ScAlMgO4单晶及器件

摘要

本发明涉及一种ScAlMgO4单晶及器件，以提供高品质的ScAlMgO4单晶及器件为课题。ScAlMgO4单晶含有Sc、Al、Mg和O，由电感耦合等离子体发射光谱分析法测定的Mg和Al的原子百分率之比即Mg/Al(原子％/原子％)为大于1且小于1.1。

权利要求

1.一种ScAlMgO4单晶，其特征在于，含有Sc、Al、Mg和O作为构成原子，由电感耦合等离子体发射光谱分析法测定的、所述构成原子中的Mg和Al的原子百分率之比即Mg/Al为大于1且小于1.1。

2.如权利要求1所述的ScAlMgO4单晶，其特征在于，由所述电感耦合等离子体发射光谱分析法测定的所述Mg/Al为1.03以上且1.07以下。

3.一种器件，其特征在于，具有：权利要求1或2所述的ScAlMgO4单晶；以及在所述ScAlMgO4单晶的(0001)面上配置的器件结构。

4.如权利要求3所述的器件，其特征在于，所述器件结构为半导体激光二极管或发光二极管。

说明书

ScAlMgO4单晶及器件

技术领域

[0001] 本发明涉及ScAlMgO4单晶及器件。

背景技术

[0002] 作为ScAlMgO4单晶的制造方法已知有例如专利文献1所记载的方法。在专利文献1所记载的方法中，使拉晶开始时的熔液组成为偏离ScAlMgO4的化学计量比的组成，在拉晶开始后，向坩埚中补充实质上满足ScAlMgO4的化学计量比的溶液，来制作ScAlMgO4单晶。

[0003] 现有技术文献

[0004] 专利文献

[0005] 专利文献1：日本特开2017-119597号公报

发明内容

[0006] 发明要解决的问题

[0007] 然而，在利用专利文献1所记载的方法制造ScAlMgO4单晶时，所获得的单晶的晶体取向不一致。因此，要求提供晶体取向一致的高品质的ScAlMgO4单晶。

[0008] 本发明是为解决上述问题而完成的。更具体而言，其目的在于，提供晶体取向一致整齐的高品质的ScAlMgO4单晶。

[0009] 解决问题的方案

[0010] 为了解决上述问题，本发明提供ScAlMgO4单晶，其含有Sc、Al、Mg和O，由电感耦合等离子体发射光谱分析法(Inductively  Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：ICP-AES)测定的、所述构成原子中的Mg和Al的原子百分率之比即Mg/Al为大于1且小于1.1，其中，Mg/Al的单位为原子％/ 原子％。

[0011] 发明效果

[0012] 根据本发明，能够制备出晶体取向一致整齐的高品质的ScAlMgO4单晶。

附图说明

[0013] 图1为用于制造本发明的一实施方式的ScAlMgO4单晶的晶体育成装置的结构图。

[0014] 图2为在实施例中制成的ScAlMgO4单晶的晶锭的照片。

[0015] 图3的(a)为表示在实施例中制成的ScAlMgO4单晶的原子排列的图，图3 的(b)～(e)为表示该ScAlMgO4单晶的原子结构和原子密度分布的图。

[0016] 图4的(a)为表示在实施例中制成的ScAlMgO4单晶基板的测定点的照片。图4的(b)为各测定点的X射线摇摆曲线(X-ray Rocking Curve：XRC)的特性图。

[0017] 图5为表示在实施例及比较例中制成的ScAlMgO4单晶基板的半峰全宽(秒)与该基板的构成原子的原子百分率之比即Mg/Al(原子％/原子％)之间的相关性的特性图。

[0018] 图6为表示在实施例及比较例中制成的ScAlMgO4单晶基板的半峰全宽 (秒)与在该基板上形成的GaN膜的半峰全宽(秒)之间的相关性的特性图。

[0019] 图7为表示在实施例及比较例中制成的ScAlMgO4单晶基板上所形成的 GaN膜的半峰全宽(秒)与该GaN膜的位错密度之间的相关性的特性图。

[0020] 图8的(a)为在实施例1-3中制成的ScAlMgO4单晶基板上所形成的GaN 膜的位错分布的测定图。图8的(b)为由在比较例2-2中制成的ScAlMgO4单晶得到的基板上所形成的GaN膜的位错分布的测定图。

