CN100453712C - Ⅲ-ⅴ族氮化物系半导体衬底及其制造方法 - Google Patents

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CN100453712C CNB2004100570497A CN200410057049A CN100453712C CN 100453712 C CN100453712 C CN 100453712C CN B2004100570497 A CNB2004100570497 A CN B2004100570497A CN 200410057049 A CN200410057049 A CN 200410057049A CN 100453712 C CN100453712 C CN 100453712C
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Abstract

本发明是关于具有较低位错密度并且表面的载流子浓度分布基本上均匀的III-V族氮化物系半导体衬底及其制造方法。本发明提供了位错密度低并且具有足够厚度的载流子浓度偏差范围较小的表面层的III-V族氮化物系半导体自支撑衬底及其制造方法。该半导体衬底是由在与衬底表面大致垂直的方向上存在许多载流子浓度与周围不同的区域的第一层和从表面到至少10μm深度的第二层构成，在第二层中基本上没有形成上述载流子浓度不同的区域，因而载流子浓度分布基本上是均匀的。

Description

Ⅲ－Ⅴ族氮化物系半导体衬底及其制造方法
技术领域
本发明是关于具有较低位错密度并且表面的载流子浓度分布基本上均匀的III-V族氮化物系半导体衬底及其制造方法。
背景技术
氮化物系半导体材料由于其禁带宽度足够大，带间跃迁又是直接跃迁型的，因而对其在短波长发光元件领域中的应用进行了广泛的研究。另外，由于电子的饱和漂移速度大，可利用由异质结引起的二维载气等，因此，可获得在电子元件方面的应用。
构成这些元件的氮化物系半导体层，可以通过采用有机金属气相生长法(MOVPE)、分子束气相生长法(MBE)、氢化物气相生长法(HVPE)等的气相生长法在底层衬底上进行外延生长而获得。然而，由于晶格常数与氮化物系半导体层相匹配的衬底不存在，因而难以获得优质的外延层，所得到的氮化物系半导体层中含有很多晶体缺陷。这些晶体缺陷是妨碍元件性能提高的主要原因，因此，迄今人们对于减少氮化物系半导体层中的晶体缺陷进行了广泛的研究。
作为获得晶体缺陷较少的III族元素氮化物系晶体的方法，目前已知的方法是，在蓝宝石等异种衬底上形成低温沉积缓冲层，在其上面形成外延生长层。在使用低温沉积缓冲层的晶体生长方法中，首先，在500℃附近在蓝宝石等衬底上沉积ALN或GaN，形成无定形的膜或含有部分多晶体的连续膜。通过将其升温至1000℃左右，使其部分蒸发或结晶化，形成密度高的晶核。以该晶核作为生长的核心，可以得到结晶性较好的GaN膜。但是，即使采用形成低温沉积缓冲层的方法，在所得到的衬底中仍存在相当数量的贯通位错和空位等晶体缺陷，不足以获得所希望的高性能的元件。
鉴于上述情况，人们对于使用GaN衬底作为晶体生长用的衬底，在其上面形成构成元件部的半导体多层膜的方法进行了广泛深入的研究。在本说明书中，将晶体生长用的GaN衬底称为自支撑的GaN衬底(GaN自支撑衬底)。作为获得GaN自支撑衬底的方法，公知的技术有外延横向附生法(ELO-Epitaxial Lateral Overgrowth)。ELO法是在基底上形成具有开口部的掩模，通过由开口部横向生长从而获得位错较少的GaN层的技术。在日本特开平11-251253号公报中提出了一种方案，使用这种ELO法在蓝宝石衬底上形成GaN层后，通过腐蚀等除去蓝宝石衬底以获得GaN自支撑衬底。
作为在ELO法的基础上进一步发展的方法，人们开发出小晶面引发的外延横向附生(FIELO-Facet-Initiated Epitaxial Lateral Overgrowth)法(A.Usui，et.al.，Jpn.J.Appl.Phys.Vol.36(1997)pp.L.899-L.902)。FIELO法在使用氧化硅掩模进行选择生长这方面与ELO法相同，但在选择生长时在掩模开口部形成小晶面这方面则与之不同。通过形成小晶面，改变位错的传播方向，减少了到达外延生长层上面的贯通位错。采用FIELO法，只要例如在蓝宝石等底层衬底上生长出厚膜的GaN层，然后除去该底层衬底，就可以得到晶体缺陷较少的优质的GaN自支撑衬底。
作为获得低位错的GaN自支撑衬底的方法，人们研制出带倒锥坑的外延生长位错消除法(DEEP-Dislocation Elimination by the Epi-growth withInverted-Pyramidal Pits)，(K.Motoki et.al.，Jpn.J.Appl.Phys.Vol.40、日本特开2003-165799号)。DEEP法是，使用形成图案的氮化硅等掩模在GaAs衬底上生长GaN，在晶体表面上有意地形成很多被小晶面包围的坑，使位错聚集在上述坑的底部，从而减少其它区域的位错。
用ELO法或DEEP法得到的GaN衬底，在通常的生成态下，其表面上出现坑或蚀丘等形态，如果不加处理保持原状的话难以生长出用于制作器件的外延层。因此，一般要对衬底表面进行研磨加工，精加工成镜面状，然后用于制作器件。
鉴于上述情况，在日本特开2003-178984公报(专利文献1)中，作为位错密度低的III族氮化物系半导体衬底的制造方法，提出了在衬底材料上设置第一III族氮化物系半导体层的底层衬底上或者在由第一III族氮化物系半导体构成的底层衬底上形成金属膜，在含有氢气或者含有含氢化合物气体的气氛中对上述底层衬底进行热处理，使上述第一III族氮化物系半导体层中形成空隙，再在上述金属膜上形成第二III族氮化物系半导体层的方法。上述专利文献1的实施例14和图16中所记录的GaN自支撑衬底，在断面的荧光显微镜图像中，黑色带状的条带消失，在与蓝宝石衬底的剥离面附近可以观察到大致均匀状态的黑影。对于这种现象，专利文献1中指出，由于增加了载气中的氢混合量，使缺陷不断发展到表面上的趋势受到抑制。
用这种方法制成的GaN自支撑衬底，虽然位错密度降低，但衬底表面的载流子浓度不均匀。在衬底面内的载流子浓度分布，就Si或GaAs等以往使用的半导体衬底而言，单从其制造方法看就不会出现问题，但就GaN自支撑衬底而言，由于使用外延生长较厚的晶体作为衬底，因而在衬底中可能存在局部载流子浓度不均匀的区域。如果为了实现GaN自支撑衬底的低位错化、一边在生长界面上产生小晶面一边进行晶体生长，那么，在小晶面和其它的面之间由于晶体生长速度产生差异，因而两者之间的杂质的实际的偏析系数就产生差别，杂质的分布即载流子浓度出现不均匀。载流子浓度不同的区域，由于呈现为小晶面生长的区域的经历，因而是以在晶体生长方向上延伸的形式分布的。一旦载流子浓度不同的区域到达衬底表面，衬底表面上必然会产生载流子浓度的不均匀。
如果GaN衬底的表面上存在载流子浓度不均匀的区域，在其上面生长的GaN外延层上就容易出现表面凹凸。即，作为基底的GaN衬底即使经过镜面研磨，外延层的表面也会产生表面粗糙的现象。如果不是表面形态均匀的GaN外延层，在其上面形成器件时，就会导致器件的性能劣化及性能差异。
当在晶体生长界面上一边形成被小晶面包围的凹坑一边使晶体生长时，位错会聚集在坑的底部。这些聚集的位错不会全部合并，形成模模糊糊扩展的高位错密度区域。可以认为，在位错模模糊糊聚集的区域，通过杂质的扩散，形成了载流子浓度局部不均匀的区域。
即使是将聚集在坑的底部的位错数量抑制到较少的GaN晶体，其表面上有时也会产生载流子浓度的不均匀分布。在这样的GaN晶体衬底上生长GaN外延层时，表面上出现凹凸的形态。表面凹凸的程度，与具有位错大量聚集的区域的GaN衬底相比没有很大差别。据此可以认为，在外延表面上出现的凹凸，不是由于位错密度而是因为载流子浓度的局部的分布而引起的。
