狀 之方式弯曲的基板之狀態之例的概略剖面圖。圖1(A)所示 之基板10係一方之主表面側彎曲成凹形狀。此處所謂一方 之主表面侧’如圖1(A)所示’為紙面之上側。例如若上述 第1晶格常數大於第2晶格常數’則彎曲成與圖ι(Α)所示之 狀態相比更接近一方之主表面側彎曲凸起之形狀的形狀。 其結果’如圖1 (B)所示’亦能夠以凹形狀之彎曲變小之方 式彎曲。又，例如所謂若上述第1晶格常數大於第2晶格常 數，則使基板以一方之主表面側成為凸形狀之方式彎曲， 係表不如圖1(C)所示，自基板外側觀察，成膜側之主表面 彎曲成凸形狀。 右使基板以上述方式彎曲，則即便於使與基板不同之晶 格常數之材料成膜（異質蠢晶成長）之情形時藉由彎曲使 表示明格間之間隔之晶格常數變大或變小，因此實質上第 2晶格常數變得接近於第1晶格常數。因此，可於界面中使 薄膜之組成急遽地變化。其結果可使界面附近之結晶之特 性及膜質提昇。 作為此處之使基板彎曲之方法，較好的是採用如下方 法··對第1加熱構件、與第2加熱構件的加熱溫度進行獨立 控制，而使上述基板彎曲，上述第丨加熱構件係以與基板 之一方之主表面相對向之方式配置者，上述第2加熱構件 係以與位於基板之一方之主表面的相反側之基板之另一方 之主表面相對向的方式配置者。更具體而言，例如若第1 晶格常數大於第2晶格常數，則以第丨加熱構件之溫度高於 141328.doc 201009898 第2加熱構件之溫度之方式控制第1加熱構件及第2加熱構 件之'里度。同樣地，若第1晶格常數小於第2晶格常數，則 X第1加熱構件之溫度低於第2加熱構件之溫度之方式控制 第1加熱構件及第2加熱構件之溫度。如後所述，根據加熱 基板之方向，使基板翹曲之方向變化。較好的是利用該性 質來使基板彎曲。 又，本發明之成膜方法中，於準備基板之步驟中，亦可 準備由熱膨脹係數相互不同之材料所形成之複數層積層而 成的基板。若如此，則與通常之1層基板相比可更大幅度 地彎曲。因此，於使與基板不同之晶格常數之材料成膜 (異質蟲晶成長）之情形時，可於界面使薄膜之組成更急遽 地變化。其結果’可使界面附近之結晶之特性及膜質提 昇。 又，於形成薄膜之步驟中，較好的是將構成欲形成之薄 膜之成分的原料氣體，供給至已加熱之基板之一方之主表 面上。若如此，則供給至基板之主表面上之原料氣體被熱 刀解而可使結晶（薄膜）形成（成膜）於基板之主表面上。 再者，所謂該原料氣體，亦可包含有機金屬化合物之蒸 氣又，更好的疋包含in族元素之化合物之蒸氣。 [發明之效果] 藉由本發明之成膜方法，於形成由晶格常數與構成基板 之材料之晶格常數不同的材料所形成之薄膜之情形時，可 使界面中之薄膜之組成急遽地變化。其結果，可使界面附 近之結晶之特性及膜質提昇，且可提昇使用其之半導體元 141328.doc 201009898 件之特性。 【實施方式】 (實施形態） 首先，對本發明之成膜方法之原理加以說明。如圖2所 示，本發明之實施形態中之氣相成長之成膜裝置2〇〇包含 作為第1加熱構件之加熱器7，該加熱器7係以如下方式配 置：於用以設置基板10之基座^上侧，經由加熱失具“ 與基座1之上側之主表面相對向。又，如圖2所示，於基座 1之下侧亦配置有作為第2加熱構件之加熱器2。再者，此 處所謂主表面，係指例如基板1〇或基座！等之表面中面積 最大、設置於沿著水平方向之方向上的表面…此處所 謂對向，亦包括例如於基座！之上侧經由加熱夾具6而配置 之加熱器7般，於兩者間介在有其他構件之情況。 非專利文獻2中所揭示之加熱半導體基板以進行異質磊 晶成長之方法均係於基座上設置欲加熱之半導體基板。$ 後’例如藉由RF(Radi〇 Frequency，射頻）加熱電阻加 熱:紅外線燈加熱等之方法加熱基座。非專利文獻2中所 揭不之基座具有作為進行加熱之加熱器的作用因此半 體基板係自其下侧受到加熱。如上所述，若相對於沿著半 導體基板之主表面之方向’僅自單側對其進行加執，則半 導體基板由於上侧與下側之溫度差，相對於沿著主表 方向發生龜曲而彎曲。 於在基板1G之下侧設置加熱器8而自基板1〇之下側進<_ …的It形時’基板1Q之主表面中與加熱器8相對向之下 141328.doc 201009898 側之主表面較不與加熱器8相對向之上側之主表面受到更 多加熱而表現出延展性。其結果，如圖3所示，伴隨著下 側之主表面延伸，對上側之主表面產生壓應力。反而言 之’相對於上侧之主表面，於下側之主表面產生拉伸應 力’基板10以下側成為凸形狀之方式發生翹曲。反之，於 ’ 自基板10之上側進行加熱之情形時，如圖4所示，伴隨著 ' 上側之主表面延伸’對下側之主表面產生壓應力，基板1〇 以上侧成為凸形狀之方式發生翹曲。 因此’於例如非專利文獻2中所揭示之基座般設置、加 熱半導體基板之情形時，半導體基板係相對於沿著主表面 之方向而自下側受到加熱。因此，以半導體基板之下侧成 為凸形狀之方式發生翹曲。如上所述，所謂半導體基板之 與沿著基板之主表面之方向相關的翹曲，係指當例如於供 給原料氣體之量、壓力、溫度（投入至裝置中之電力）等之 某成長條件下進行某異質磊晶成長時，原本會作為相對於 φ 該成長條件之結果而發生者。 此處，根據上述圖3及圖4，於加熱基板之情形時，基板 翹曲之方向及量會根據進行加熱之方向而變化。因此，可 以說藉由控制進行加熱之方向，可控制基板翹曲之方向及 -量。因此，例如上述圖2所示之成膜裝置2〇〇般， ，座U之基板10之一方(上側)之主表面相對向的加熱 态7、及相對於基板1〇之主表面與加熱器7之相反側（下侧） 之主表面相對向的加熱器2。若如此，則可相對於基板1〇 之主表面而自上側或下侧之任一側加熱基板1〇。因此，藉 141328.doc 201009898 由控制加熱器7及加熱器2之輸出（加熱溫度），可控制基板 10魅曲之方向及量。 另外’例如若於砷化鎵（GaAs)基板之一方之主表面上， 利用異質磊晶成長形成砷化銦鎵（InGaAs)薄膜，則基板會 相對於沿著主表面之方向，以已形成之InGaAs薄膜侧成為 凸形狀之方式發生翹曲。 如圖5所示，使晶格常數大於小晶格91之大晶格％(圖之 左右方向之寬度較大）接合於晶格常數較小（圖之左右方向 之寬度較小）之小晶格91之一方的主表面上、即作為圖5中 之小晶格91之上側之邊的晶轴上。於是，晶格常數較大之 大晶格92使晶轴長度重合而接合於晶格常數較小之小晶格 91上。其結果，如圖6所示，大晶格92及小晶格91以大晶 格92侧成為凸形狀之方式發生翹曲而彎曲。因此，若於 GaAs基板上形成晶格常數大於GaAs之InGaAs薄膜，則會 以InGaAs薄膜側成為凸形狀之方式發生彎曲。 因此，例如於GaAs之基板上形成InGaAs薄膜時，較好 的是使以與成膜InGaAs之側的GaAs基板之主表面相對向 的方式配置之加熱器進行加熱，預先使GaAs之基板成為凸 形狀即相對於沿著GaAs之基板主表面的方向，成膜 InGaAs之側發生翹曲，而於此狀態下進行InGaAs之成膜。 若如此’就成膜InGaAs之側的成膜InGaAs的GaAs之最表 面之晶格常數’因朝著凸起之方向發生鍾曲故外觀上變宽 而變大，實質上與InGaAs之晶格常數之差變小。因此，可 相對於GaAs稍容易地急遽地成膜InGaAs。根據以上，藉 141328.doc -12- 201009898 由加熱預先使GaAs之基板成為凸形狀，而InGaAs相對於 GaAs可急遽地成膜，從而可提昇界面之特性。 如圖7所示，使晶格常數小於大晶格93之小晶格94接合 於晶格常數較大之大晶格93之一方之主表面上、即作為圖 7中之大晶格93之上側之邊的晶轴上。於是，晶格常數較 小之小晶格94使晶轴長度重合而接合於晶格常數較大之大 明格93上。其結果，如圖8所示，小晶格料及大晶格％以 小晶格94側成為凹形狀之方式發生翹曲而彎曲。 如上所述，控制原料氣體之流動及供給之切換另當別 論，藉由控制加熱基板之方向來控制欲成膜之基板翹曲的 方向，可於形成異質磊晶膜時使界面之薄膜的組成更急遽 地變化。其結果，可使界面附近之結晶的特性及膜質提 昇，因此可使使用有該異質磊晶膜之例如半導體元件之通 道遷移率等電氣特性提昇。 繼而，對本發明之成膜方法加以詳細說明。如圖9所 不，首先，實施準備基板之步驟（sl〇卜具體而言，係準 備欲藉由異質磊晶成長進行成膜（被成膜）之基板之步驟。 此處所4基板，係指成膜側之構件，其包括以下兩者之 情況：僅為1層基板，而用以於該丨層基板之一方之主表面 上形成薄膜的基板；於一方之主表面上已形成有i層以上 之薄膜，而用以於該薄膜之一方之主表面上形成薄膜的基 板（所謂之附有磊晶膜之基板，此處定義為磊晶圓進 而，例如於一方之主表面上，由具有與構成該基板之材料 之熱膨脹係數不同之熱膨脹係數的材料所形成之〗層以上 141328.doc •13- 201009898 之薄膜之層（以與蟲晶成長不同之手法）積層而成的基板亦 可包含於此處所謂之基板中。 作為上述僅1層基板之基板，例如可舉出藍寶石基板或 石夕基板等。此外，亦可使用作為化合物半導趙之GaN或者 碳化矽（SiC)、氮化鋁（A1N)或氮化鋁鎵（AmaN)之晶圓（基 板）。又，關於已在一方之主表面上形成有丨層以上之薄膜 之基板（磊晶圓），例如可舉出於藍寶石基板之一方之主表 面上形成有GaN薄膜之基板（所謂之GaN模板）等。 繼而，實施使基板彎曲之步驟（S2〇)。具體而言係如下 步驟.首先於上述成膜裝置2〇〇之基座1上側設置欲成膜之 基板10。接著，控制成膜裝置200之加熱器7及加熱器2之 輸出（加熱溫度），使基板10相對於沿著其主表面之方向而 向所期之方向彎曲。如上所述，此處所謂使基板彎曲之步 驟，係指於形成薄膜時，有意地使基板相對於沿著主表面 之方向彎曲。 使用自設置於成膜裝置2〇〇内部之頂架部（上側）之模組5 所照射的雷射光’可對後述之基板10之曲率或翹曲即與沿 著基板10之主表面之方向相關之彎曲的程度進行測定。 再者，於圖2中，加熱夾具6及加熱器7、流道3於左右方 向上一部分不連續’其原因在於可容易地製成自模組5照 射之雷射光傳播至基板10之主表面上之圖像。因此，若可 穿透雷射光’則亦可使用加熱夾具6及加熱器7之左右方向 為連續之構件。又’圖2為剖面圖，因此實際上加熱夾具 6、加熱器7、流道3同為1個構件。再者，圖2中，自上部 141328.doc -14· 201009898 照射來自模組5之雷射光，但亦可自流道3之斜側面入射雷 射光，於此情形時，無需將加熱夾具6及加熱器7加工成如 圖2所示般於左右方向上不連續。 如上所述’基座1為用以設置基板1〇者。然而除此之 外，基座1及加熱夾具ό均具備將加熱器之熱均勻地傳播至 基板10之作用。具體而言，加熱夾具6將加熱器7產生之 ' 熱、基座1將加熱器2產生之熱均勻地傳播至基板10。基座 Φ 1、加熱夾具6例如均由塗層有碳化矽（Sic)薄膜之碳（C)所 形成。碳化矽之導熱性高且耐熱性優異，因此可對基板10 順暢地傳播熱。再者，除上述材質外，作為基座1、加熱 夾具6之材質，例如可使用石英、藍寶石、sic、塗層有熱 分解碳之碳、氮化硼（BN)、碳化钽（TaC)。 步驟（S 20)為如下步％ :根據構成欲形成之薄膜之材料 的曰曰格常數（第！晶格常數）、與構成形成薄膜之基板之一方 之主表面之材料的晶格常數（第2晶格常數），使基板相對於 • &著主表面之方向弯曲。再者，所謂此處構成基板之主表 面之材料，例如於基板僅為1層之情形時，構成該基板之 #料之曰曰格常數為第2晶格常數。然而，根據上述内容，