[0021] 图9为在实施例1-3中在ScAlMgO4单晶基板上制作的发光二极管的照片。

[0022] 图10为在实施例1-3中制成的ScAlMgO4单晶基板、及在比较例2-2中制成的ScAlMgO4单晶基板上制作的发光二极管的内量子效率的特性图。

[0023] 附图标记说明

[0024] 100：晶体育成装置

[0025] 110：隔热件GaN膜

[0026] 120：加热室

[0027] 130：加热器

[0028] 140：坩埚

[0029] 141：坩埚支撑轴

[0030] 142：耐火件

[0031] 143：熔液保温隔热件

[0032] 144：Mg浓度保持室

[0033] 150：熔液

[0034] 160：拉晶轴

[0035] 161：晶种保持器

[0036] 162：晶种

[0037] 170：气体导入部

[0038] 180：气体浓度测定仪

[0039] 190：辐射温度计

具体实施方式

[0040] 下面，参照附图对本发明的一实施方式的ScAlMgO4单晶进行说明。

[0041] 在如专利文献1所记载的那样的以往的方法中，在制造ScAlMgO4单晶时，在单晶的生长过程等中，针对镁(Mg)的蒸发没有采取任何对策。因此，熔液中含有的镁(Mg)容易从熔液表面蒸发，有时晶体中所摄入的镁(Mg)的量容易不足。另外，由于镁(Mg)的量时时刻刻在变化，被构成ScAlMgO4单晶的钪(Sc) 层夹着的2层的Mg/Al层中的镁(Mg)的浓度发生变化，ScAlMgO4单晶的晶体取向容易错乱，容易形成晶体取向不一致的ScAlMgO4单晶。

[0042] 在理想的ScAlMgO4单晶中，在Mg/Al层中存在同等数量的镁(Mg)原子和铝(Al)原子。可实际上，在ScAlMgO4单晶的Mg/Al层形成的过程中，镁(Mg) 不足，铝(Al)原子被摄入到本应摄入镁(Mg)原子的位置。其结果，成为富铝 (Al)的晶体，成为晶体取向不一致的ScAlMgO4单晶。

[0043] 对此，本发明人等专心验证的结果，导出：在ScAlMgO4单晶中富镁(Mg) 的情况下，与富铝(Al)的情况不同，晶体取向变得均匀。而且，进一步发现：晶体生长时，使熔液和晶体之间的界面处的镁(Mg)的浓度为富裕的状态，并以在ScAlMgO4晶体中充分摄入镁(Mg)的方式进行晶体的形成对于提高结晶质量是重要的。

[0044] 通过以往的方法制造的ScAlMgO4单晶，无论是否有白浊，ScAlMgO4单晶结晶时的晶体取向不一致，作为评价晶体取向的整齐性的指标的X射线摇摆曲线的半峰全宽(秒)较大。而且，以该半峰全宽(秒)较大的ScAlMgO4单晶作为种基板而得到的氮化镓晶体(GaN)，与以半峰全宽(秒)较小的ScAlMgO4单晶作为种基板的情况相比，氮化镓晶体(GaN)的结晶缺陷增加。

[0045] 例如，通过专利文件1所记载的方法得到的ScAlMgO4单晶，其X射线摇摆曲线半峰全宽(秒)与理想的晶体相比，呈现较大的值。另外，在后述的实施例中将详细说明，通过以往方法制造的ScAlMgO4单晶(比较例)的半峰全宽 (秒)为22.7～46.4秒，均超过理想的半峰全宽(秒)即20秒以下。

[0046] 而且，若以这样的ScAlMgO4单晶作为种基板形成氮化镓晶体，则其位错密度为108(cm-2)以上，成为与在作为一般的种基板的蓝宝石(单晶Al2O3)上形成氮化镓晶体的情况同等程度的位错密度。

[0047] 而且，在位错密度较大的氮化镓晶体上形成发光二极管的情况下，由于氮化镓晶体内的结晶缺陷导致漏电流增大，从而，该发光二极管的亮度降低。因此，对这些器件的性能影响较大的ScAlMgO4单晶的品质提高成为重要的课题。

[0048] 对此，本发明中，在ScAlMgO4晶化时，调整熔液上方的气体环境，以使进入到晶体的镁(Mg)的摄入量增多。由此，使得构成单晶的镁(Mg)和铝(Al) 的原子百分率之比即Mg/Al(原子％/原子％)为大于1且小于1.1。也就是说，根据本发明，能够得到富镁的ScAlMgO4晶体，能够提供高品质的ScAlMgO4单晶。通过电感耦合等离子体发射光谱分析法(以下，也称为“ICP-AES”)测定构成上述单晶的镁(Mg)和铝(Al)的原子百分率之比。此外，更优选Mg/Al(原子％/原子％)为1.03以上且1.07以下。

[0049] 图1为表示用于制造本发明的一实施方式的ScAlMgO4单晶的晶体育成装置100的结构的示意图。晶体育成装置100是基于切克劳斯基(Czochralski) 法(以下，也称作“CZ法”)的拉晶装置，具备：由隔热件110形成的加热室 120；在加热室120的内部设置的加热器130；和被加热器130覆盖的坩埚140。