如专利文献1中所述，若增加载气中的氢混合量，或者通过在晶体生长过程中改变晶体生长条件等方法，以终止小晶面生长，则可使晶体生长的界面变得平坦，使表面的载流子浓度分布均匀化。但是，由于将衬底表面的载流子浓度分布控制得大致均匀的这种技术思想以往完全没有，因而人们通过对衬底表面进行研磨来削去载流子浓度分布均匀的区域，结果，在经过镜面精加工的衬底表面上，载流子浓度往往产生很大的偏差。载流子浓度分布均匀的表面层究竟需要多大的厚度，对于这一点以往完全没有进行过研究，因而，好不容易制成具有载流子浓度分布均匀的表面层的GaN衬底，经过镜面精加工后，表面层往往基本上丧失或者变得过薄。这样，就不能稳定地制造位错密度低且表面的载流子浓度不均匀较小、在其上面形成的器件不产生缺陷的GaN衬底。
发明内容
因此，本发明的目的是，提供具有足够厚度的、低位错密度且载流子浓度不均匀较小的表面层的III-V族氮化物系半导体的自支撑衬底及其制造方法。
为了实现上述目的，本发明人进行了深入的研究，结果发现：(a)为了在III-V族氮化物系半导体衬底上形成合格率良好的性能一致的发光元件，致关重要的是，不仅使位错密度均匀地减少，而且载流子浓度的面内的均匀性要好；(b)只要III-V族氮化物系半导体衬底的表面附近(至少深度达10μm的区域)的载流子浓度分布基本上是均匀的，在其上面生长的GaN系外延层的表面形态和性能的均匀性就不会受到损害；反之，(c)如果载流子浓度基本上均匀的表面层厚度小于10μm，在其上面生长GaN系外延层时，就会出现反映出衬底的载流子浓度分布的表面形态粗糙和混晶组成的不均匀。
若在III-V族氮化物系半导体衬底的生长初期，通过有意地使生长界面上出现小晶面，改变位错的传播方向，减少到达衬底表面的位错的同时，在晶体生长过程中使生长界面平坦化，就可以不增加位错密度(保持低位错密度的原状)，生长出表面的载流子浓度分布均匀的衬底。作为使生长界面平坦化的条件，在气相外延过程中增加载气中的氢分压虽是有效的，但从晶体生长初期开始氢分压和GaCl分压保持一定的较高程度的场合，即使在晶体生长过程中不改变生长条件，也可以使生长界面平坦化。此外，采用添加促进III-V族氮化物系半导体横向外延的杂质(Mg等)的方法，也可以使生长界面变得平坦。
本发明是基于上述发现而完成的，本发明提供了III-V族氮化物系半导体衬底及其制造方法，该半导体衬底的位错密度低并且表面载流子浓度分布均匀，因而可以生长出结晶性良好、均匀的GaN系的外延层。
即，本发明的自支撑的HI-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，至少在衬底的最外的表面上，载流子浓度分布基本上是均匀的。
本发明的第一实施方式的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在从表面到至少10μm深度的表层中，载流子浓度分布基本上是均匀的。
本发明的第二实施方式的自支撑的HI-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在与衬底表面大致垂直的方向上存在许多载流子浓度与周围不同的区域的第一层和从表面到至少10μm深度的第二层构成，在上述第二层中基本上没有形成上述载流子浓度不同的区域，因而载流子浓度分布基本上是均匀的。
本发明的第三实施方式的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在从表面到至少10μm深度的表面层的荧光显微镜图像中，不存在具有清晰边界的高亮度区域和低亮度区域。
本发明的第四实施方式的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在任意断面的荧光显微镜图像中，是由由存在具有清晰边界的高亮度区域和低亮度区域的第一层及从表面到至少10μm深度的高亮度区域组成的第二层构成，上述低亮度区域是与高亮度区域的载流子浓度不同的区域。
本发明的第五实施方式的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在从表面到至少10μm深度的表面层中基本上不存在载流子浓度与周围不同的区域。
在上述衬底中的载流子浓度为1×1017cm-3以上的场合，上述表面层(或者第二层或最外的表面)中的载流子浓度的偏差范围在±25％内为宜；反之，上述衬底中的载流子浓度为1×1017cm-3以下的场合，上述表面层(或者第二层或最外的表面)中的载流子浓度的偏差范围在±100％内为宜。另外，优选的是表面的载流子浓度的偏差不大于背面的载流子浓度偏差。这里所说的载流子浓度偏差，可以用下列值表示：(a)载流子浓度的(最大值-最小值)/平均值、(b)与平均值的偏差、或者(c)标准偏差等。本说明书中所述的载流子浓度的偏差是采用上述(a)的(最大值-最小值)/平均值计算出来的。
上述载流子浓度不同的区域的形状，例如是断面为楔形的板状、大致圆锥形状、六角锥形状或十二角锥形状。上述载流子浓度不同的区域的最大尺寸在1mm以下为宜。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，表面和/或背面经过研磨加工。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，具有200μm以上、1mm以下的厚度。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，其表面为(0001)的III族面。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，表面的位错密度低于背面的位错密度。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，包含由GaN或ALGaN构成的层。另外，优选的是，在III-V族氮化物系半导体晶体中掺杂了杂质。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，优选的是，III-V族氮化物系半导体晶体的至少一部分是采用HVPE法生长的。
本发明的第一实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，然后，继续进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，进而在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长达到10μm以上的厚度。
本发明的第二实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，形成10μm以上厚度的载流子浓度分布基本上均匀的第二层。
本发明的第三实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，形成载流子浓度分布基本上均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，研磨衬底表面，使上述第二层余留10μm以上的厚度。
本发明的第四实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，包含有通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层和上述异种衬底分离的工序，在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，然后继续进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，进而在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长达到形成10μm以上的厚度。
本发明的第五实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含有通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，其特征在于，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长形成表面层，从而形成10μm以上厚度的载流子浓度分布均匀的第二层。