膜之主表面係㈣薄膜之表 成薄膜之表面（基板之主表面），而構成該 的材料之晶格常數係第2晶格常數。 形成薄膜之表面的材料之

141328.doc 晶格常數與第2晶格常數而決定應使基板朝 曲並且’若第1晶格常數大於第2晶格常 15 201009898 數，則以如下方式來控制加熱器7及加熱器2之溫度：使以 與基板ίο之一方之主表面（成膜側：圖之上側）相對向的方 式配置之作為第1加熱構件之加熱器7之溫度，高於以與位 於一方之主表面之相反侧的、基板1〇之另一方之主表面 (圖之下側）相冑向的方式配置之作為第2加力構件之加熱器 2之溫度。又，若第丨晶格常數小於第2晶格常數，則以加 熱器7之溫度低於加熱器2之溫度之方式控制加熱器7及加 熱器2之溫度。 具體而言，於第丨晶格常數大於第2晶格常數之情形時， 較好的是如上述圖4所示之基板10般之狀態。例如藉由對 基板10施加下述力，而以較好的是上侧成為凸形狀之方式 使基板10彎曲：藉由來自上側之加熱器8之加熱而使基 板10朝著與進行使基板10彎曲之步驟前之形狀相比向基板 10之一方之主表面侧（成膜側：上側）凸起的方向彎曲。例 如若於加熱基板10前之初期狀態下，基板10以較大之曲率 向上侧凹陷之方向彎曲，則即便如圖4所示般進行來自上 侧之加熱器8之加熱，仍存在基板1〇之上侧不會成為凸形 狀之情況，較好的是於該情形時至少藉由使基板10向上侧 凸起之方向彎曲，而減少朝著凹方向彎曲之曲率或者成 為較初期狀態更接近凸形狀之狀態。於此情形時，較好的 是如圖4所示，藉由僅自基板10之上側、即僅使例如加熱 器7(參照圖2)進行加熱，而使基板1〇朝著向上側凸起之方 向彎曲。或者，亦能夠以加熱器7之加熱溫度高於加熱器2 之加熱溫度的方式，獨立控制兩者之加熱器之加熱溫度。 I41328.doc •16· 201009898 又，同樣地’若第1晶格常數小於第2晶格常數，則較好 的是如上述圖3所示之基板1 〇般之狀態。例如藉由對基板 10施加下述力，而以較好的是上側成為凹形狀之方式使基 板10彎曲：藉由來自下侧之加熱器8之加熱，而使基板1〇 朝著與進行使基板10彎曲之步驟前之形狀相比向基板1〇之 • 一方之主表面側（成膜側：上側）凹陷的方向彎曲。例如若 ‘ 於加熱基板10前之初期狀態下，基板10以較大之曲率向上 籲 側凸起之方向彎曲，則即便如圖4所示般進行來自下側之 加熱器8之加熱，仍存在基板1〇之上側不會成為凹形狀之 情況，較好的是於該情形時至少藉由使基板1〇向上側凹陷 之方向彎曲，而減小朝著凸方向彎曲之曲率，或者成為較 初期狀態更接近凹形狀之狀態。於該情形時，較好的是如 圖3所示，藉由僅自基板1〇之下側、即僅使例如加熱器 2(參照圖2)進行加熱，而使基板1〇向上側凹陷之方向彎 曲。或者，亦能夠以加熱器7之加熱溫度低於加熱器2之加 φ 熱溫度的方式，獨立控制兩者之加熱器之加熱溫度。 圖10所示之成膜裝置2〇1係於圖2所示之成膜裝置2〇〇中 進一步包含控制部30之構成，上述控制部3〇係控制以下兩 者之溫度：以與基板1〇之一方之主表面相對向的方式配置 . 之作為第1加熱構件之加熱器7;及以與位於一方之主表面 之相反側的基板1〇之另一方之主表面相對向的方式配置之 作為第2加熱構件之加熱器2。控制部3〇與模組5連接，且 可根據模組5對沿著基板1〇主表面之方向之曲率進行測定 的結果，以使基板10之曲率以及翹曲的方向及量成為既定 141328.doc 201009898 之方向及值的方式，即時地獨立控制加熱器7及加熱器2之 加熱溫度。將與模組5相連接之控制部3〇連接於加熱器7及 加熱器2，即時地獨立控制加熱器7及加熱器2之加熱溫 度’藉此產生對向於基板10之一方之主表面的區域與對向 於另一方之主表面之區域的溫度差。其製成了例如圖3或 圖4般之狀態，且控制了基板1〇之曲率以及翹曲之方向及 量。其結果，可使基板10之曲率以及翹曲之方向及量成為 既定之方向及值。 再者，作為對作為基板1 〇之彎曲程度之曲率進行測定之 模組5，例如可使用in_situ(即時）監控器。作為用以對成膜 中之基板ίο之曲率（翹曲）進行測定之模組5(in situ監控 器），亦可使用市售者，並且不僅存在對基板1〇之某丨點之 曲率進行測定者，亦存在可對基板10之翹曲之形狀進行測 疋者。此處，可使用該等之任一者。或者亦可使用除此之 外者。為了對成膜後之基板丨0之翹曲進行測定，可使用上 述裝置’此外亦可使用例如輪廓儀或表面粗度儀。其中， 圖9中之步驟（S2〇)以及隨後詳述之步驟（S3〇)、或者自步驟 (S20)至步驟（S30)之步驟的轉移係成膜裝置内之成長順 序。因此，較好的是於使用輪廓儀或表面粗度儀之情形 時，亦使用可於成膜裝置200(或成膜裝置201)之内部進行 測定之機構。 繼而’進行形成薄膜之步驟（S30)。具體而言係如下步 驟：如上所述於步驟（S20)中藉由對成膜裝置2〇〇(或成膜裝 置201)之加熱基板1〇之2台加熱器的加熱溫度進行獨立控 141328.doc -18- 201009898 制’使基板ίο彎曲成所期之方向及量，於此狀態下於基板 10之一方之主表面上形成包含具有與基板1〇之主表面不同 之晶格常數的材料之異質磊晶膜。 對成膜裝置200之加熱基板10之2台加熱器之加熱溫度進 行獨立控制’來控制基板1〇之曲率以及翹曲之方向及量， 於此狀態下加熱基板1一面保持上述基板丨〇彎曲並受到 加熱之狀態，一面對基板10之一方之主表面上供給構成欲 形成之薄膜之成分的原料氣體。若如此，則供給至基板1〇 之主表面上之原料氣體被熱分解，可於基板1〇之主表面上 形成結晶（薄膜）。 如上述圖2及圖10所示，於成膜裝置200或成膜裝置201 之基座1之上側設置有用以使原料氣體流動之流道3。一面 以加熱器7及加熱器2對基座丨及其上之基板1〇進行加熱， 一面自設置於流道3之一方之端部（上游側）的原料氣體喷嘴 4，使構成欲形成之薄膜之成分的原料氣體流動至流道3之 内部，而成為基板10之一方之主表面（圖2或圖1〇所示之上 側之主表面）暴露於原料氣體中之狀態。於是，於已加熱 之基板1G之主表面上形成由所供給之原料氣體所構成之薄 膜。 流道3係為了將原料氣體供給至基板1〇之主表面上而設 置之配管。作為該流道3之材f，例如使用石冑，此外例 如可使用塗層有SiC薄膜之碳、藍f石、Sic、塗層有妖分 解碳之碳、BN、TaC、Sus(stainless咖，不鐵鋼）、錄 (Ni)。又’自原料氣體噴嘴4將構成欲形成之薄膜之原料的 141328.doc •19· 201009898 氣體供給至流道3之内部。此時，若藉由加熱器7及加熱器 2來加熱基板1〇，則供給至基板1〇之主表面上之原料氣體 被熱分解，而可於基板1〇之主表面上形成結晶（薄膜）。 例如考慮到如下情況：使用藍寶石基板（(：面）作為基板 10，而欲於藍寶石基板之一方之主表面上形成m族化合物 半導體薄膜。於此情形時，作為自原料氣體喷嘴4供給至 基板10之主表面上之氣體，使用藉由於構成薄膜之金屬上 加成甲基（-CH3)而形成的於常溫下具有較高之蒸氣壓之液 體或固體之有機金屬化合物的蒸氣、及非金屬材料之氫化 物氣體。藉由採用將該等氣體吹附於已加熱之基板1〇之主 表面上，使其等熱分解而獲得半導體結晶的有機金屬氣相 成長法（MOVPE 法，Metalorganic Vap〇ur phase 叫⑽乂 method)，可於基板10之主表面上形成m族化合物半導體 薄膜。如上所述，進行加熱器之加熱係為了使供給之氣體 熱分解而使結晶形成為薄膜。 或者，亦可採用使用氯化物氣體作為自原料氣體噴嘴4 供給至基板ίο之主表面上之氣體的氣相成長法（νρΕ法，