[0050] 而且，晶体育成装置100还具备：用于支撑坩埚140的坩埚支撑轴141；在坩埚140与坩埚支撑轴141之间配置的耐火件142；以及在坩埚140上部配置的熔液保温隔热件143。由坩埚140和熔液保温隔热件143形成的空间成为Mg浓度保持室144。此外，在Mg浓度保持室144内部插入有气体浓度测定仪180。另外，在隔热件110的上部插入有拉晶轴160，配置有用于导入气体的气体导入部170，在该气体导入部170的附近配置有辐射温度计190。

[0051] 当在晶体育成装置100中制作ScAlMgO4单晶时，将用于得到ScAlMgO4单晶的原料装入到上述坩埚140中。更具体而言，填充将原料加热熔融而得到的熔液150。而且，使拉晶轴160具备的晶种保持器161所保持的晶种162 与坩埚140内的熔液150接触后，提拉拉晶轴
160来育成单晶。在拉晶轴160 的上端具备负荷传感器(load cell)(未图示)，能够进行提拉过程中的晶体的重量测定。

[0052] 另外，在拉晶时，从气体导入部170向加热室120和Mg浓度保持室144 供给所希望的气体。另外，在晶体育成时，气体浓度测定仪180测定Mg浓度保持室144的一氧化碳浓度及氧浓度。辐射温度计190测定熔液150表面的温度。此外，虽未图示，但是，晶体育成装置100也具有腔体、真空泵、气体供给源、气体排出口、加热器电源、温度和气体流量的控制装置等。下面，对本实施方式的晶体育成装置100的各结构进行详细说明。

[0053] 本实施方式中，设为坩埚140由铱制成。但是，材质不限于此，可以使用具有原料的熔融温度下的耐热性和与原料之间的耐反应性的各种材质。作为优选的材质可以例举钨、钼、钽等。

[0054] 设为坩埚支撑轴141由钨制成。但是，材质不限于此，可以使用具有针对加热室120内的温度的耐热性、和对坩埚140及熔液150进行支撑的强度的各种材质。坩埚支撑轴141具有以设定的速度旋转和升降的功能。

[0055] 设为耐火件142由氧化锆制成，但是，材质不限于此。作为耐火件142，选择对作为坩埚140的材质的铱和作为坩埚支撑轴141的材质的钨分别具有耐反应性的材质。另外，设为熔液保温隔热件143也由氧化锆制成，但是，材质不限于此。作为熔液保温隔热件143，选择对坩埚140的材质(在此为铱) 具有耐反应性的材质。

[0056] 设为隔热件110由碳制成，但是，材质不限于此。在隔热件110的上部及下部，配置有插入拉晶轴160的气体导入部170、以及插入坩埚支撑轴141 的通孔。

[0057] 本实施方式中的加热器130采用电阻加热方式，为筒状且由碳制成。若在该加热器130中流过电流，则加热器130发热，对隔热件110的内侧即加热室120的气体环境整体加热。
其结果，装入到坩埚140的原料被加热而熔融。本发明中的加热器130的种类和加热方式不限于此，可以使用高频感应加热或红外线集中加热等各种方式的加热器。隔热件110也可以根据加热方式而使用合适的材质，例如，在使用高频感应加热的情况下，加热器130可以为线圈状，可以设为隔热件110是筒状的且由氧化锆制成。另外，这种情况下，隔热件110并非将加热器130包围，而是在加热器130的内侧配置于将坩埚140包围的位置。

[0058] 设为拉晶轴160由氧化铝制成，但是，材质不限于此，可以使用具有加热室120内的温度下的耐热性和耐反应性的各种材质。拉晶轴160具有以设定的速度旋转、升降的功能。设为在拉晶轴160的一端形成的晶种保持器161 由铱制成，但是，材质不限于此，可以使用具有原料的熔融温度下的耐热性和与晶种162之间的耐反应性的各种材质。晶种保持器161与拉晶轴160的一端连接，可以在其前端设置晶种162。

[0059] 晶种保持器161中所保持的晶种162使用ScAlMgO4单晶，形状设为正四棱柱，但是，形状不限于此，可以使用圆柱体或带有切口的棱柱体等各种形状。

[0060] 另外，熔液150是在铱制的坩埚140内，使作为起始物料的4N(99.99％) 的氧化钪(Sc2O3)、氧化铝(Al2O3)、和氧化镁(MgO)加热熔融而得到的。本实施方式中，氧化钪(Sc2O3)、氧化铝(Al2O3)、和氧化镁(MgO)的配混比率为Sc2O3：Al2O3：MgO＝27.5％：26.5％：46.0％(原子％)。另外，为了提高原料的填充密度，缩短加热熔融时间，将上述原料的混合物烧结后，填充到坩埚140 内。