本发明的第六实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长形成表面层，从而形成载流子浓度分布均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，研磨衬底表面，使上述第二层余留10μm以上的厚度。
本发明的第七实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成载流子浓度分布基本上均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，在上述第一层中，将一面使生长界面上产生许多凹凸一面生长的区域中的至少一部分除去。
本发明的第八实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成载流子浓度分布基本上均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，在上述第一层中，将一面使生长界面上产生许多凹凸一面生长的区域中的至少一部分除去。
本发明的第九实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成较厚的载流子浓度分布基本上均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，通过切断与晶体生长方向垂直的上述第二层，取得载流子浓度分布均匀的晶体衬底。
本发明的第十实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成较厚的载流子浓度分布基本上均匀的第二层；(c)晶体生长结束后，通过切断与晶体生长方向垂直的上述第二层，取得载流子浓度分布均匀的晶体衬底。
在上述第七和第八实施方式的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法中，优选的是，通过对背面进行研磨加工，使衬底厚度不低于200μm，从而在上述第一层中将一面使生长界面上产生许多凹凸一面生长的区域中的至少一部分除去。更优选的是，在晶体生长结束后，将第一层全部除去。另外，优选的是，对表面进行镜面研磨加工，使衬底厚度不低于200μm。此外，也可以将第一层全部除去。
在本发明的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法中，优选的是，晶体生长初期或生长中途的阶段在晶体生长界面上形成的凹凸的凹部，(1)与生长方向平行的断面是被小晶面包围的V字形或倒梯形，或者(2)具有被小晶面包围的研钵状的形状。
在本发明的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法中，优选的是，晶体生长的至少一部分是采用HVPE法进行的。
在本发明的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法中，优选的是，在晶体生长的过程中为了将晶体生长界面上的凹凸填平，使生长气氛气体的氢浓度或III族原料的分压比此前提高。
在本发明的第九和第十实施方式中，优选的是，利用研磨加工对从较厚地生长的晶体(第二层)上切出的衬底的正面和背面进行精加工。
在本发明的III-V族氮化物系半导体衬底组中，其特征在于，全部衬底都是由上述III-V族氮化物系半导体衬底构成。
根据本发明，可以稳定地得到位错密度低且表面的载流子浓度基本上均匀的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底。通过采用本发明的自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，可以以良好的合格率制造符合设计要求的发光元件和电子元件等器件。
附图说明
图1是表示本发明的GaN自支撑衬底的构成的断面示意图。
图2是表示本发明(实施例1)的GaN自支撑衬底的断面的荧光显微镜照片。
图3是表示现有技术(比较例1)的GaN自支撑衬底的断面的荧光显微镜照片。
图4是表示本发明的GaN自支撑衬底的制造工艺的一个例子(实施例2)的示意图。
图5是表示本发明的GaN自支撑衬底的制造工艺的另一个例子(实施例3)的示意图。
图6是表示本发明的GaN自支撑衬底的表面的载流子浓度分布的曲线图。
图7是表示本发明的GaN自支撑衬底的背面的载流子浓度分布的曲线图。
图8是表示本发明的GaN自支撑衬底的制造工艺的又一个例子(实施例4)的示意图。
图9是表示本发明的GaN自支撑衬底的制造工艺的再一个例子(实施例5)的示意图。
图10是表示本发明(实施例5)的GaN自支撑衬底的断面的荧光显微镜照片。
图11是表示本发明的GaN自支撑衬底的制造工艺的再一个例子(实施例6)的示意图。
具体实施方式
本说明书中所述的“自支撑的衬底”，是指不仅可以保持自然的形状而且具有适合于操作处理那样的强度的衬底。为了具有这样的强度，自支撑衬底的厚度在200μm以上为宜。另外，考虑到形成元件后容易劈开等，自支撑衬底的厚度在1mm以下为宜。如果自支撑衬底过厚，则难以劈开，在劈开面上会产生凹凸。结果，例如在用于半导体激光等的场合，由于反射的损失，导致器件性能劣化等问题。
可适用本发明的III-V族氮化物系半导体，可以用下述通式表示：InxGayAlZn1-x-yN(式中，0≤x≤1、0≤y≤1以及0≤x+y≤1)。其中，从满足强度和制造稳定性等衬底材料所要求的性能的角度考虑，特别优选GaN、AlGaN等半导体。
晶体表面上的载流子浓度不同的区域，虽无法通过目视判别，但可通过在其表面上照射紫外线，利用晶体的光致发光能很容易检测出来。在六方晶系的C轴方向上生长的晶体中，被小晶面包围的凹坑从C轴方向上看是六角形或十二角形的，因此，其生长结果虽形成了六角柱或十二角柱，但由于在晶体生长的初期坑的尺寸也较小，因而通常是向衬底表面逐渐变宽的六角锥或十二角锥。如果被小晶面包围的区域不是凹坑，而是通过FIELO等的ELO的掩模生长形成的带状，其结果将形成与条带方向垂直的、断面形状为倒三角形的楔形，或者倒梯形的平板状或类似形状。
载流子浓度不同的区域由于具有与周围明显不同的边界，因而只要使用荧光显微镜就可以根据其图像的反差很容易检测出来。可以检测的深度，根据用作激励光的紫外线的波长和强度虽有所不同，但检测出的图像在试样的表面上是否能看得见，可根据图像聚焦的位置很容易判别。另外，载流子浓度不同的区域的检测，还可以使用通常的扫描电子显微镜(SEM)或者阴极发光(CL)很容易地进行。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底，载流子浓度不同的各区域的尺寸在1mm以下为宜。这是因为，使用这样的衬底制成的器件(例如激光二极管和发光二极管)的芯片尺寸是1mm以下。载流子浓度不同的区域的尺寸如果超过1mm，在衬底的整个面上制作芯片时，载流子浓度不同的区域的边界处于芯片中的几率增大，导致器件的合格率大大降低。当然，即使载流子浓度不同的区域的尺寸超过1mm，如果表面的载流子浓度均匀性高，也不会妨碍本发明的有效性。
本发明衬底的表面最好是(0001)的III族面，这是因为，GaN系晶体的极性很强，III族面比V族面(氮面)的化学稳定性和热稳定性好，制作器件比较容易。
本发明提供了一种在晶体生长过程中传递到晶体表面的位错减少并且晶体表面的载流子浓度均匀这两方面的性能都良好的衬底，因而具有所得到的衬底的表面位错密度比背面的位错密度要低这样的特征。优选的是，例如采用腐蚀坑法等测定位错密度时，表面的位错密度是背面的位错密度的1/2以下。
作为本发明的生长III-V族氮化物系半导体衬底的方法，最好是采用HVPE(氢化物气相生长)法。这是因为，HVPE法的晶体生长速度快，适合于制作衬底。
III-V族氮化物系半导体衬底的载流子浓度的绝对值，应与所要制作的器件相匹配而适当控制，不能一概而论。因此，载流子浓度的偏差范围的大小也应当根据载流子浓度的绝对值变化，不可一概而论。例如，要制作掺杂Si的n型GaN衬底的载流子浓度是1×1017cm-3的场合，衬底表面的载流子浓度的偏差范围在±25％以内为宜；在载流子浓度为5×1017cm-3的场合，衬底表面的载流子浓度的偏差范围在±15％以内为宜；另外，在载流子浓度为5×1018cm-3的场合，衬底表面的载流子浓度的偏差范围在±10％以内为宜。此外，在要制作掺杂Si的n型GaN衬底的载流子浓度为1×1017cm-3以下的场合，衬底表面的载流子浓度的偏差范围在±100％以内为宜。这样，适宜的载流子浓度的偏差范围随衬底的载流子浓度而不同是因为，衬底的载流子浓度越低，由于偏差范围增大而产生的影响越小。