Vapour Phase Epitaxy method)。特別是將使用氣化物氣體 與非金屬#料之氫化物氣體之氣相成長法稱為氫化物氣相 成長法（H-VPE法）。將該等原料氣體吹附於已加熱之基板 1〇之主表面上，使其等熱分解而獲得半導體結晶。若使用 成膜裝置200，則亦可進行上述M〇vpE法、vpE法、Η· VPE法之任-者。於任-情形時，均較好的是例如於欲形 成III族元素之化合物半導體之薄膜的情形時 自原料氣體 141328.doc -20· 201009898 喷嘴4供給III族元素之化合物之蒸氣。 再者，採用以上所述之成膜方法來進行成膜實際上不僅 是1層，較多的是積層2層以上之由不同材料所形2之異質 磊晶膜。因此，亦可再次進行··使基板相對於沿著主表面 之方向，朝著於上述使基板彎曲之步驟（S2〇)中使基板彎 曲之方向的相反方向彎曲之步驟（S2〇);及於上述使美板 即磊晶圓向相反方向彎曲之狀態下，使於基板之一方之主 表面上形成薄膜之步驟（S30)。例如，考慮到如下情況： 使上述具有大於第2晶格常數之第丨晶格常數的材料磊晶成 長為薄膜後，於該磊晶成長之薄膜之主表面上，使具有小 於α(第2晶格常數）之第丨晶格常數（設為p)的材料磊晶成長 為薄膜。於此情形時，於形成最初之晶格常數為α之薄膜 時，例如僅使圖2中之加熱器7進行加熱而成為如圖4所示 之狀態後進行成膜。又，當於其上形成晶格常數為ρ之薄 膜時，因β<α ’故例如僅使圖2中之加熱器2進行加熱而成 為如圖3所示之狀態後進行成膜。如上所述，較好的是適 當地切換加熱基板10之加熱器之種類或者加熱器之加熱溫 度’而反覆進行使基板彎曲之步驟（S2〇)及使薄膜成膜之 步驟（S30) ’藉此積層2層以上之由不同材料所形成之異質 遙晶膜。 若採用以上所述之成膜方法，控制翹曲之方向及量後， 對於基板10形成異質磊晶膜，則於形成之異質磊晶膜與已 成膜之基板之主表面的界面中，可使薄膜之組成急遽地變 化°其結果’可使界面附近之結晶之特性及膜質提昇。 141328.doc -21 · 201009898 [實施例1] 藉由利用了有機金屬氣相成長法（MOVPE法）之異質磊晶 成長，準備以下所述之異質磊晶膜之積層構造（異質磊晶 構造）的樣品。如圖11所示，於直徑為1吋之藍寶石基板11 之一方之主表面上成膜有厚度為25 nm之低溫GaN21。於 其上成膜有厚度為3 μιη之GaN22。進而，於其上成膜有厚 度為10 nm之GaN22，並且於其上成膜有厚度為3 nm且銦 (In)之組成為15%之InGaN52薄膜，進而於其上成膜有厚度 為10 nm之GaN22。其係具有以上積層構造之單層量子井 層（single quantum well)。即，此處形成之單層量子井層自 最表面層至基板依序為GaN(10 nmVInGaN(In組成為15%， 3 nm)/GaN(10 nm)/GaN(3 μιη)/低溫 GaN(25 nm)/藍寶石基 板。此處，將上述單層量子井層之樣品分為以下所述之3 種而加以準備。 另外，如圖18所示，先前所使用之氣相成長之成膜裝置 100係相對於用以設置基板10之基座1之主表面方向，而僅 於下側（於圖18中，與設置基板10之側之相反側的主表面 相對向之方向）包含作為加熱構件之加熱器2。此處於成膜 裝置100中，係與本發明之成膜裝置200不同之處。 樣品1-1係使用成膜裝置100而進行成膜。即，對於所有 磊晶膜，藉由自基板1 0之下側進行加熱來進行成膜，形成 上述單層量子井層。又，樣品1-2係使用成膜裝置200，對 於所有磊晶膜，藉由> 自基板1 0之下側（使用加熱器2)進行加 熱來進行成膜，形成上述單層量子井層。關於樣品1-3， 141328.doc -22- 201009898 亦使用成骐裝置200,對於藍寶石基板1丨之一方之主表面 上的低溫GaN21(厚度為25 nm)及其上之GaN22(厚度為3 μΠ1)，藉由利用加熱器2自基板10之下侧進行加熱來進行成 膜。繼而’對於由其上之GaN22(10 nm)、InGaN52(3 nm， 15%之In)、GaN22(1() nm)所形成之量子井層，藉由使用加 熱器7自基板1〇之上側進行加熱來進行成膜。

再者，對於樣品1 _ 1、樣品丨_2、樣品丨·3各自之量子井層 進行成膜時之條件係基板1〇之溫度為75(rc，原料氣體之 壓力為常壓。並且，一面使用於成膜裝置1〇〇及成膜裝置 2〇〇中未圖示但於成膜裝置2〇1中進行圖示之控制部3〇，控 制加熱器（加熱器7及加熱器2)之加熱溫度，一面使用模組5 卩時地測疋基板1〇之曲率。又，亦對勉曲之方向及量進行 即時測定。 當形成樣品1-1、樣品丨_2時，因相對於沿著基板1〇之主 表面之方向，而自下侧（加熱器2側）進行加熱故於所有磊 晶膜之成臈中，基板10係以加熱器7側成為凹形狀之方式 進行f曲又，當形成樣品1-3時，於成膜藍寶石基板u 之一方之主表面上的低溫GaN21(厚度為25 nm)A其上之 GaN22(厚度為3 μπι)時’自基板1〇之下側進行加熱因此 基板10係以加熱器7侧成為凹形狀之方式進行彎曲。而 且，當形成其後之量子井層時，自基板1〇之上側進行加 熱，因此基板ίο之翹曲方向發生變化，於InGaN52之成膜 中，反向為加熱器7側成為凸形狀。而且，於反向後，基 板10係以加熱器7側成為凸形狀之方式進行彎曲。 141328.doc -23- 201009898 根據圖ίο及上述内容，為了使界面中之薄膜之組成急遽 地變化，於作為構成欲形成之薄膜之材料之晶格常數的第 1晶格常數大於作為構成基板（被成膜）之主表面之材料之晶 格常數的第2晶格常數之情形時，較好的是使配置於較基 板10更上側之加熱器7進行加熱。又，於第1晶格常數小於 第2晶格常數之情形時，較好的是使配置於較基板1〇更下 側之加熱器2進行加熱。此處，因InGaN52之晶格常數大於 GaN22之晶格常數，故特別是當成膜InGaN52時，可以說 較好的是例如樣品1-3般使配置於較基板1〇更上側之加熱 器7進行加熱。 對於以上述方式形成之3種樣品，使用高解析度 RBS(Rutherford Backscattering Spectrometry，拉塞福背向 散射分析儀）或剖面 TEM(Transmission Electron Microscope， 穿透式電子顯微鏡），對作為量子井層之GaN22(10 nm)與 成膜於其上之InGaN52(3nm，.15%之In)的界面附近之In組 成之組成急遽性進行評價。又，使用X射線反射率測定器 (XRR(X-Ray Reflectivity，X射線反射儀）或GIXA(Glancing Incidence X-Ray Analysis，掠入射X射線繞射分析儀）），根 據X射線之干涉對界面急遽性進行評價。進而使用He-Cd 雷射，進行作為檢查半導體中之發光的半導體材料評價方 法之一的PL(Photoluminescence，光致發光）評價。將其結 果示於以下之表1中。再者，表1中之例如樣品編號為1 -1，係表示上述樣品1-1。 141328.doc -24- 201009898 [表1] 樣品編號 界面急遽性 ；XRR) 1好 1好 @良好 組成急遽性 I渡層之寬度£ΤΤ 一過渡層之寬唐£ΤΤ JIM之寬度痛

根據表1所示的作為界面附近之匕組成之急遽性的組成 心遽I·生之貝料，可以判斷過渡層之寬度越小，越會形成急 遽之界面。根據表1，與—面並不控制加熱器之加熱，而 始終僅使基板1G下側之加熱器2進行加熱，—面進行成膜 之樣品1·1及樣品U相比，當成mnGaN52時—面使基板 側之加熱器7進行加熱，一面進行成膜之樣品係過 渡層之寬度變小’急遽性得以改善。&，關於^之急遽性 得以改善之’於制XRR進行敎之界面急遽性 ，評價結果中，亦相對於樣品1-1及樣品1-2之「良好」為 極其良好」。進而，根據表丨，於將樣品卜丨之pL強度之 評價結果設為1時的樣品1-2及樣品1-3之PL強度之相對結 果中’亦可知樣品1_3較樣品1-1及樣品1-2明顯得以改善。 再者，此處所謂界面急遽性之評價結果之「良好」，具體 而。係界面之粗糙度為i〜2 nm左右之狀態時的評價，所謂 「極其良好」’具體而言係界面之粗糙度未滿丨nm之狀態 時的評價。 根據以上結果，當使用可控制基板10之翹曲方向之成膜 裝置200(MOVPE爐）來形成InGaN薄膜時，若相對於通常基 板10以加熱器7側成為凹陷之方向（凹形狀）之方式進行彎 141328.doc •25- 201009898 曲，而以加熱器7側成為凸起之方向（凸形狀）之方式使其彎 曲’則可實現界面急遽性及PL強度之提高。因此，藉由控 制基板1G之魅曲方向，可使界面中之薄膜之組成急遽地變 化。其結果’可使界面附近之結晶之特性及膜質提昇。