[0061] 下面对使用上述晶体育成装置100的ScAlMgO4单晶的制造方法进行说明。该方法中，进行如下工序：在坩埚140内使原料熔融的熔融工序；使Mg 浓度保持室144内的Mg浓度稳定的熔液稳定化工序；使晶种162与熔液150 接触并进行拉晶的晶体育成工序；和对所得到的晶体进行冷却的冷却工序。

[0062] (熔融工序)

[0063] 在熔融工序中，使填充到坩埚140内的原料混合物加热熔融。在原料加热熔融及晶体育成时，预先将加热室120及Mg浓度保持室144内的气体环境置换成所希望的气体环境。因此，在将加热室120及Mg浓度保持室144抽真空后，导入规定的气体并设为常压。气体从位于腔体外的气体供给源(未图示)经由气体导入部170供给到加热室120和Mg浓度保持室144的内部。

[0064] 关于气体的种类，主要使用作为惰性气体的氩，但是不限于此。例如，为了积极地抑制镁(Mg)自加热熔融后的熔液150蒸发，也可以使用对氩混合了0.5％以下的氧得到的气体。另外，作为惰性气体，也可以代替氩而使用氦等。从商用角度考虑，优选使用能够以较低价格获得的氩。

[0065] 在置换为上述的气体环境后，进行原料的加热熔融。使加热器130流过电流，直到装入到坩埚140中的原料熔融为止，以不至于对坩埚140施加大的负荷的方式，花费时间逐渐增加功率。加热熔融的时间取决于坩埚140的大小，在坩埚140的外径为80mm的情况下，最佳为30小时到60小时。

[0066] (熔液稳定化工序)

[0067] 在原料熔融后，利用配置在晶体育成装置100中的气体浓度测定仪180、和辐射温度计190测定Mg浓度保持室144内的各种气体浓度和熔液150表面的温度。而且，对流过加热器130的电流量和惰性气体的导入量进行调整，以使Mg浓度保持室144内的氧浓度和一氧化碳浓度，以及熔液150表面的温度成为适合拉晶的状态。

[0068] (晶体育成工序)

[0069] 在适当地调整了Mg浓度保持室144的气体浓度和熔液150表面的温度后，使拉晶轴160一边以一定速度旋转一边逐渐下降，直至晶种162与熔液 150接触为止。而且，在晶种
162与熔液150接触后，使拉晶轴160以一定速度上升(沿0001轴向拉晶)。开始拉晶后，通过自动直径控制(Automatic Diameter Control：ADC)，控制为所希望的晶体形状。在本实施方式中，拉晶轴160的旋转速度最佳为3rpm到10rpm，拉晶轴160的上升速度最佳为 0.2mm/h到1.0mm/h的范围。

[0070] (冷却工序)

[0071] 在拉晶达到所希望的长度后，将晶体从熔液150切离，以不至于对坩埚 140施加大的负荷的方式，花费时间逐渐减少施加到加热器130的功率并进行冷却。在坩埚140的外径为80mm的情况下，优选花费60小时以上进行降温，直到达到一定温度。

[0072] (晶体育成工序中的镁量的调整)

[0073] 接下来，对用于在晶体育成工序中调整ScAlMgO4单晶中摄入的镁(Mg)量的方法进行详细说明。

[0074] 用下式(1)和(2)表示熔液150中含有的镁(Mg)向惰性气体中蒸发的反应。

[0075]

[0076] MgO+CO→Mg(G)↑+CO2↑  (2)

[0077] 在式(1)和式(2)中，(G)↑表示气体。

[0078] 式(1)是与作为原料的氧化镁(MgO)的饱和蒸气压相关的式子，式(2)是作为原料的氧化镁(MgO)与一氧化碳气体反应蒸发的式子。

[0079] 如上述式(1)所表示的那样，由于镁在惰性气体中蒸发，从而在熔液150 的界面处，镁(Mg)和氧会缺乏。另外，在熔液150表面存在一氧化碳的情况下，在熔液150的表面产生式(1)和式(2)所表示的反应。因此，在熔液150 的表面附近含有的镁(Mg)尤其容易缺乏。其结果，在形成ScAlMgO4晶体的过程中，熔液150中的镁(Mg)浓度缺乏，镁(Mg)和铝(Al)的共存层所摄入的镁(Mg)的量变少。其结果，得到晶体取向不一致的、富铝(Al)的ScAlMgO4单晶。

[0080] 以往，以防止ScAlMgO4单晶的着色、裂缝和杂质为目的，提出了在惰性气体中以0.2％以上且小于1.0％的范围混合氧，形成ScAlMgO4单晶的方案。可是，如果仅对该氧浓度进行控制的话，无法充分地抑制镁(Mg)从熔液150 蒸发。为了得到富镁的ScAlMgO4单晶，除了控制氧浓度以外，还需要使熔液 150表面的镁(Mg)浓度为饱和状态，抑制从熔液150发生的镁(Mg)的蒸发。