本发明的衬底的导电型式，应与所要制作的器件相匹配来适当控制，不能一概而论。作为本发明的衬底的导电型式，例如可以举出掺杂Si、S、O等的n型、掺杂Mg和Zn等的p型、掺杂Fe和Cr等或同时掺杂n型和p型掺杂剂的半绝缘型。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底(例如GaN系衬底)，最好是表面经过镜面研磨。一般地说，在生成态的GaN系外延层表面上存在许多蚀丘等较大的凹凸以及可看作表现为台阶群的较小的凹凸。这些凹凸，不仅导致在其上面生长外延层时的形态以及膜厚和组成等不均匀，而且在制作器件的过程中，还导致光刻工序的曝光精度降低。因此，希望衬底表面是平坦的镜面状。要想通过研磨加工得到镜面，必须从晶体的表面削去几μm至几百μm。在本发明中，即使通过研磨削去表面层后，也必须使载流子浓度基本上均匀的层保留10μm以上的厚度。因此，在对衬底表面进行研磨精加工时，必须预先留出研磨余量，在晶体生长时生长出比较厚的载流子浓度均匀的层。
本发明的III-V族氮化物系半导体衬底的背面，最好也要研磨加工成平坦状。一般地说，III-V族氮化物系半导体(GaN等)的自支撑衬底，大多是在异种底层衬底上在异质衬底外延生长后剥离而得到的。因此，剥离后的衬底的背面往往如梨皮状一样粗糙，或者附着有一部分底层衬底。另外，由于翘曲，衬底有时是不平整的。这些情况，在衬底上生长外延层时，往往导致衬底的温度分布不均匀，结果便使外延层的均匀性降低或者再现性恶化。
另外，所述的“从镜面研磨的表面到至少10μm深度的表面层”，是指镜面研磨后的深度至少是10μm的表面层。因此，该表面层在镜面研磨前的深度至少应当是10μm+镜面研磨余量。另外，所述的“载流子浓度分布基本上均匀的”，不是指不管在衬底上的什么位置载流子浓度分布完全是一定的，而是指载流子浓度的偏差范围较小，从而使得衬底上形成的器件的性能保持恒定。因此，例如掺杂Si的n型GaN衬底(载流子浓度：5×1017cm-3)的场合，是指载流子浓度的偏差范围为±15％以内。
在本发明的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法中，由生长较厚的晶体上切出的衬底，最好是通过研磨对其表面和背面进行精加工。在晶体的切断面上，一般存在切断时产生的锯痕等凹凸，如果不加任何处理而保持原状则很难进行良好的外延生长。此外，在晶体的切断时可以使用外周刃切片机、内周刃切片机、钢丝锯等。其中，优先选用钢丝锯。
本发明虽适用于III-V族氮化物系半导体(GaN等)的自支撑衬底，但本发明的技术构思也可以用于附加有底层衬底的GaN系外延衬底(template)。
下面通过实施例进一步详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的限制。
实施例1
在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后除去蓝宝石衬底，如图1所示制成具有包含载流子浓度不同的区域2的层和载流子浓度基本上均匀的层的GaN自支撑衬底1并进行评价。下面参照图4说明本实施例的GaN自支撑衬底的制作方法。
首先，使用蓝宝石衬底11，采用HVPE法生长GaN外延层12a。所谓HVPE法是，将作为III族元素的卤化物的GaCl输送到加热了的衬底表面上，在衬底区域中使其与NH3混合并进行反应，从而在衬底上气相生长GaN晶体的方法。原料气体与H2或N2之类的载气一起流动。衬底区域的温度在电炉中设定为1000℃。另外，在GaN晶体的生长过程中，作为掺杂原料气体向衬底区域供给SiH2Cl2进行掺杂，从而掺杂了Si。
作为原料的GaCl和NH3的分压在衬底区域内分别为5×10-3atm和0.3atm。载气使用2％的H2和98％的N2的混合气体。在这一条件下，蓝宝石衬底11上生成三维岛状的GaN晶体12a的晶核，随后在晶核的侧壁上显现出小晶面，进行晶体生长(工序(b))。这种情况可以通过显微镜观察改变生长时间后取出炉外的衬底表面和断面来加以确认。
随着生长时间延长，GaN晶体12a的顶部变得平坦(工序(c))，然后，晶体开始横向生长，彼此连接，表面逐渐平坦。但是，生长界面并没有完全平坦化，而是在表面上存在许多坑13的状态下进行晶体生长(工序(d))。从正上方看，坑13是直径为几μm至几十μm的大致圆形。观察相当于(d)的试样断面的荧光显微镜图像时，可以观察到从蓝宝石衬底的界面连接到GaN表面上存在的坑13的底部的暗区14。可以认为，该区域14的掺杂剂的摄入量较少，载流子浓度比周围低。实际上，在荧光显微镜图像中对准暗区进行SIMS分析，与周围的区域相比，暗区中Si的浓度是3×1017cm-3，而周围区域中的Si的浓度为7×1017cm-3，是前者的2倍以上。
使GaN晶体12a生长至(d)的状态，然后保持原料气体流量不变，只是把载气改换成10％H2和90％N2的混合气体，继续进行GaN晶体的生长。结果，观察到GaN晶体12a的生长界面12c趋于平坦的倾向(工序(e))。GaN晶体12a的生长界面平坦化后，进而使GaN晶体12b生长至100μm以上的厚度。用荧光显微镜观察生长界面平坦化后生长的区域12b的断面时，发现没有产生新的亮度不同的区域。即，亮度不同的区域14在GaN晶体12的中途(生长界面12c)终止(工序(f))，没有到达GaN晶体12的最外面。图2中示出GaN晶体12的实测荧光显微镜图像。可以确认，一部分坑虽还未终止而到达表面，但大多数坑在GaN晶体12的中途终止，从晶体表面到至少10μm深度范围的荧光显微镜图像的亮度大致是均匀的。
这样，在蓝宝石衬底11上生长了总厚度为250μm的GaN晶体12。GaN晶体12的平均生长速度是约50μm/小时。
将如上所述形成了GaN外延层12的蓝宝石衬底11从反应管中取出，除去蓝宝石衬底11，得到GaN自支撑衬底15。作为除去蓝宝石衬底的方法，可以采用所谓的激光去除法，即，由蓝宝石衬底一侧照射能透过蓝宝石衬底但被GaN吸收的波长的高输出功率的紫外线激光，将GaN晶体的界面附近熔化而除去。除此之外，例如，还可以通过机械研磨或者用强碱性或强酸性的化学药品腐蚀而除去蓝宝石衬底。另外，蓝宝石衬底还可以通过用带电光束或中性光束进行物理腐蚀而去除。
将这样得到的GaN自支撑衬底15的表面和背面分别除去10μm，通过镜面研磨加工提高其平坦性。GaN自支撑衬底15的最终厚度是230μm，具有足够的强度，可以承受用小镊子等进行操作处理。经荧光显微镜观察GaN自支撑衬底15的断面，可以证实在GaN自支撑衬底15的表面附近(至少到10μm的深度)基本上没有载流子浓度不同的区域。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定该GaN自支撑衬底15的表面和背面的载流子浓度分布，测定结果示于图6和图7。如图6所示可以确认，GaN自支撑衬底15的表面的载流子浓度在6.9×1017cm-3～7.6×1017cm-3的范围内，是十分均匀的。与之相反，如图7所示表明，GaN自支撑衬底15的背面的载流子浓度是2.7×1017cm-3～7.1×1017cm-3，波动范围很大。
采用MOVPE法在该GaN自支撑衬底15上生长GaN的外延膜1μm，观察其表面形态时，结果证实，在衬底的整个表面上形成均匀的镜面状态。
比较例1
在衬底区域中，将作为原料的GaCl和NH3的分压分别设定为5×10-3atm和0.3atm，使用2％H2和98％N2的混合气体作为载气，除此之外与实施例1同样进行操作，在蓝宝石衬底上生长GaN的厚膜晶体。结果，GaN的厚度达到300μm，位于表面上的许多坑未被填平而保留原状。