InGaN52薄膜可於M〇vpE法中，藉由自例如成膜裝置 200之原料氣體噴嘴4供給三？基_狗氣體、三甲基嫁 (TMG)氣體以及氨氣，而蟲晶成長於基板⑺上。然而，因 於GaN薄膜上易成長同種且相同晶格常數之⑽，故即便 進行InGaN之成長時’特別是於最初仍難以取人匕，而直 至組成穩定為止需要時間。其結果，In之組成（濃度）低於 設計值，而形成了 InGaN過渡層。因此，若使基板1〇之翹 曲方向以加熱H7側成為凸起方向之方式-曲，則成膜側 之最表面之晶格常數，因朝著凸起之方向發生翹曲使外觀 上變寬而變大，與晶格常數大於GaNUGaN之晶格常數 的差變小。因此’變得易取入In，可相對於GaN稍容易地 急遽地成膜InGaN。其結果，In組成之急遽性提昇。並 且，作為In組成之急遽性提昇之結果，認為使用xrr進行 測定之界面急遽性、進而PL強度均可得到提昇。 再者’於積層有2層以上之量子井層之多層量子井(mum quantum well)構造的情形時，可獲得與上述量子井層為t 層時相同之效果。 再者，根據GaN22(厚度為3 μιη)之成長條件當成膜 GaN22時亦存在大幅度翹曲成凹形狀之情況此時，即便 將加熱器之加熱自僅使基板1〇下側之加熱器2進行加熱之 141328.doc • 26 - 201009898 狀態切換成僅使基板10上側之加熱器7進行加熱之狀態， 亦存在雖可減小凹形狀之翹曲，但不會成為凸形狀之現 象。於此情形時，與於成長GaN22(厚度為3 μπι)之後之量 子井層時，亦僅使基板10下側之加熱器2進行加熱之情況 相比，於成長量子井層時亦自基板10上側之加熱器7進行 加熱者可實現優異之特性。 [實施例2] 於實施例2中亦藉由利用了有機金屬氣相成長法（MOVPE 法）之異質磊晶成長，準備以下所述之異質磊晶膜之積層 構造（異質磊晶構造）的樣品。如圖12所示，於直徑為1吋之 藍寶石基板11之一方之主表面上成膜有厚度為25 nm之低 溫GaN21。於其上成膜有厚度為3 μπι之GaN22。進而，於 其上成膜有厚度為25 nm且鋁（A1)之組成為25%之AlGaN42 的薄膜。其係具有以上積層構造之稱為所謂之AlGaN/GaN HEMT(high electron mobility transistor，高電子遷移率電 晶體）的異質磊晶膜之積層構造。即，此處形成之單層量 子井層自最表面層至基板依序為AlGaN(25 nm，25%之 Al)/GaN(3 μηι)/低溫GaN(25 nm)/藍寶石基板。此處，將上 述積層構造之樣品分成以下所述之3種而加以準備。 樣品2-1係使用成膜裝置100來進行成膜。即，對於所有 磊晶膜，藉由自基板10之下側進行加熱來進行成膜，形成 上述積層構造。又，樣品2-2係使用成膜裝置200，對於所 有磊晶膜，藉由自基板10之下側（使用加熱器2)進行加熱來 進行成膜，形成上述積層構造。關於樣品2-3，亦使用成 141328.doc -27- 201009898 膜裝置200’對於藍寶石基板11之一方之主表面上的低溫

GaN21(厚度為25 nm)及其上之GaN22(厚度為3 μιη)，藉由 利用加熱器2自基板10之下側進行加熱來進行成膜。繼 而，對於由其上之AlGaN42(25 nm，25°/。之Α1)所形成之積 層構造，藉由使用加熱器7自基板10之上側進行加熱來進 行成膜。 再者，當對於樣品2-1、樣品2-2、樣品2-3各自之 AlGaN42層進行成膜時的條件係基板1〇之溫度為1050°C， 原料氣體之壓力為常壓。又，此處亦與成膜樣品1 -1、樣 品1-2、樣品1-3時同樣地，使用模組5對基板10之曲率進行 即時測定。又，亦對翹曲之方向及量進行即時測定。 此處，因AlGaN42之晶格常數小於GaN22之晶格常數， 故特別是於成膜AlGaN42時，可以說理論上較好的是例如 樣品2 -1及樣品2 - 2般使配置於較基板10更下側之加熱器2進 行加熱。 對於以上述方式形成之3種樣品，使用高解析度RBS或 剖面TEM，對GaN22(3 μηι)與成膜於其上之AlGaN42(25 nm，25質量％之A1)之界面附近之A1組成的組成急遽性進 行評價。又，使用X射線反射率測定器（XRR或GIXA)，根 據X射線之干涉對界面急遽性進行評價。進而，採用霍爾 量測，進行半導體中之電子等載子之遷移率以及積層構造 之薄片電阻的評價。將其結果示於以下之表2中。 141328.doc -28· 201009898 [表2]

根據表2所不的作為界面附近之八丨組成之急遽性的組成 心遽性之資料’可以判斷過渡層之寬度越小’越會形成急 遽之界面。根據表2，當成膜A1GaN42時一面僅使基板⑺

下側之加熱器2進行加熱，一面進行成膜之樣品2_丨及樣品 2 2係與虽成膜AiGaN42時一面使基板ι〇上側之加熱器7進 行加”’、 面進行成膜之樣品2-3相比，過渡層之寬度變 J心遽性更良好。又，關於A1之急遽性更良好之樣品2_ 及樣vm 2 2，於使用xRR進行測定之界面急遽性之評價結 果中，亦相對於樣品2_3之r良好」為「極其良好」。進而 根據表2，與樣品2_3相比，樣品2_丨及樣品2_2亦於電子等 載子之遷移率之測定結果中為良好。關於薄片電阻，樣品 2-1及樣品2-2亦小於樣品2_3。 根據以上結果，當使用可控制基板10之翹曲方向之成膜 裝置200(MOVPE爐）來形成A1GaN薄膜時，若相對於在以 加熱器7進行加熱之情形時，通常基板1〇以加熱器了側成為 凸起之方向（凸形狀）之方式進行彎曲，而以加熱器2進行加 熱，以加熱器7側成為凹陷之方向（凹形狀）之方式使其彎 曲，則可實現界面急遽性及載子之遷移率等之提高。因 此，藉由控制基板1〇之翹曲方向，可使界面中之薄膜之組 141328.doc -29- 201009898 成急遽地變化。其結果，可使界面附近之結晶之特性及膜 質提昇。

AlGaN42薄膜可於MOVPE法中，藉由自例如成膜裝置 200之原料氣體喷嘴4供給三甲基鋁（TMA)氣體、三曱基鎵 (TMG)氣體以及氨氣而磊晶成長於基板10上。然而，因於 GaN薄膜上易成長同種且相同晶格常數之GaN，故即便進 行AlGaN之成長，特別是於最初仍難以取入A1，而直至組 成穩定為止需要時間。其結果，A1之組成（濃度）低於設計 值，形成了 AlGaN之過渡層。因此，若使基板10之麵曲方 向以加熱器7侧成為凹陷方向之方式彎曲，則成膜側之最 表面之晶格常數因朝著凹陷之方向發生翹曲使外觀上變窄 而變小，與晶格常數小於GaN之AlGaN之晶格常數的差變 小。因此，變得易取入A1，可相對於GaN稍容易地急遽地 成膜AlGaN。其結果，A1組成之急遽性提昇。並且，作為 A1組成之急遽性提昇之結果，認為使用XRR進行測定之界 面急遽性、進而載子之遷移率均可得到提昇。 [實施例3] 為了對將實施例1及實施例2中形成之積層構造用於發光 LED(Light Emitting Diode，發光二極體）時的效果進行調 查，藉由利用了有機金屬氣相成長法（MOVPE法）之異質磊 晶成長，準備以下所述之異質磊晶膜之積層構造（異質磊 晶構造）的樣品。如圖13所示，於直徑為1吋之藍寶石基板 11之一方之主表面上成膜有厚度為25 nm之低溫GaN21。 於其上成膜有厚度為3 μπι之n+GaN23。進而，於其上依序 141328.doc -30- 201009898 成膜有厚度為l〇 nm2 n+GaN23、厚度為3 nm且銦（in)之組 成為15%之InGaN52、厚度為10 nm之GaN22、厚度為2〇 nm之p-AlGaN46、20 nm之p’GaN26、以及 20 nm之p+GaN25 薄膜。其係使用有具有以上積層構造之所謂單層量子井之 標準LED構造。即，此處形成之單層量子井層自最表面層 至基板依序為 P+GaN(2〇 nm)/p_GaN(2〇 nm)/p.AlGaN(20 nm)/GaN(10 nm)/InGaN(15% 之 In，3 nm)/n+GaN(l〇 nm)/ n+GaN(3 μιη)/低溫GaN(25 nm)/藍寶石基板。此處，將上述 積層構造之樣品分成以下所述之4種而加以準備。 樣品3-1係使用成膜裝置100來進行成膜。即，對於所有 磊晶膜，藉由自基板10之下侧進行加熱來進行成膜，形成 上述積層構造。又’樣品3-2係使用成膜裝置2〇〇，對於所 有磊晶膜，藉由自基板10之下側（使用加熱器2)進行加熱來 進行成膜，形成上述積層構造。關於樣品3-3，亦使用成 膜裝置200，對於藍寶石基板11之一方之主表面上的低溫