[0081] 因此，在本实施方式中，将熔液保温隔热件143配置在坩埚140之上，形成Mg浓度保持室144。将熔液保温隔热件143设置为在与坩埚140之间不形成间隙。另外，将熔液保温隔热件143与拉晶轴160之间的间隙设为拉晶轴160能够工作的程度，极力抑制气体向Mg浓度保持室144内流入和气体从 Mg浓度保持室144内流出。该熔液保温隔热件143和拉晶轴160之间的间隙优选为2mm以下。

[0082] 在通过设置熔液保温隔热件143而形成的Mg浓度保持室144内，从熔液 150产生的Mg气体滞留。因此，能够使Mg浓度为饱和状态。

[0083] 另外，通过利用熔液保温隔热件143，使加热室120的内部和Mg浓度保持室144的内部的气体环境隔离，从而在加热室120中配置的碳制的隔热件 110或加热器130与氧发生反应而生成的一氧化碳(CO)不容易进入Mg浓度保持室144内。另外，不容易发生以下情况，即，从气体导入部170导入的惰性气体过量地流入到Mg浓度保持室144，或者，进一步地，Mg从Mg浓度保持室144流出。

[0084] Mg浓度保持室144的Mg浓度如上述的式(1)和式(2)所表示的那样，较大程度地取决于系统内的氧(O2)浓度和一氧化碳(CO)浓度。因此，使Mg浓度保持室144内的氧(O2)浓度为一定，进而抑制从加热器130或隔热件110产生的碳(C)气体的流入，抑制Mg浓度保持室144内的一氧化碳(CO)浓度是重要的。

[0085] 具体而言，在熔液稳定化工序中，利用在Mg浓度保持室144内配置的气体浓度测定仪180测定氧浓度和一氧化碳浓度。而且，根据所测定的氧浓度、一氧化碳浓度，改变惰性气体的流量或惰性气体中的氧(O2)的浓度，调整Mg 浓度保持室144内的氧(O2)和一氧化碳(CO)浓度。在本实施方式中，以使Mg 浓度保持室144内的氧浓度为0.05％到0.5％，一氧化碳浓度为21ppm以下的方式进行调整。由此，使得Mg浓度保持室144内的镁(Mg)量成为饱和状态，向作为晶体生长面的熔液150的表面充分地供给镁(Mg)。

[0086] 根据本实施方式的方法，在晶体育成过程中，在ScAlMgO4单晶的原子结构中充分地摄入Mg。因此，能够提供晶体取向稳定的高品质的ScAlMgO4单晶。

[0087] 此外，为了向晶体生长界面充分地供给Mg，使晶种162进行接触的熔液 150界面的温度变动稳定也是重要的。因此，在本实施方式中，为了制造富镁的ScAlMgO4单晶，以使熔液150的温度变动成为如下的方式进行调整：以结晶温度为中心，在10分钟的期间内的温度变动为±1.0℃以内。

[0088] (ScAlMgO4单晶的用途)

[0089] 上述的ScAlMgO4单晶例如可以用于制作在其(0001)面上具有器件结构的器件等。器件结构由以GaN为代表的III族氮化物半导体构成。器件结构是通过利用氢化物气相外延法(HVPE：Hydride Vapor Phase Epitaxy)或有机金属气相生长法(MOCVD：Metal Organic Chemical Vapor Deposition)之类的所谓的气相生长法育成氮化镓(GaN)而形成的。

[0090] 对于器件结构的种类不特别地限制，例如可以设为半导体激光二极管或发光二极管等。

[0091] 实施例

[0092] 下面参照实施例对本发明更详细地进行说明。本发明的范围不能解释为限定于这些实施例。

[0093] [实施例1-1]

[0094] (准备工序)

[0095] 在预先准备好的容器内，将4N(99.99％)的氧化钪(Sc2O3)、氧化铝(Al2O3)、和氧化镁(MgO)，以配混比率Sc2O3：Al2O3：MgO＝27.5％：26.5％：46.0％(原子％)加入，并对这些进行了混合。而且，在将该混合物烧结后，将其烧结体填充到坩埚140中。将坩埚140设为外径为80mm，由铱制成。

[0096] (熔融工序)

[0097] 通过对坩埚140施加热负荷，以使坩埚140不变形的方式，花费30小时以一定升温速度进行加热，得到了所希望的熔液150。

[0098] (熔液稳定化工序)