从反应管中取出该衬底，使用上述激光去除法除去蓝宝石衬底，得到GaN自支撑衬底。通过将GaN自支撑衬底的表面和背面分别镜面研磨达30μm和10μm的深度，以提高其平坦性。经过镜面研磨，衬底表面上残留的坑基本上消失。GaN自支撑衬底的最终厚度是260μm。
用荧光显微镜观察GaN自支撑衬底的断面时，如图3所示可见，在衬底内部存在许多连接表面和背面的呈楔形的与周围亮度不同的区域。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定该GaN自支撑衬底的表面和背面的载流子浓度分布。结果表明，衬底表面的载流子浓度是2.4×1017cm-3～7.7×1017cm-3，波动范围很大，与背面的载流子浓度的波动范围(2.6×1017cm-3～8.1×1017cm-3)没有很大差别。
使用MOVPE法在该GaN自支撑衬底上生长GaN的外延膜1μm，观察其表面形态时，结果证实，在衬底的整个表面上产生许多直径10-60μm的梯田状的凹凸。可以预见，这些凹凸在实际制作器件时将成为障碍。
实施例2
除了对HVPE法的晶体生长条件作少许改变外，其余基本上与实施例1同样操作，通过在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后除去蓝宝石衬底，制成图1所示的GaN自支撑衬底并进行评价。下面参照图4说明本实施例的GaN自支撑衬底的制作方法。
首先，使用蓝宝石的C面衬底11，采用与实施例1相同的HVPE法生长GaN外延层12a。衬底区域的温度在电炉中设定为1050℃。作为原料的GaCl和NH3的分压在衬底区域中分别为6×10-3atm和0.4atm，从一开始就使用10％H2和90％N2的混合气体作为载气。在GaN晶体的生长过程中，作为掺杂原料气体通过向衬底区域供给SiH2CL2进行掺杂，在GaN晶体中掺杂了Si。
首先，在蓝宝石衬底11上生成三维的岛状的GaN晶体12a的核，随后在晶核12a的侧壁上显现出小晶面，进行晶体生长(工序(b))。这种情况可以通过显微镜观察改变生长时间后取出到炉外的衬底表面和断面予以确认。随着生长时间延长，GaN晶体12a的顶部以上面为(0001)Ga面而变得平坦化，随后，晶体开始横向生长，彼此连接，表面逐渐平坦化(工序(c))。进而在相同的条件下继续进行晶体生长时，处于GaN晶体12a的生长界面上的坑自然终止，观察到平坦化的倾向(工序(e))。这样，GaN晶体12a的生长界面12c变得平坦化后，继续GaN晶体12b的生长直至100μm以上的厚度。
在生长界面自然平坦化后生长的区域12b中，经过断面的荧光显微镜观察确认，没有产生新的亮度不同的区域。即，亮度不同的区域14在GaN晶体12的中途终止(工序(f))，没有到达晶体的最外面。
这样，在蓝宝石衬底11上生长了总厚度550μm的GaN晶体12。GaN晶体12的平均生长速度是约65μm/小时。
从反应管中取出该衬底，采用上述的激光去除法除去蓝宝石衬底11，得到GaN自支撑衬底15。通过镜面研磨加工GaN自支撑衬底15的表面和背面，将表面除去30μm，将背面除去90μm，以提高平坦性。经过镜面研磨，GaN自支撑衬底的最终厚度为430μm。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定该GaN自支撑衬底15的表面和背面的载流子浓度分布。结果确认，衬底表面的载流子浓度在0.9×1018cm-3～1.6×1018cm-3的范围内，是十分均匀的，与此相反表明，衬底背面的载流子浓度是4.7×1017cm-3～13.1×1017cm-3，波动范围很大。
对所得到的GaN自支撑衬底15的断面进行荧光显微镜观察时确认，从衬底表面到深度100μm以上的区域中不存在亮度不同的区域。
实施例3
采用空隙形成剥离法(Void-Assisted Separation Method-VAS法)，通过在蓝宝石衬底上生成GaN外延层，然后除去蓝宝石衬底，制成GaN自支撑衬底并进行评价。VAS法的详细情况记载在日本专利申请2002-64345中，简而言之，就是在蓝宝石衬底与GaN生成层之间夹入具有网孔结构的氮化钛薄膜进行晶体生长。下面参照图5说明本实施例的GaN自支撑衬底的制作方法。
采用MOVPE法，以三甲基镓(TMG)和NH3作为原料，在直径2英寸的单晶蓝宝石C面衬底21上生长未掺杂的GaN层22达300nm厚(工序(b))。然后，在该GaN外延衬底上蒸镀20nm厚的金属Ti膜23(工序(c))，将其放入电炉中，在20％NH3与80％H2的混合气体的气流中进行1050℃×20分钟的热处理。结果，GaN层22的一部分被腐蚀，变成具有高密度空隙的层24，与此同时金属Ti膜23被氮化，变成表面上形成高密度亚微型的微细孔穴的TiN层25。结果，得到(d)所示结构的衬底。
将该衬底放入HVPE炉中，在其整体上沉积400μm厚的GaN晶体26。首先，用于GaN晶体26a生长的原料是NH3和GaCl，使用5％H2和95％N2的混合气体作为载气。生长条件是常压、衬底温度是1040℃。供给气体中的GaCl和NH3的分压，在生长开始时分别是8×10-3atm和5.6×10-2atm，V/III比是7。另外，在GaN晶体26a的生长过程中，通过向衬底区域供给SiH2CL2作为掺杂原料气体，进行Si的掺杂。
首先，在衬底21上生成三维的岛状GaN的晶核26a(工序(e))，随后，晶体开始横向生长，彼此连接，逐步进行表面的平坦化(工序(f))。这种情况可以通过显微镜观察改变生长时间后取出到炉外的衬底表面和断面予以确认。随着生长时间延长，GaN晶体26a的生长界面上的坑27的数量虽减少，但没有完全消失，在表面上仍存在许多坑的状态下进行晶体生长。从正上方看，坑27是直径几μm至几十μm的大致圆形或十二角形。在相当于(f)的试样断面的荧光显微镜图像中，可以看到从衬底21的界面连接到GaN表面上存在的坑27的底部的暗区28。可以认为，该区域28的掺杂剂的摄入量较少，载流子浓度比周围低。
在生长GaN晶体26a达到(f)所示的状态后，只增大供给气体中的GaCl分压，继续进行晶体生长时发现，坑27终止，GaN晶体26a的生长界面进一步平坦化的倾向(工序(g))。GaN晶体26a的生长界面26c平坦化后，进而继续GaN晶体26b的生长至200μm以上的厚度。经断面的荧光显微镜观察表明，在生长界面平坦化后生长的区域26b中没有产生新的亮度不同的区域。即，亮度不同的区域28在GaN晶体26的中途终止(工序(h))，没有到达GaN晶体的最外面予以确认。
GaN晶体生长结束后，在冷却HVPE装置的过程中，GaN层26以空隙层为分界线从蓝宝石的底层衬底上自然剥离，得到GaN自支撑衬底30(工序(i))。通过对该GaN自支撑衬底30的表面和背面进行镜面研磨加工，将表面去除20μm，将背面去除50μm，以提高平坦性。经过镜面研磨，GaN自支撑衬底30的最终厚度为330μm(工序(j))。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定所得到的GaN自支撑衬底30的表面和背面的载流子浓度分布。结果证实，衬底表面的载流子浓度在9.2×1017cm-3～10.1×1017cm-3的范围内，是十分均匀的。与此相反表明，衬底背面的载流子浓度是2.8×1017cm-3～8.8×1017cm-3，波动范围很大。另外，对该GaN自支撑衬底30的断面进行荧光显微镜观察时确认，从表面到深度100μm以上的区域中不存在亮度不同的区域。
测定GaN自支撑衬底30的表面和背面的位错密度。将GaN自支撑衬底30浸渍在磷酸与硫酸的加热混合液中，通过计数腐蚀产生的坑的数量，以求出表面的位错密度。另外，由plan-view的透射型电子显微镜(TEM)观察图像求出背面的位错密度。结果表明，该GaN自支撑衬底30的表面的位错密度是4.2±1×106cm-2，背面的位错密度是7.2±1×108cm-2。
实施例4
与实施例3同样采用VAS法在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后通过除去蓝宝石衬底，制成GaN自支撑衬底并进行评价。下面，参照图8说明本实施例的GaN自支撑衬底的制作方法。