GaN21(厚度為25 nm)及其上之n GaN23(厚度為3 μπι)，藉 由利用加熱器2自基板1 〇之下側進行加熱來進行成膜。 繼而，對於其上之n+GaN23(厚度為10 nm)以後所形成之 薄膜，藉由使用加熱器7自基板10之上側進行加熱來進 行成膜。即’關於樣品3-3，無論對於InGaN52還是對於 p-AlGaN46，均藉由使用加熱器7自基板10之上側進行加熱 來進行成膜。又’關於樣品3-4，使用成膜裝置200，對於 藍寶石基板11之一方之主表面上的低溫GaN21(厚度為25 nm)及其上之n+GaN23(厚度為3 μιη)，藉由利用加熱器2自 141328.doc -31- 201009898 基板1 〇之下側進行加熱來進行成膜。繼而，對於其上之 n+GaN23(厚度為 10 nm)、InGaN52(3 nm)、GaN22(10 nm)，藉由使用加熱器7自基板10之上側進行加熱來進行成 膜。然後，對於其上之p—AlGaN46(20 nm)、p-GaN26(20 nm)以及p+GaN25(20 nm)，藉由再次利用加熱器2自基板10 之下側進行加熱來進行成膜。即，關於樣品3-4，InGaN52 係藉由來自上侧之加熱來進行成膜，p_AlGaN46係藉由來 自下侧之加熱來進行成膜。 再者，對於樣品3-1、樣品3-2、樣品3-3、樣品3-4各自 進行成膜時之條件係依照對於上述實施例1及2中準備之各 樣品進行成膜時之條件。其中，成膜p—AlGaN46(20 nm)、 p'GaN26(20 nm)以及 p+GaN25(20 nm)時基板 10 之溫度為 1000°C。又，此處亦與成膜上述實施例1及2中準備之各樣 品時同樣地，使用模組5對基板10之曲率進行即時測定。 又，亦對翹曲之方向及量進行即時測定。 如上所述，因InGaN之晶格常數大於GaN之晶格常數， 故特別是當成膜InGaN52時，可以說理論上較好的是使 配置於較基板1 〇更上側之加熱器7進行加熱。又，因 AlGaN之晶格常數小於GaN之晶格常數，故特別是當成膜 p-AlGaN46時，可以說理論上較好的是使配置於較基板10 更下側之加熱器2進行加熱。 對於根據以上順序而準備之各樣品3-1〜3-4，使用He-Cd 雷射進行PL評價。進而，對此等各樣品進一步施加η型電 極及ρ型電極而形成LED二極體，進行評價該LED之發光輸 141328.doc -32- 201009898 出之EL(electroluminescence，電致發光）評價。將其結果 示於以下之表3中。 [表3] 樣品編號 PL強度(將3-1設為1) EL評價(將3-1設為1) 3-1 1.0 1.0 3-2 1.2 1.2 3-3 13.7 3.6 3-4 17.4 4.3 於表3中，將表示樣品3-1之PL評價之PL強度及EL評價 之結果的資料設為1，關於樣品3-2、3-3以及3-4表示相對 結果。根據表3，可以說與藉由來自下側之加熱形成所有 薄膜之樣品3-1、3-2相比，當於n+GaN23(10 nm)上成膜晶 格常數大於GaN之InGaN52(3 nm)時進行來自上側之加熱之 樣品3-3、3-4的PL強度（PL特性）、EL評價（EL特性）均得以 改善。又，與對於n+GaN23(10 nm)以後所形成之薄膜，全 部藉由來自上側之加熱來進行成膜之樣品3-3相比，當於 GaN22(10 nm)上成膜晶格常數小於GaN之p-AlGaN46(20 • nm)時再次進行來自下側之加熱之樣品3-4的PL強度（PL特 性）、EL評價（EL特性）均為更良好之結果。再者，於使用 有積層有2層以上之量子井層的多層量子井（multi quantum well)構造之LED二極體之情形時，亦可獲得與上述量子井 層為1層時相同之效果。 根據以上結果，可以說較好的是例如使InGaN成膜於 GaN上時般，於形成由晶格常數大於基板之主表面之晶格 常數的材料所形成之薄膜之情形時，自上側加熱基板，使 其以加熱器7側成為凸起方向之方式彎曲，反之，例如使 141328.doc -33- 201009898