[0099] 为了开始晶体育成，利用气体浓度测定仪180对Mg浓度保持室144内的氧浓度和一氧化碳浓度进行了测定。以使氧浓度成为0.5％，一氧化碳浓度成为21ppm的方式调整了从气体导入部170导入的气体流量等。另外，为了控制熔液150表面的温度，利用辐射温度计190测定了熔液150的表面温度。以如下方式进行了调整：使得熔液150的表面温度为，以能够育成单晶的温度为中心，在10分钟期间内的温度变动为±1.0(℃)以内。

[0100] (晶体育成工序)

[0101] 使拉晶轴160下降，以使晶种162与熔液150接触。之后，使拉晶轴160 一边以旋转速度5rpm旋转，一边以提拉速度0.7mm/h提拉。而且，在晶体成为所希望的形状后，将晶体从熔液切离。

[0102] (冷却工序)

[0103] 为了防止所得到的ScAlMgO4单晶的热破裂，花费60小时逐渐进行了冷却。其结果，如图2所示的那样，得到了直径为60mm、直干部的长度为40mm 的ScAlMgO4单晶。

[0104] (评价)

[0105] 对所得到的ScAlMgO4单晶进行了详细的品质分析。

[0106] 图3的(a)为对所得到的ScAlMgO4单晶，从m面方向利用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope：TEM)进行了观察时的钪(Sc)、铝(Al)和镁(Mg)的原子排列的照片，其中，加速电压：200KV，装置： JEM-ARM200F(日本电子公司制)。另外，图3的(b)～(e)为基于能量分散型X 射线分析(Energy Dispersive X-Ray analysis：EDX)的测定结果。图3的(b) 表示镁(Mg)的原子分布(颜色浅的区域是Mg)，图3的(c)表示铝(Al)的原子分布(颜色浅的区域是Al)，图3的(d)表示钪(Sc)的原子分布(颜色浅的区域是Sc)，图3的(e)表示氧(O)的原子分布(颜色浅的区域是O)。

[0107] 由图3的(a)～(e)可知，如一般所提倡的ScAlMgO4的单晶模型那样，以钪(Sc)层、镁(Mg)/铝(Al)共存的层、镁(Mg)/铝(Al)进一步共存的层的3层为一个周期，周期性地排列。另外，可知，在上述实施例中制成的ScAlMgO4单晶是晶体取向一致的品质好的单晶。

[0108] 此外，镁(Mg)和铝(Al)的原子特性相近，在上述的TEM分析或EDX 分析中，无法确定原子价水平的详细的配置。因此，通过ICP-AES法，对该 ScAlMgO4单晶中所含的镁(Mg)和铝(Al)的浓度进行了分析。

[0109] 在表1中，示出了ScAlMgO4单晶的ICP分析的结果。如表1所示，钪(Sc) 和氧(O)与化学计量比等值。相对于此，镁(Mg)和铝(Al)的原子百分率之比即Mg/Al(原子％/原子％)为1.09，可知是富镁的ScAlMgO4单晶。

[0110] 表1

[0111]

[0112] 接着，将实施例1-1中制成的ScAlMgO4单晶进行切片加工，制成了晶体基板。图4的(a)是该晶体基板的照片。图4的(b)是针对图4的(a)所示的晶体基板的测定点1到测定点5，测定了X射线摇摆曲线(XRC)(2θω的ω扫描)时的特性图。

[0113] 如图4的(a)所示的那样，确定了基板的中心(测定点3)、以及将从该中心到外周的距离三等分后的点(共计4点)，对这5点进行了测定。此外，图 4的(b)中记载的强度的单位(a.u.)表示任意单位(arbitrary units)，为了对各个数据进行比较而设为任意单位。

[0114] X射线摇摆曲线的特性图表示该ScAlMgO4单晶的c轴的轴波动。如图4 的(b)所示，在各个测定点处是单峰波形，表明该基板的晶体取向是一致的。

[0115] 表2中示出根据图4的(b)的X射线摇摆曲线(XRC)的特性图得到的测定点1到测定点5的半峰全宽(秒)。如表2所示，测定点1～5的半峰全宽(秒) 的最小值为15.6(秒)，最大值为19.8(秒)。根据该结果，该实施例的ScAlMgO4单晶的半峰全宽比通过以往的方法形成的ScAlMgO4单晶窄，可以说是高品质的晶体。

[0116] 表2

[0117] 测定点1 测定点2 测定点3 测定点4 测定点515.6 18.6 19.5 19.8 16.5

[0118] [比较实施例]

[0119] 如在上述实施方式中所说明的那样，通过使熔液150上方的空间中的Mg 浓度变化，使得镁和铝的原子百分率之比Mg/Al(原子％/原子％)成为所希望的范围。为了验证该情况，使熔液150上方的CO浓度和O2浓度变化，制作了 ScAlMgO4单晶。将条件在表3中示出。各个气体浓度是利用气体浓度测定仪 180测定的。