采用MOVPE法，以TMG和NH3作为原料，在直径2英寸的单晶蓝宝石C面衬底31上生长未掺杂的GaN层32达300nm的厚度(工序(b))。在该GaN外延衬底上蒸镀20nm厚的金属Ti膜33(工序(c))，将其放入电炉中，在20％NH3与80％H2的混合气体的气流中进行1050℃×20分钟的热处理。结果，GaN层32的一部分被腐蚀，变成具有高密度空隙的层34，与此同时Ti层33被氮化，变成表面上形成高密度亚微型的微细孔穴的TiN层35。结果，得到(d)所示结构的衬底。
将该衬底放入HVPE炉中，沉积550nm厚的GaN晶体。用于晶体生长的原料是NH3和GaCl，使用5％H2和95％N2的混合气体作为载气。生长条件是常压、衬底温度是1040℃。供给气体中的GaCl和NH3的分压，在晶体生长开始时分别是8×10-3atm和5.6×10-2atm，V/III比是7。另外，在GaN晶体的生长过程中，通过向衬底区域供给SiH2CL2作为掺杂原料气体，进行Si的掺杂。
开始时，在衬底31上生成三维的岛状的GaN的晶核36a(工序(e))，随后，晶体开始横向生长，彼此连接，表面逐步平坦化(工序(f))。这种情况可以通过显微镜观察改变生长时间后取出到炉外的衬底表面和断面予以确认。随着生长时间延长，GaN晶体36a的生长界面上的坑37的数量虽减少，但没有完全消失，在表面上仍存在许多坑的状态下进行晶体生长。从正上方看，坑37是直径几μm至几十μm的大致圆形或十二角形。在相当于(f)的试样断面的荧光显微镜图像中，观察到从衬底的界面连接到GaN表面上存在的坑37的底部的暗区38。可以认为，该区域38的掺杂剂的摄入量较少，载流子浓度比周围低。
使GaN晶体36a生长达到(f)所示的状态后，只将供给气体中的GaCl分压增加到12×10-2atm，继续进行晶体生长时发现，坑37终止，GaN晶体36a的生长界面进一步平坦化的倾向(工序(g))。到此时为止，生长出约80μm厚的GaN晶体36a。GaN晶体36a的生长界面平坦化后，进而继续GaN晶体36b的生长至470μm厚。在生长界面平坦化后生长的区域36b中，经断面荧光显微镜观察，没有发现新产生亮度不同的区域。即，亮度不同的区域38在GaN晶体36的中途终止(工序(h))，没有到达GaN晶体的最外面予以证实。
晶体生长结束后，在冷却HVPE装置的过程中，GaN层36以空隙层为分界线从底层衬底31上自然剥离，得到GaN自支撑衬底40(工序(i))。通过对该GaN自支撑衬底40的表面和背面进行镜面研磨加工，将表面和背面分别去除达20μm和100μm的深度，以提高平坦性。经过镜面研磨GaN自支撑衬底40的最终厚度为430μm。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定所得到的GaN自支撑衬底40的表面和背面的载流子浓度分布。结果证实，衬底表面的载流子浓度在9.2×1017cm-3～10.1×1017cm-3的范围内，是十分均匀的。另外表明，衬底背面的载流子浓度是8.8×1017cm-3～10.8×1017cm-3，与表面没有大的变化。荧光显微镜观察该GaN自支撑衬底40的断面时，衬底内部不存在亮度不同的区域予以确认。
实施例5
采用FIELO法(A.Usui，et al.，Jpn.J.Appl.Phys.Vol.36(1997)，pp.L.889-1.902)在蓝宝石衬底上生长GaN外延层，然后通过除去蓝宝石衬底，制成GaN自支撑衬底并进行评价。下面，参照图9说明本实施例的GaN自支撑衬底的制作方法。
采用MOVPE法，以TMG和NH3作为原料，在直径2英寸的单晶蓝宝石C面衬底41上生长未掺杂的GaN层42达600nm的厚(工序(b))。然后，采用热CVD法在该GaN外延衬底上沉积0.5μm厚的SiO2膜，利用光刻在SiO2膜上开出与<11-20>平行的带状的窗口，使GaN层42露出(工序(c))。窗口的宽度是3μm，SiO2掩模43的宽度是7μm。
将该衬底放入HVPE炉中，在其整体上沉积500μm厚的GaN晶体44。用于晶体生长的原料是NH3和GaCl，使用5％H2和95％N2的混合气体作为载气。生长条件是常压、衬底温度是1040℃。晶体生长开始时供给气体中的GaCl和NH3的分压分别是8×10-3atm和5.6×10-2atm，V/III比是7。在GaN晶体的生长过程中，通过向衬底区域供给SiH2CL2作为掺杂原料气体，进行Si的掺杂。
GaN晶体44一开始是在窗口部的基底GaN上选择性地生长，排列成与<11-20>平行的条带状。与<11-20>垂直的断面变成如(d)示意的样子。
当掩模的沟部填满时，在SiO2掩模43上GaN晶体44a横向生长使其覆盖衬底的整个表面。此时，在呈带状延伸的GaN晶体44a的侧面出现小晶面，在与相邻的晶体汇合的区域中出现断面呈V字型的沟45(工序(e))。这种情况可以通过显微镜观察改变生长时间后取出到炉外的衬底表面和断面得到确认。
在相当于(e)的试样的断面的荧光显微镜图像中，观察到从与SiO2掩模43的界面连接到GaN表面上存在的V字型沟45的底部的暗区46。该区域46是掺杂剂的摄入量较少、载流子浓度比周围低的区域。
如果就这样延长晶体生长时间，晶体生长虽在生长界面上残留上述V字型的沟45的原状下进行，但随着生长的进行，这些沟45逐渐被填平，当GaN晶体44a的厚度超过100μm时，则形成具有平坦表面的GaN膜(工序(f))。
使GaN晶体44a的生长界面变得平坦化后，进而继续GaN晶体44b的生长直至达到约400μm厚度。GaN晶体断面的荧光显微镜观察结果，在生长界面平坦化后生长的区域中没有新产生的亮度不同的区域。即观测到，亮度不同的区域46在GaN晶体44的中途终止(工序(g))，而没有到达GaN晶体的最外面。
这样，得到总厚度约500μm的GaN晶体44。GaN晶体的平均生长速度是75μm/小时。从反应管中取出该衬底，用上述激光去除法除去蓝宝石衬底41，得到GaN自支撑衬底50(工序(h))。
通过对GaN自支撑衬底50的表面和背面进行镜面研磨加工，将表面和背面分别去除20μm和60μm，以提高平坦性(工序(i))。GaN自支撑衬底50的最终厚度是420μm。衬底断面的荧光显微镜观察结果表明，在衬底的表面一侧的大部分(380μm厚度)中没有载流子浓度不同的区域。图10中示出该GaN自支撑衬底50的断面荧光显微镜图像。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定该GaN自支撑衬底50的表面和背面的载流子浓度分布。结果证实，衬底表面的载流子浓度在6.6×1017cm-3～7.2×1017cm-3的范围内，是十分均匀的。与此相反表明，衬底背面的载流子浓度是1.7×1017cm-3～7.2×1017cm-3，波动范围很大。
采用MOVPE法在该GaN自支撑衬底50上生长GaN的外延膜至1μm厚，研究其表面形态时，证实在衬底整个表面上形成均匀的镜面状态。
实施例6
按照与实施例1相同的方法和条件，如图11所示，在直径50mm的蓝宝石衬底11上首先生长包含载流子浓度不同的区域14的第一GaN层12a(工序(a)～(d))，然后通过使生长界面12c平坦化(工序(e))生长载流子浓度均匀的第二GaN层12b(工序(f))。与实施例1不同之处在于，使载流子浓度均匀的第二GaN层12b连续生长达到约20mm厚度。
将厚度约20mm的第二GaN层12b在带有蓝宝石衬底11的原状的状态下贴到固定夹具上，用电积金刚石磨粒的钢丝锯将其切断。GaN晶体12b的切断是与晶体的生长方向垂直(与蓝宝石衬底11的表面平行)地进行(工序(g))。这样，从生长较厚的第二GaN层12b上切出19片直径50mm、厚度450μm的GaN衬底12d。对切出的各GaN衬底的正面和背面进行镜面研磨，得到无色透明的GaN自支撑衬底12d(工序(h))。
用荧光显微镜观察这样得到的各GaN自支撑衬底12d的任意表面和断面时，完全没有观察到亮度不同的区域。
采用van der Pauw法在衬底的直径方向上以5mm的间隔测定各GaN自支撑衬底12d的表面的载流子浓度分布时，可确认载流子浓度在6.9×1017cm-3～7.4×1017cm-3的范围内，是十分均匀的。
采用MOVPE法在各GaN自支撑衬底12d上生长GaN的外延膜至2μm厚度，研究其表面形态时，证实在衬底整个表面上形成均匀的镜面状态。