AlGaN成膜於GaN上時般，於使由晶格常數小於基板之主 表面之晶格常數的材料所形成之薄膜成長之情形時，自下 側加熱基板，使其以加熱器7側成為凹陷方向之方式彎ι 曲。如上所述’利用根據進行加熱之方向而使基板翹曲之 方向變化，來控制進行異質磊晶成長時基板之翹曲方向， 藉此可使形成之薄膜之多層構造的PL特性及el特性等特 性提昇。認為其係由於使成膜時界面之組成急遽性、界面 急遽性提昇。又’如上所述，藉由控制基板之翹曲方向來 使多層構造之薄膜之界面的組成急遽性及界面急遽性提 昇’可使載子之遷移率及薄片電阻等特性提昇，可使膜質 綜合性提昇。 [實施例4] 以上，對使用藍寶石基板來形成多層構造時之實施例進 行了敍述。然而，藉由於藍寶石基板或矽基板等基板的位 於成膜多層構造之側的主表面之相反側的主表面上亦進行 成膜，可進一步使基板之輕曲變大。圖14所示之基板83係 於藍寶石基板11的成膜多層構造之側的主表面（圖之上側） 之相反側的主表面（圖之下侧）上形成有氧化矽膜81(Si〇2) 之基板。此處’ Si〇2之熱膨脹係數小於藍寶石之熱膨脹係 數。因此，例如若加熱基板83 ,則氧化矽膜81膨脹之比例 會小於藍寶石基板11膨脹之比例。因此，基板83相對於沿 著藍寶石基板11之主表面之方向，以氧化矽膜81側成為凹 形狀之方式彎曲。反過來看，基板83以藍寶石基板u側成 為凸形狀之方式彎曲。根據上述理由，若加熱基板83，則 141328.doc -34- 201009898 會如圖15所示般彎曲。再者’為了發揮相同效果，亦可使 用例如使用有矽之薄膜來代替氡化矽膜81。 例如以藍寶石基板11成為上側、氧化矽膜81成為下側之 方式（氧化矽膜81之一方之主表面與基座丨相接觸），將基板 83設置於成膜裝置200之基座1上。繼而，使配置於基座1 上側之作為第1加熱構件之加熱器7進行加熱，自圖之上側 加熱基板83。於此情形時’藍寶石基板丨〗較氧化矽膜81受 到更多加熱。又，藍寶石基板η之熱膨脹係數大於氧化矽 膜81之熱膨脹係數。由於以上原因，若相對於主表面自 藍寶石基板11側加熱基板83，則藍寶石基板1丨以加熱器7 側（上側）成為凸形狀之方式大幅度彎曲。該勉曲量與在同 樣加熱未形成氧化矽膜81之藍寶石基板丨丨之情形時，藍寶 石基板11以加熱器7侧（上側）成為凸形狀之方式進行彎曲的 翹曲量相比變得更大。如上所述，藉由準備由熱膨脹係數 相互不同之材料所形成之複數層積層而成的基板83，可進 一步增大基板之翹曲量。 與此相對，如上所述以藍寶石基板丨丨成為上側、氧化矽 膜81成為下侧之方式（氧化矽膜81之一方之主表面與基座2 相接觸），將基板83設置於成膜裝置2〇〇之基座1上。繼 而，使配置於基座1下側之作為第2加熱構件之加熱器2進 行加熱，自圖之下側加熱基板83。於該情形時，以成為下 側之方式設置之氧化矽膜81較以成為上側之方式設置之藍 寶石基板11受到更多加熱。然而，因氧化矽膜81之熱膨脹 係數小於藍寶石基板11之熱膨脹係數，故即便受到加熱， 141328.doc -35· 201009898 氧化矽膜8 1膨脹之比例仍小於藍寶石基板11膨脹之比例。 因此，若以上述方式相對於主表面，自氧化矽膜81側加熱 基板83 ’則與自藍寶石基板11側加熱基板83之情況相比， 基板83之輕曲量變小。 使用以上所述之基板83，準備與上述實施例1相同之樣 品’進行相同之評價。準備如下構造：於圖11所示之異質 蟲晶構造之藍寶石基板11的位於成膜有積層構造之主表面 之相反側的主表面上（圖之藍寶石基板11之下側）成膜有氧 化碎膜81。以氧化矽膜81之一方之主表面與成膜裝置1〇〇 或成膜裝置200之基座1相接觸的方式進行設置。其他各條 件全部依照實施例i，形成了依照樣品之樣品4_1、依照 樣。〇 1 - 2之樣品4 - 2、依照樣品1 - 3之樣品4-3。並且，對於 此等樣品4-1、4-2以及4-3，進行與實施例1相同之評價。 將其結果示於表4中。 [表4] 樣品編號 組成急遽性 界面急遽性(XRR) PL強度 (將1-1設為1) 4-1 過渡區域為0.9 nm左右 極其良好 .——4·2 4-2 __瘦渡區域為0.9 nm左右 極其良好 5.1 4-3 _過渡區域為0.6 nm左右 極其良好 17.6 將表4之結果與表1之結果加以比較，例如與樣品1 _ 1相 比’依照樣品1-1之樣品4-1之過渡層的寬度變小，急遽性 進步件以改善。依照樣品1 - 2之樣品4 - 2、依照樣品1 _ 3之 樣品4-3亦為相同之結果。又，於界面急遽性之評價結果 中’亦係相對於樣品丨_1及樣品1-2之「良好」，依照此等之 H1328.doc 201009898 樣品4-1及樣品4-2為「極其良好」。進而根據表4可知關於 將樣品1 -1之PL強度之評價結果設為i時之樣品4_丨之pL強 度的相對結果，亦得以明顯改善。同樣地’樣品4_2與樣 品1 -2相比且樣品4-3與樣品1 -3相比，PL強度之結果明顯提 昇。即’認為於成長量子井層時，藉由朝著以成為更大曲 率之方式凸起之方向彎曲’ InGaN52膜中之In組成的急遽 性提昇，PL特性提昇。 [實施例5] 圖16所示之基板84係如下基板：於藍寶石基板u之成膜 多層構造之側的主表面（圖之上側）之相反侧的主表面（圖之 下側）上形成有鎳薄膜82(^^)。此處，Ni之熱膨脹係數大於 藍寶石之熱膨脹係數。因此，例如若加熱基板84，則鎳薄 膜82膨脹之比例會大於藍寶石基板u膨脹之比例。故而， 基板84係相對於沿著藍寶石基板丨丨之主表面之方向，以鎳 薄膜82侧成為凸形狀之方式彎曲。反過來看，基板84係以 藍寶石基板11側成為凹形狀之方式彎曲。由於上述理由， 若加熱基板84，則如圖17所示般彎曲。再者，為了發揮相 同效果，亦可使用例如使用有金、鉑之薄膜來代替鎳薄膜 82 ° 例如以藍寶石基板11成為上側、鎳薄膜Μ成為下側之方 式（鎳薄膜82之一方之主表面與基座1相接觸），將基板84設 置於成膜裝置200之基座1上。繼而，使配置於基座】下側 之作為第2加熱構件之加熱器2進行加熱，自圖之下側加熱 基板84。