[0120] 此外，实施例1-1与上述的实施例1-1相同。另外，在实施例1-2到实施例1-10中，与实施例1-1相比，除了改变了熔液稳定化工序及晶体育成工序中的氧浓度以外，以相同条件制作了ScAlMgO4单晶。将氧(O2)浓度从实施例1-1的值起每个实施例减少0.05％，从而确认了ScAlMgO4单晶中所摄入的镁(Mg)的浓度与氧(O2)浓度之间的相关性。

[0121] 另一方面，在比较例中，除了在熔液保温隔热件143与坩埚140之间设置1mm的空间，使CO浓度和O2浓度变化以外，通过与实施例1-1相同的方法制作了ScAlMgO4单晶。通过在熔液保温隔热件143与坩埚140之间设置间隙，从而从气体导入部170流入的惰性气体从熔液保温隔热件143与拉晶轴160 之间的间隙流入到Mg浓度保持室144内。而且，在通过熔液150的表面后，从熔液保温隔热件143与坩埚140之间的间隙向加热室120流出。因此，虽然比较例2-8的氧浓度为0.5％，一氧化碳浓度为21ppm，是与实施例1-1相同的值，但是，惰性气体将从熔液150的表面蒸发的镁(Mg)气体向加热室 120侧带出。因此，Mg浓度保持室144的镁(Mg)浓度不是饱和状态。也就是说，成为在熔液150表面上缺乏镁(Mg)的条件。

[0122] 此外，在比较例2-1到比较例2-8的条件中，氧(O2)浓度都以与之前的富镁(Mg)的实施例1-1相同的氧(O2)浓度0.5％固定。在此基础上，使一氧化碳(CO)的浓度向增加方向变化，得到了其与ScAlMgO4单晶中所摄入的镁(Mg)之间的相关性。使一氧化碳(CO)浓度以3ppm为单位，在从0ppm到 21ppm之间进行了变化。

[0123] 表3

[0124]

[0125]

[0126] 对以上述的实施例1-2到实施例1-10、以及比较例2-1到比较例2-8的条件制作了ScAlMgO4单晶的情况下的特性进行了评价。在表4中示出其结果。

[0127] 表4

[0128]

[0129]

[0130] 上述表4中的Mg/Al(原子％/原子％)是通过ICP-AES法对所得到的 ScAlMgO4单晶中的镁(Mg)和铝(Al)的浓度进行分析，确定了其比Mg/Al(原子％/原子％)而得到的值。

[0131] ScAlMgO4半峰全宽(秒)是对由ScAlMgO4单晶得到的晶体基板的(0001)面的X射线摇摆曲线(XRC)的半峰全宽进行测定而得到的结果。半峰全宽(秒) 的测定方法设为与上述实施例1-1中的测定方法相同。

[0132] GaN半峰全宽(秒)是如下的结果，即，在对ScAlMgO4单晶进行晶片加工而得到的晶体基板的(0001)面通过MOCVD法形成GaN膜，针对上述的ScAlMgO4半峰全宽最大的测定点，测定了GaN膜的X射线摇摆曲线(XRC)的半峰全宽而得到的结果。

[0133] GaN位错密度(cm-2)是如下的结果，即，在对ScAlMgO4单晶进行晶片加工而得到的晶体基板的(0001)面通过MOCVD法形成GaN膜，针对上述的ScAlMgO4半峰全宽最大的测定点，测定了GaN膜的位错缺陷密度(cm-2)而得到的结果。

[0134] 图5是ScAlMgO4单晶的半峰全宽(秒)和Mg/Al(原子％/原子％)之间的相关图。如图5所示，可知，在实施例中，使氧浓度在从0.05％到0.5％的范围进行变化，其结果，在Mg/Al(原子％/原子％)从最小值1.01到最大值1.09的范围，得到了半峰全宽较小的ScAlMgO4单晶。即，可以说，根据与半峰全宽之间的关系，优选通过ICP-AES法得到的Mg和Al的原子百分率之比即Mg/Al(原子％/原子％)为大于1且小于1.1。

[0135] 另外，根据表3和表4可知，氧(O2)浓度越高，则得到镁(Mg)越富裕的晶体。而且，富镁(Mg)的ScAlMgO4单晶的半峰全宽收敛在13秒到19.8 秒的范围内，都是在20秒以下。

[0136] 另一方面，无论是被认为是容易抑制镁(Mg)的蒸发的如比较例2-1那样的氧(O2)浓度为0.5％、一氧化碳(CO)为0ppm的条件，或者是如比较例 2-8那样的与实施例1-1相同的条件，或是介于两者之间的条件(从比较例2-2 到比较例2-7)，在以上任意一个条件下，Mg/Al(原子％/原子％)的值都小于 1.0。