以上通过实施例对本发明进行了详细的说明，但这些实施例只是例示，可以对这些实施例的各工艺进行组合等以做出各种改变，这些改变也都在本发明的范围内，这是本行业的人员所能理解的。例如，在实施例中，对于GaN晶体生长的一部分也可以组合使用MOVPE法。另外，在晶体生长的初期或中途的阶段中，为了一面在晶体生长界面上产生许多凹凸一面进行生长，也可以组合使用作为现有技术公知的使用SiO2等掩模的ELO技术。在实施例中，虽使用蓝宝石衬底作为底层衬底，不过，GaAs和Si、ZrB2、ZnO等作为以往的GaN系外延层用衬底曾有记载的衬底都可以适用。
在除去底层衬底后，也可以通过热处理使GaN衬底的表面的载流子浓度分布均匀化。这种方法是利用了下述现象，即，通过将GaN晶体保持在1000℃左右的高温下，晶体表面的原子(或分子)通过大量迁移(masstransport)而再构成的现象。但是，用这种方法改性的表面的深度有限，因而不能得到像本发明那样的均匀化的效果。
在实施例中虽列举了GaN自支撑衬底的制造方法，当然也可以适用于ALGaN自支撑衬底。

Claims (48)

1.一种III-V族氮化物系半导体衬底，该半导体衬底是自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，至少在衬底的从表面到至少10μm深度的表面层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
2.一种HI-V族氮化物系半导体衬底，该半导体衬底是自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，该衬底是由在与衬底表面大致垂直的方向上存在许多载流子浓度与周围不同的区域的第一层和从表面到至少10μm深度的第二层构成，在所述的第二层中没有形成上述载流子浓度不同的区域，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
3.一种III-V族氮化物系半导体衬底，该半导体衬底是自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在从表面到至少10μm深度的表面层的荧光显微镜图像中，不存在具有清晰边界的高亮度区域和低亮度区域。
4.一种III-V族氮化物系半导体衬底，该半导体衬底是自支撑的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在任意断面的荧光显微镜图像中，是由存在具有清晰边界的高亮度区域和低亮度区域的第一层及从表面到至少10μm深度的高亮度区域组成的第二层构成，上述低亮度区域是载流子浓度与上述高亮度区域不同的区域。
5.如权利要求3所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述衬底中的载流子浓度是1×1017cm-3以上，并且，所述表面层中的载流子浓度的偏差范围在±25％之内。
6.如权利要求4所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述衬底中的载流子浓度是1×1017cm-3以上，并且，所述第二层的载流子浓度的偏差范围在±25％之内。
7.如权利要求3所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述衬底中的载流子浓度低于1×1017cm-3，并且，所述表面层中的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
8.如权利要求4所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述衬底中的载流子浓度低于1×1017cm-3，并且，所述第二层中的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
9.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，表面的载流子浓度的偏差不大于背面的载流子浓度的偏差。
10.如权利要求2或4所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述的载流子浓度不同的区域是断面为楔形的板状。
11.如权利要求2或4所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述的载流子浓度不同的区域是大致圆锥形状、六角锥形状或十二角锥形状。
12.如权利要求10所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，所述的载流子浓度不同的区域的最大尺寸是1mm以下。
13.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，表面经过研磨加工。
14.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，背面经过研磨加工。
15.如权利要求13所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，背面经过研磨加工。
16.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，具有200μm以上、1mm以下的厚度。
17.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，衬底表面是(0001)的III族面。
18.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，表面的位错密度低于背面的位错密度。
19.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，包含由GaN或A1GaN构成的层。
20.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，在III-V族氮化物系半导体晶体中掺杂了杂质。
21.如权利要求1-4中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底，其特征在于，III-V族氮化物系半导体晶体的至少一部分是采用氢化物气相生长法HVPE生长的。
22.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，然后，继续进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，进而在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长达到10μm以上的厚度，
并且至少在所述10μm以上的厚度内，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
23.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，形成10μm以上厚度的第二层，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
24.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，形成第二层；(c)晶体生长结束后，研磨衬底表面，使上述第二层余留10μm以上的厚度，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
25.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含有通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层和上述异种衬底分离的工序，其特征在于，在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，然后继续进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，进而在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长达到形成10μm以上的厚度，