於此情形時，鎳薄膜82較藍寶石基板"受到更多 141328.doc -37- 201009898 加熱。又，鎳薄膜82之熱膨脹係數大於藍寶石基板丨丨之熱 膨脹係數。由於以上原因，若相對於主表面，自錦薄膜Μ 側加熱基板84,則藍寶石基板u係以加熱器7側（上側）成為 凹形狀之方式大幅度彎曲。該翹曲量與在同樣加熱未形成 鎳薄膜82之藍寶石基板"之情形時，藍寶石基板u以加熱 器7側（上側）成為凹形狀之方式進行彎曲的翹曲量相比變得 更大。如上所述，藉由準備由熱膨脹係數相互不同之材料 所形成之複數層積層而成的基板84，可進一步增大基板之 輕曲量。 與此相對，如上所述以藍寶石基板丨丨成為上側、鎳薄膜 82成為下側之方式（鎳薄膜82之一方之主表面與基座】相接 觸）’將基板84設置於成膜裝置2〇〇之基座1上。繼而，使 配置於基座1上側之作為第丨加熱構件之加熱器7進行加 熱’自圖之上側加熱基板84。於此情形時，以成為上侧之 方式設置之藍寶石基板11較以成為下側之方式設置之錦薄 膜82受到更多加熱。然而，因藍寶石基板丨丨之熱膨脹係數 小於錄薄膜8 2之熱膨脹係數，故即便受到加熱，藍寶石基 板11膨脹之比例仍小於鎳薄膜82膨脹之比例。因此，若以 上述方式相對於主表面，自藍寶石基板丨丨側加熱基板84， 則與自鎳薄膜82側加熱基板84之情形相比，基板84之翹曲 量變小。 使用以上所述之基板84 ’準備與上述實施例2相同之樣 品進行相同之評價。準備如下構造：於圖12所示之異質蟲 晶構造之藍寶石基板11的位於成膜有積層構造之主表面之 141328.doc -38- 201009898 相反側的主表面上（圖之藍寶石基板11之下側）形成有鎳薄 膜82。以鎳薄膜82之一方之主表面與成膜裝置100或成膜 裝置200之基座1相接觸的方式進行設置。其他各條件全部 依照實施例2，形成了依照樣品2-1之樣品5-1、依照樣品2-2之樣品5-2、依照樣品2-3之樣品5-3。並且，對於此等樣 品5-1、5-2以及5-3，進行與實施例2相同之評價。將其結 .果示於表5中。 [表5] • _ 樣品編號 組成急遽性 界面急遽性 (XRR) 遷移率 (cm2/Vs) 薄片電阻 (Ω/sq) 5-1 過渡區域為0.6 nm左右 極其良好 1530 394 5-2 過渡區域為0.6 nm左右 極其良好 1550 390 5-3 過渡區域為1.2 nm左右 良好 1390 420 將表5之結果與表2之結果加以比較，例如與樣品2-1相 比，依照樣品2-1之樣品5-1之過渡層的寬度變小，急遽性 進一步得以改善。依照樣品2-2之樣品5-2、依照樣品2-3之 樣品5-3亦為相同之結果。又，關於遷移率，亦係與樣品2-• 1相比，依照樣品2-1之樣品5-1得以提昇。樣品5-2、樣品 5-3亦為相同之結果。進而，亦關於薄片電阻，與樣品2-1 相比，依照樣品2-1之樣品5-1之薄片電阻下降（改善）。樣 品5 - 2、樣品5-3亦為相同之結果。根據以上結果，認為當 成膜AlGaN/GaN HEMT之異質磊晶構造中之AlGaN42時， 藉由朝著以成為更大曲率之方式凹陷之方向彎曲， AlGaN42之膜中之A1組成的急遽性提昇，遷移率提昇，並 且薄片電阻下降。 141328.doc -39- 201009898 再者，於使用成膜裝置200在實施例4、實施例5所示之 基板83及基板84上進行成膜的情形時，即便例如使加熱器 7及加熱器2之輸出（加熱溫度）大致相同，將對向於基板之 一方之主表面的區域、與對向於位於一方之主表面之相反 側的另一方之主表面之區域的溫度差減小，然而藉由基板 之一方之主表面側與另一方之主表面侧之熱膨脹係數的 差，仍可使基板彎曲。 應認為此次揭示之實施形態及實施例於所有方面均為例 示，而並非限制性者。本發明之範圍並非上述說明，而係 由請求範圍所表示，且意圖包含與請求範圍均等之意義及 範圍内之所有變更。 [產業上之可利用性] 本發明之成膜方法作為藉由使異質磊晶膜之界面中之組 成急遽地變化來提昇異質磊晶構造之特性的技術特別優 異。 【圖式簡單說明】 圖1 (A)係表示進行使基板彎曲之步驟前的基板形狀之概 略剖面圖。圖1(B)係表示使圖1(A)之基板朝著一方之主表 面側凸起之方向彎曲的基板之狀態之例的概略剖面圖。圖 1(c)係表示使圖i(A)之基板以一方之主表面側成為凸形狀 之方式彎曲的基板之狀態之例的概略剖面圖； 圖2係表示本發明之實施形態中的氣相成長之成膜裝置 之内部概要的概略剖面圖； 圖3係表示於基板之下側設置加熱器而自下側進行加熱 141328.doc -40- 201009898 之情形時的基板翹曲之概略圖； 圖4係表示於基板之上側設置加熱器而自上側進行加熱 之情形時的基板翹曲之概略圖； 圖5係用以將於基板之一方之主表面上形成具有晶格常 數大於構成基板之材料之晶格常數之材料之薄膜的狀態圖 像化之晶格之示意圖； 圖6係用以將接合圖5之各材料之狀態圖像化的示意圖； 圖7係用以將於基板之一方之主表面上形成具有晶格常 數小於構成基板之材料之晶格常數之材料之薄膜的狀態圖 像化之晶格之示意圖； 圖8係用以將接合圖7之各材料之狀態圖像化的示意圖； 圖9係表示本發明之成膜方法之順序的流程圖； 圖1 〇係表示包含控制加熱器之溫度之控制部的成膜袭置 201之内部概要之概略剖面圖； 圖11係本發明之實施例1中之異質磊晶構造的概略剖面 圖； 圖12係本發明之實施例2中之異質磊晶構造的概略剖面 圖； 圖13係本發明之實施例3中之異質蟲晶構造的概略剖面 圖； 圖14係於藍寶石基板的位於成膜多層構造之側的主表面 之相反側的主表面上形成有氧化矽膜之基板的概略剖面 圖； 圖15係表示基板83由於加熱而膨脹彎曲之狀態的概略剖 141328.doc •41· 201009898 面圖； 圖16係於藍寶石基板的位於成膜多層構造之側的主表面 之相反側的主表面上形成有鎳薄膜之基板的概略剖面圖； 圖1 7係表示基板84由於加熱而膨脹彎曲之狀態的概略剖 面圖；及 圖18係表示先前所使用之氣相成長之成膜裝置之内部概 要的概略圖。