[0137] 根据这些结果可以说，在比较例2-1到比较例2-8中，由于从熔液150 蒸发一定量的镁(Mg)，从而被ScAlMgO4单晶摄入的镁(Mg)减少。并且，比较例中的ScAlMgO4单晶的半峰全宽为22.7秒到46.4秒，与实施例相比更大。

[0138] 图6为表示表4所示的晶体基板(ScAlMgO4单晶)的半峰全宽与在该晶体基板上形成的GaN膜的半峰全宽之间的关系的特性图。在实施例中，GaN膜的半峰全宽是在272秒到299秒的范围内，相对于此，在比较例中，是在317 秒到368秒的范围内，比较例的值比实施例的值大。也就是说，可知，ScAlMgO4单晶的晶体取向的错乱，对在晶体基板上形成的GaN膜的晶体取向的错乱带来影响。

[0139] 因此，可以说，通过使ScAlMgO4单晶中所摄入的镁(Mg)的量富裕，从而能够使ScAlMgO4单晶的取向均匀，能够提供高品质的ScAlMgO4单晶。进而，可以说，通过在该高品质的ScAlMgO4单晶上形成GaN膜，从而能够提供高品质的GaN膜。

[0140] 此外，如图5所示，尤其是当Mg/Al(原子％/原子％)为1.03以上且1.07 以下的范围时，ScAlMgO4的半峰全宽(秒)迅速地优化，半峰全宽(秒)为15秒以下。另外，如图6所示，以ScAlMgO4的半峰全宽(秒)成为15秒为界，GaN 膜的半峰全宽也从290秒迅速向280秒优化。因此，可以说，更优选Mg/Al(原子％/原子％)为1.03以上且1.07以下的范围。

[0141] 图7是表示在从实施例及比较例中所形成的ScAlMgO4单晶切割出的晶体基板上通过MOCVD法形成的GaN膜的半峰全宽与该GaN膜的位错密度之间的关系的特性图。

[0142] 在实施例的晶体基板上形成的GaN膜的位错密度为4.4×107(cm-2)到 8.0×107(cm-2)的范围内，相对于此，比较例的位错密度为2.8×108(cm-2) 到4.6×108(cm-2)。也就是说，实施例的位错密度为107(cm-2)数量级，而比较例则为108(cm-2)数量级，有明显的位错密度的差。

[0143] 另外，图8的(a)是实施例1-3中的通过阴极射线发光 (Cathodoluminescence：CL)法得到的GaN膜的位错密度的状态，图8的(b) 是比较例2-2中的通过阴极射线发光法(CL法)得到的GaN膜的位错密度的状态。根据二者的比较可知，可以说图8的(a)的位错密度与图8的(b)的位错密度的比为约1/6，实施例中位错大幅减少。也就是说，通过使ScAlMgO4单晶中所摄入的镁(Mg)的量富裕，能够提供位错密度较少的GaN膜。

[0144] 接着，在从实施例1-3的ScAlMgO4单晶切割出的晶体基板、和比较例2-2 的晶体基板上，层叠制作了相同结构的发光二极管(Light-Emitting Diode： LED)，并向所制成的发光二极管通电流，测定了各自的内量子效率。

[0145] 图9为在实施例1-3中制成的发光二极管(LED)。另外，图10是由在实施例1-3和比较例2-2中制成的发光二极管(LED)得到的内量子效率的特性图。另外，内量子效率的单位(a.u.)表示任意单位(arbitrary units)，为了对各个数据进行比较而设为任意单位。

[0146] 由图10可见，使用了实施例1-3的晶体基板的发光二极管(LED)，与使用了比较例2-2的晶体基板的发光二极管相比较，内量子效率好14％到15％左右。这表明，实施例1-3的发光二极管使流动的电流更高效地转换成了光。这是由于GaN膜的位错缺陷较少，漏电流引起的损耗变少。可知，位错密度较少的GaN膜很大程度上基于晶体取向一致的高品质的GaN膜，晶体取向一致的高品质的ScAlMgO4单晶使得发光二极管(LED)的性能提高。另外，该倾向也从位错密度的差异表现出来。实施例的位错密度的最大值为8.0×107 (cm-2)，而比较例的位错密度的最小值为2.8×108(cm-2)，由这些结果也明显可知，在实施例中得到内量子效率更为优异的发光二极管(LED)。

[0147] 如上所述，在由富镁(Mg)且晶体取向一致的高品质的ScAlMgO4单晶得到的晶体基板上制作的发光二极管，其性能能够得到大幅度的改善。即，通过在本实施方式的ScAlMgO4单晶的(0001)面上具有器件结构，从而能够实现高性能的器件(例如半导体激光二极管或发光二极管)。

[0148] 工业实用性

[0149] 本发明能够用于发光二极管(LED)等器件。