并且至少在所述10μm以上的厚度内，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
26.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含有通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，其特征在于，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长形成表面层，从而形成10μm以上厚度第二层，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
27.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，其特征在于，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长形成表面层，从而形成第二层；(c)晶体生长结束后，研磨衬底表面，使上述第二层余留10μm以上的厚度，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
28.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成第二层；(c)晶体生长结束后，在上述第一层中，将一面使生长界面上产生许多凹凸一面进行晶体生长的区域中的至少一部分除去，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
29.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，其特征在于，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成第二层；(c)晶体生长结束后，在上述第一层中，将一面使生长界面上产生许多凹凸一面进行晶体生长的区域中的至少一部分除去，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
30.如权利要求22所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，通过对背面进行研磨加工，使衬底厚度不小于200μm，从而除去上述第一层中一面在生长界面上产生许多凹凸一面进行晶体生长的区域中的至少一部分。
31.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，(a)在III-V族氮化物系半导体晶体的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成第二层；(c)晶体生长结束后，与晶体生长方向垂直地切断上述第二层，取得晶体衬底，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
32.一种III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，该制造方法包含通过外延生长在异种衬底的上表面形成III-V族氮化物系半导体层，然后将上述III-V族氮化物系半导体层与上述异种衬底分离的工序，其特征在于，(a)在上述III-V族氮化物系半导体层的生长初期或生长中途的阶段，一面使晶体生长界面上产生许多凹凸，一面进行晶体生长，进而，通过进行晶体生长将上述凹凸填平，使上述晶体生长界面变得平坦，从而形成载流子浓度分布不均匀的第一层；(b)通过在保持平坦化的晶体生长界面的形状的状态下继续晶体生长，从而形成第二层；(c)晶体生长结束后，与晶体生长方向垂直地切断上述第二层，取得晶体衬底，
并且，至少在所述第二层中，载流子浓度分布满足如下条件：
如果载流子浓度是1×1017cm-3以上，则载流子浓度的偏差范围在±25％之内，
如果载流子浓度低于1×1017cm-3，则的载流子浓度的偏差范围在±100％之内。
33.如权利要求28、29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，对表面进行镜面研磨加工，使衬底厚度不小于200μm。
34.如权利要求30所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，对表面进行镜面研磨加工，使衬底厚度不小于200μm。
35.如权利要求28、29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，将上述第一层全部除去。
36.如权利要求33所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，将上述第一层全部除去。
37.如权利要求22-29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的初期或生长中途的阶段，在晶体生长界面上形成的凹凸的凹部的、与生长方向平行的断面的形状是被小晶面包围的V字形或倒梯形。
38.如权利要求35所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的初期或生长中途的阶段，在晶体生长界面上形成的凹凸的凹部的、与生长方向平行的断面的形状是被小晶面包围的V字形或倒梯形。
39.如权利要求22-29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的初期或生长中途的阶段，在晶体生长界面上形成的凹凸的凹部具有被小晶面包围的研钵状的形状。
40.如权利要求37所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的初期或生长中途的阶段，在晶体生长界面上形成的凹凸的凹部具有被小晶面包围的研钵状的形状。
41.如权利要求22-29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的至少一部分是采用氢化物气相生长法HVPE进行的。
42.如权利要求39所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，晶体生长的至少一部分是采用氢化物气相生长法HVPE进行的。
43.如权利要求22-29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在晶体生长的过程中为了将晶体生长界面上的凹凸填平，使生长气氛气体的氢浓度比此前提高。
44.如权利要求41所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在晶体生长的过程中为了将晶体生长界面上的凹凸填平，使生长气氛气体的氢浓度比此前提高。
45.如权利要求22-29、31、32中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在晶体生长的过程中为了将晶体生长界面上的凹凸填平，使III族原料的分压比此前提高。
46.如权利要求40所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，在晶体生长的过程中为了将晶体生长界面上的凹凸填平，使III族原料的分压比此前提高。
47.如权利要求31或32所述的III-V族氮化物系半导体衬底的制造方法，其特征在于，对切出的衬底的表面和背面进行研磨加工。
48.一种III-V族氮化物系半导体衬底组件，是由许多片III-V族氮化物系半导体衬底构成的组件，其特征在于，所有的衬底都是由权利要求1-18中任一项所述的III-V族氮化物系半导体衬底构成。
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