基座 加熱器 流道 原料氣體喷嘴 模組 加熱夾具 基板 藍寶石基板 低溫GaN GaN n+GaN p+GaN 控制部 AlGaN p'AlGaN InGaN 【主要元件符號說明】 1 2 ' 7 ' 8 3 4 5 6 10 、 83 、 84 11 21 22 23 25 26 42 46 52 141328.doc -42- 201009898 81 氧化矽膜 82 鎳薄膜 91 ' 94 小晶格 92 > 93 大晶格 100 ' 200 、 201 成膜裝置

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Claims (1)

1. 201009898 七、申請專利範圍： 1. 一種成膜方法，其係於基板（10、n)之一方之主表面上 形成溥媒（22、52、21、42、23、46、26、25、81、82) 者’其包含以下步驟： 準備基板（10、11); 使上述基板（1 〇、11)相對於沿著上述主表面之方向彎 曲；以及 於使上述基板（1〇、11)彎曲之狀態下，於上述基板 (ίο、11)之一方之主表面上形成薄膜（22、52、21、42、 23、46、26、25、81、82) ° 2. 如凊求項1之成膜方法，其中其進一步包含以下步驟： 使上述基板（10、11)相對於沿著上述主表面之方向， 朝著於使上述基板（10、11}彎曲之步驟中使上述基板 (ίο 11)彎曲之方向的相反方向弯曲；以及 於使上述基板（1〇、u)向上述相反方向彎曲之狀態 下’於上述基板(Η)、H)之一方之主表面上形成薄膜 (22 、 52 、 21 、 42 、 23 、 46 、 26 、 25)。 3. 如請求項1之成膜方法，其尹於使上述基板（1〇、u)f曲 之步驟中， 根據作為構成欲形成之上述薄膜（22、52、2丨、42、 23、46、26、25)之材料之晶格常數即第！晶格常數、與 作為構成形成上述薄膜（22、52、21、42、23、40 25)的上述基板（1〇、u)之一方之主表面的材料之晶格常 數即第2晶格常數，使上述基板（1〇、u)相對於沿著上述 I41328.doc 201009898 主表面之方向彎曲。 11)彎曲 (如請求項3之成臈方法，其令於使上述基板⑽ 之步驟中， 若上述第1晶格常數大於上述第2晶格常數則與進行 使上述基板(10、u)彎曲之步驟前之形狀相比使上述 基板(」〇、11)更朝向上述一方之主表面側凸起的方向彎 曲，若上述第1晶格常數小於上述第2晶格常數則與進 行使上述基板（10、n)彎曲之步驟前之形狀相比，使上 述基板(10、⑴更朝向上述一方之主表面侧凹陷 彎曲。 5. 如請求項3之成膜方法，其中於使上述基板（1〇、⑴彎曲 之步驟中， 右上述第1晶格常數大於上述第2晶格常數，則使上述 基板（10、11)以上述一方之主表面側成為凸形狀之方式 彎曲，若上述第1晶格常數小於上述第2晶格常數，則使 上述基板（10、11)以上述一方之主表面側成為凹形狀之 方式彎曲。 6. 如凊求項1之成膜方法，其中於使上述基板（1〇、u)彎曲 之步驟中，對第1加熱構件與第2加熱構件（2)的加熱 溫度進行獨立控制’而使上述基板（丨〇、u)彎曲，上述 第1加熱構件（7)係以與上述基板（1〇、u)之一方之主表面 相對向之方式配置者；上述第2加熱構件係以與位於 上述一方之主表面之相反側的上述基板（10、之另一 方之主表面相對向之方式配置者。 141328.doc 201009898 7. 項1之成媒方法，其中於準備上述基板⑽、11)之 數層心準備由熱膨脹係數相互不同之材料所形成之複 數層積層而成之基板（10、11)。 8·如請求们之成膜方法，其中於形成上述薄膜（H 21、42、23、46、26、25、81、82)之步驟中，將構成欲 形成之薄膜（22、52、21、42、23、46、26、25、81、 82)之成分的原料氣體供給至已加熱之上述基板（1〇、 之一方之主表面上。 9. 如請求項8之成膜方法，其中上述原料氣體包含有機金 屬化合物之蒸氣。 10. 如請求項8之成膜方法，其中上述原料氣體包含m族元 素之化合物之蒸氣。 141328.doc